具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。

“化学组成”

首先，对本发明的实施方式的钢板的化学组成进行说明。以下的说明中，钢板中所含的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。本实施方式的钢板具有下述所示的化学组成：C：0.008～0.150％、Si：0.01～1.70％、Mn：0.60～2.50％、Al：0.010～0.60％、Ti：0～0.200％、Nb：0～0.200％、Ti+Nb：0.015～0.200％、Cr：0～1.0％、B：0～0.10％、Mo：0～1.0％、Cu：0～2.0％、Ni：0～2.0％、Mg：0～0.05％、稀土类金属(rareearth metal：REM)：0～0.05％、Ca：0～0.05％、Zr：0～0.05％、P：0.05％以下、S：0.0200％以下、N：0.0060％以下、并且剩余部分：Fe及杂质。作为杂质，可例示出矿石、废料等原材料中所含的杂质、在制造工序中包含的杂质。

“C：0.008～0.150％”

C与Nb、Ti等结合而在钢板中形成析出物，通过析出强化而有助于钢的强度提高。C含量低于0.008％时，无法充分得到该效果。因此，C含量设定为0.008％以上。C含量优选设定为0.010％以上，更优选设定为0.018％以上。另一方面，C含量超过0.150％时，贝氏体中的取向分散容易变大，晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例不足。另外，C含量超过0.150％时，对拉伸凸缘性有害的渗碳体增加，拉伸凸缘性劣化。因此，C含量设定为0.150％以下。C含量优选设定为0.100％以下，更优选设定为0.090％以下。

“Si：0.01～1.70％”

Si作为钢液的脱氧剂发挥功能。Si含量低于0.01％时，无法充分得到该效果。因此，Si含量设定为0.01％以上。Si含量优选设定为0.02％以上，更优选设定为0.03％以上。另一方面，Si含量超过1.70％时，拉伸凸缘性劣化、产生表面瑕疵。另外，Si含量超过1.70％时，相变点过于上升，产生提高轧制温度的必要。该情况下，热轧中的再结晶被显著促进，晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例不足。另外，Si含量超过1.70％时，在钢板的表面形成有镀层的情况下容易产生表面瑕疵。因此，Si含量设定为1.70％以下。Si含量优选设定为1.60％以下，更优选设定为1.50％以下，进一步优选设定为1.40％以下。

“Mn：0.60～2.50％”

Mn通过固溶强化或通过提高钢的淬透性而有助于钢的强度提高。Mn含量低于0.60％时，无法充分得到该效果。因此，Mn含量设定为0.60％以上。Mn含量优选设定为0.70％以上，更优选设定为0.80％以上。另一方面，Mn含量超过2.50％时，淬透性变得过度，贝氏体中的取向分散的程度变大。其结果是，晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例不足，拉伸凸缘性劣化。因此，Mn含量设定为2.50％以下。Mn含量优选设定为2.30％以下，更优选设定为2.10％以下。

“Al：0.010～0.60％”

Al作为钢液的脱氧剂是有效的。Al含量低于0.010％时，无法充分得到该效果。因此，Al含量设定为0.010％以上。Al含量优选设定为0.020％以上，更优选设定为0.030％以上。另一方面，Al含量超过0.60％时，焊接性和韧性等劣化。因此，Al含量设定为0.60％以下。Al含量优选设定为0.50％以下，更优选设定为0.40％以下。

“Ti：0～0.200％、Nb：0～0.200％、Ti+Nb：0.015～0.200％”

Ti及Nb以碳化物(TiC，NbC)的方式在钢中微细地析出，通过析出强化而使钢的强度提高。另外，Ti及Nb通过形成碳化物而将C固定，抑制对拉伸凸缘性有害的渗碳体的生成。即，Ti及Nb为了在退火中析出TiC并使其强化是重要的。详细情况在后面叙述，但关于本实施方式中的Ti及Nb的有效利用方法，也在这里叙述。在制造工序中，在热轧阶段(从热轧到卷取为止的阶段)，由于需要使一部分Ti及Nb成为固溶状态，所以将热轧中的卷取温度设定为不易产生Ti析出物和Nb析出物的620℃以下。并且，通过在退火前实施表皮光轧来导入位错是重要的。接着，在退火阶段，在所导入的位错上，Ti(C，N)、Nb(C，N)微细地析出。特别是在位错密度变高的钢板表层附近，该效果(Ti(C，N)、Nb(C，N)的微细析出)变得显著。通过该效果，能够设定为Hvs/Hvc≥0.85，能够达成高疲劳特性。另外，通过Ti及Nb的析出强化，能够将抗拉强度与屈服强度之比(屈服比)设定为0.80以上。Ti及Nb的合计含量低于0.015％时，无法充分得到这些效果。因此，Ti及Nb的合计含量设定为0.015％以上。Ti及Nb的合计含量优选设定为0.020％以上。Ti及Nb的合计含量低于0.015％时，加工性劣化，在轧制中开裂的频率变高。另外，Ti含量优选设定为0.025％以上，更优选设定为0.035％以上，进一步优选设定为0.025％以上。另外，Nb含量优选设定为0.025％以上，更优选设定为0.035％以上。另一方面，如果Ti及Nb的合计含量超过0.200％，则晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例不足，拉伸凸缘性大大劣化。因此，Ti及Nb的合计含量设定为0.200％以下。Ti及Nb的合计含量优选设定为0.150％以下。

“P：0.05％以下”

P为杂质。P由于会使韧性、延展性、焊接性等劣化，所以P含量越低越优选。如果P含量超过0.05％，则拉伸凸缘性的劣化显著。因此，P含量设定为0.05％以下。P含量优选设定为0.03％以下，更优选设定为0.02％以下。P含量的下限没有特别规定，但过度的降低从制造成本的观点出发是不优选的。因此，P含量也可以设定为0.005％以上。

“S：0.0200％以下”

S为杂质。S不仅会引起热轧时的开裂，而且会形成使拉伸凸缘性劣化的A系夹杂物。因此，S含量越低越优选。如果S含量超过0.0200％，则拉伸凸缘性的劣化显著。因此，S含量设定为0.0200％以下。S含量优选设定为0.0150％以下，更优选设定为0.0060％以下。S含量的下限没有特别规定，但过度的降低从制造成本的观点出发是不优选的。因此，S含量也可以设定为0.0010％以上。

“N：0.0060％以下”

N为杂质。N比C优先地与Ti及Nb形成析出物，使对C的固定有效的Ti及Nb减少。因此，N含量优选较低。如果N含量超过0.0060％，则拉伸凸缘性的劣化显著。因此，N含量设定为0.0060％以下。N含量优选设定为0.0050％以下。N含量的下限没有特别规定，但过度的降低从制造成本的观点出发是不优选的。因此，N含量也可以设定为0.0010％以上。

Cr、B、Mo、Cu、Ni、Mg、REM、Ca及Zr不是必需元素，是也可以使钢板中有限地适当含有规定量的任选元素。

“Cr：0～1.0％”

Cr有助于钢的强度提高。即使不含有Cr也可达成所期望的目的，但为了充分得到该效果，Cr含量优选设定为0.05％以上。另一方面，Cr含量超过1.0％时，上述效果饱和从而经济性降低。因此，Cr含量设定为1.0％以下。

“B：0～0.10％”

B会提高淬透性，使作为硬质相的低温相变生成相的组织分率增加。即使不含有B也可达成所期望的目的，但为了充分得到该效果，B含量优选设定为0.0005％以上。另一方面，B含量超过0.10％时，上述效果饱和从而经济性降低。因此，B含量设定为0.10％以下。

“Mo：0～1.0％”

Mo具有使淬透性提高、并且形成碳化物而提高强度的效果。即使不含有Mo也可达成所期望的目的，但为了充分得到该效果，Mo含量优选设定为0.01％以上。另一方面，Mo含量超过1.0％时，有可能延展性、焊接性降低。因此，Mo含量设定为1.0％以下。

“Cu：0～2.0％”

Cu会提高钢板的强度，并且使耐蚀性、氧化皮的剥离性提高。即使不含有Cu也可达成所期望的目的，但为了充分得到该效果，Cu含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.04％以上。另一方面，Cu含量超过2.0％时，有可能会产生表面瑕疵。因此，Cu含量设定为2.0％以下，优选设定为1.0％以下。

“Ni：0～2.0％”

Ni会提高钢板的强度，并且使韧性提高。即使不含有Ni也可达成所期望的目的，但为了充分得到该效果，Ni含量优选设定为0.01％以上。另一方面，Ni含量超过2.0％时，延展性降低。因此，Ni含量设定为2.0％以下。

“Mg：0～0.05％、REM：0～0.05％、Ca：0～0.05％、Zr：0～0.05％”

Ca、Mg、Zr及REM都会控制硫化物、氧化物的形状而使韧性提高。即使不含有Ca、Mg、Zr及REM也可达成所期望的目的，但为了充分得到该效果，选自Ca、Mg、Zr及REM中的1种以上的含量优选设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0005％以上。另一方面，Ca、Mg、Zr或REM中的任一者的含量超过0.05％时，拉伸凸缘性劣化。因此，Ca、Mg、Zr及REM的含量都设定为0.05％以下。

“金属组织”

接下来，对本发明的实施方式的钢板的组织(金属组织)进行说明。以下的说明中，各组织的比例(面积率)的单位即“％”只要没有特别说明，则是指“面积％”。本实施方式的钢板具有下述所示的组织：铁素体：5～60％、并且贝氏体：40～95％。

“铁素体：5～60％”

如果铁素体的面积率低于5％，则钢板的延展性劣化，确保一般汽车用构件等所要求的特性变得困难。因此，铁素体的面积率设定为5％以上。另一方面，铁素体的面积率超过60％时，拉伸凸缘性劣化、得到充分的强度变得困难。因此，铁素体的面积率设定为60％以下。铁素体的面积率优选设定为低于50％，更优选设定为低于40％，进一步优选设定为低于30％。

“贝氏体：40～95％”

在贝氏体的面积率为40％以上的情况下，能够期待由析出强化带来的强度的增加。即，如后述那样，在本实施方式的钢板的制造方法中，将热轧钢板的卷取温度设定为630℃以下，在钢板中确保固溶Ti、固溶Nb，但该温度与贝氏体相变温度接近。因此，在钢板的显微组织中包含许多贝氏体，与相变同时导入的相变位错会增加退火时的TiC、NbC的核生成位点，所以可谋求更大的析出强化。通过热轧中的冷却历程，其面积率发生较大变化，但根据所需要的材质特性来调整贝氏体的面积率。贝氏体的面积率优选设定为超过50％，由此不仅由析出强化带来的强度增加进一步变大，而且会减少压制成形性差的粗大的渗碳体，压制成形性也得以良好地维持。贝氏体的面积率更优选设定为超过60％，进一步优选设定为超过70％。贝氏体的面积率设定为95％以下，优选设定为80％以下。

本实施方式的钢板的组织也可以包含铁素体及贝氏体以外的金属组织作为剩余部分的组织。作为铁素体及贝氏体以外的金属组织，例如可列举出马氏体、残留奥氏体、珠光体等。但是，如果剩余部分的组织的分率(面积率)大，则可能会有拉伸凸缘性的劣化。因此，优选剩余部分的组织以面积率计合计设定为10％以下。换而言之，组织中的铁素体与贝氏体的合计优选以面积率计为90％以上。更优选的是，铁素体与贝氏体的合计以面积率计为100％。

在本实施方式的钢板的制造方法中，预先在热轧阶段(从热轧到卷取为止的阶段)使钢板中的Ti及Nb的一部分成为固溶状态，通过热轧后的表皮光轧而在表层中导入应变。然后，在退火阶段，以所导入的应变作为核生成位点，使Ti(C，N)、Nb(C，N)在表层析出。通过以上来进行疲劳特性的改善。因此，在Ti及Nb的析出难以进展的630℃以下完成热轧是重要的。即，将热轧材在630℃以下的温度下卷取是重要的。在通过卷取热轧材而得到的钢板的组织(热轧阶段的组织)中，贝氏体的分率在上述的范围内可以是任意的。特别是在想要提高制品(高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板)的伸长率的情况下，预先在热轧中提高铁素体的分率是有效的。

热轧阶段的钢板的组织由于包含贝氏体、马氏体，所以具有高位错密度。但是，由于在退火中贝氏体、马氏体被回火，所以位错密度降低。如果退火时间不充分，则位错密度成为高的状态，伸长率低。因此，退火后的钢板的平均位错密度优选为1×10¹⁴m^-2以下。在满足后述的式(4)、(5)的条件下进行了退火的情况下，Ti(C，N)、Nb(C，N)析出，并且位错密度的减少进展。即，在Ti(C，N)、Nb(C，N)的析出充分进展的状态下，钢板的平均位错密度减少。通常，位错密度的减少会导致钢材的屈服应力的降低。但是，在本实施方式中，由于在位错密度减少的同时Ti(C，N)、Nb(C，N)析出，所以可得到高屈服应力。本实施方式中，位错密度的测定方法依据CAMP-ISIJ Vol.17(2004)p396中记载的“利用了X射线衍射而进行的位错密度的评价方法”来进行，由(110)、(211)、(220)的半值宽度算出平均位错密度。

通过显微组织具有上述的特征，能够达成在通过以往技术而得到的进行了析出强化的钢板中无法达成的高屈服比和高疲劳强度比。即，钢板表层附近的显微组织与板厚中心部的显微组织不同，即使是铁素体主体并且呈现出粗大的组织，钢板表层附近的硬度通过退火中的Ti(C，N)、Nb(C，N)的析出也会达到不逊色于钢板中心部的硬度。其结果是，疲劳龟裂的产生得以抑制，疲劳强度比上升。

各组织的比例(面积率)通过以下的方法来求出。首先，将从钢板中采集的试样用硝酸乙醇进行蚀刻。对在蚀刻后使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视场得到的组织照片进行图像解析。通过该图像解析，得到铁素体的面积率、珠光体的面积率以及贝氏体及马氏体的合计面积率。接着，对使用经Lepera腐蚀的试样并使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视场得到的组织照片进行图像解析。通过该图像解析，得到残留奥氏体及马氏体的合计面积率。进而，使用从轧制面法线方向面削至板厚的1/4深度为止的试样，通过X射线衍射测定来求出残留奥氏体的体积率。残留奥氏体的体积率由于与面积率同等，所以将其设定为残留奥氏体的面积率。然后，通过从残留奥氏体及马氏体的合计面积率中减去残留奥氏体的面积率而得到马氏体的面积率，通过从贝氏体及马氏体的合计面积率中减去马氏体的面积率而得到贝氏体的面积率。像这样操作，能够得到铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体及珠光体各自的面积率。

“析出物密度”

为了得到优异的屈服比(屈服强度与抗拉强度之比)，与由马氏体等硬质相带来的相变强化相比，由通过贝氏体的回火而析出的Ti(C，N)、Nb(C，N)等带来的析出强化变得非常重要。本实施方式中，对析出强化有效的当量圆直径为10nm以下的Ti(C，N)及Nb(C，N)的合计析出物密度设定为10¹⁰个/mm³以上。由此，能够实现0.80以上的屈服比。这里，以(长径×短径)的平方根求出的当量圆直径超过10nm的析出物不会对本发明中得到的特性造成影响。但是，析出物尺寸越变得微细，则越可有效地得到由Ti(C，N)及Nb(C，N)带来的析出强化，由此，有可能能够降低所含有的合金元素的量。因此，规定了当量圆直径为10nm以下的Ti(C，N)及Nb(C，N)的合计析出物密度。析出物的观察通过利用透射型电子显微镜对按照日本特开2004-317203号公报中记载的方法而制作的复制试样进行观察来进行。视场以5000倍～100000倍的倍率来设定，由3个视场以上对10nm以下的Ti(C，N)及Nb(C，N)的个数进行计数。然后，由电解前后的重量变化求出电解重量，由比重7.8吨/m³将重量换算成体积。然后，通过将所计数的个数除以体积，从而算出合计析出物密度。

“硬度分布”

本发明的发明者们发现：在为了改善疲劳特性和伸长率及碰撞特性而有效地利用了由微合金元素带来的析出强化的高强度钢板中，通过将钢板表层中的硬度与钢板中心部的硬度之比设定为0.85以上，使得疲劳特性发生改善。这里，所谓钢板表层的硬度是指在钢板截面中从表面向内部的深度为20μm的位置处的硬度，将其表示为Hvs。另外，所谓钢板中心部的硬度是指钢板截面中的距离钢板表面为板厚的1/4内侧的位置处的硬度，将其表示为Hvc。本发明的发明者们发现：它们之比Hvs/Hvc低于0.85时，疲劳特性劣化，另一方面，Hvs/Hvc为0.85以上时，疲劳特性发生改善。因此，将Hvs/Hvc设定为0.85以上。

在本实施方式的钢板中，在将由取向差为15°以上的晶界所围成、并且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒的情况下，晶内取向差为5～14°的晶粒在全部晶粒中所占的比例以面积率计为20～100％。晶内的取向差使用晶体取向解析中经常采用的电子背散射衍射图案解析(electron back scattering diffraction：EBSD)法来求出。晶内的取向差是在组织中将取向差为15°以上的边界设定为晶界、将由该晶界所围成的区域定义为晶粒的情况下的值。

晶内的取向差为5～14°的晶粒为了得到强度与加工性的平衡优异的钢板是有效的。通过增多晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例，能够维持所期望的钢板强度、并且使拉伸凸缘性提高。如果晶内取向差为5～14°的晶粒在全部晶粒中所占的比例以面积率计为20％以上，则可得到所期望的钢板强度和拉伸凸缘性。晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例即使高也无妨，因此其上限为100％。

如果如后述那样控制精轧的后3段的累积应变，则会在铁素体、贝氏体的晶内产生晶体取向差。如以下那样考虑其原因。通过控制累积应变，奥氏体中的位错增加，在奥氏体晶粒内以高密度形成位错壁，形成若干晶胞块。这些晶胞块具有不同的晶体取向。据认为：通过从像这样包含高位错密度且不同的晶体取向的晶胞块的奥氏体进行相变，从而铁素体、贝氏体也即使是相同晶内也具有晶体取向差，并且位错密度也变高。因此，据认为：晶内的晶体取向差与该晶粒中所含的位错密度有关。一般而言，晶内的位错密度的增加会带来强度的提高，另一方面，会使加工性降低。但是，就晶内的取向差被控制在5～14°的晶粒而言，能够在不使加工性降低的情况下使强度提高。因此，在本实施方式的钢板中，将晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例设定为20％以上。晶内的取向差低于5°的晶粒虽然加工性优异，但高强度化困难。晶内的取向差超过14°的晶粒由于在晶体晶内变形能力不同，所以无助于拉伸凸缘性的提高。

晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例可以通过以下的方法来测定。首先，对于距离钢板表面为板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的轧制方向垂直截面，对在轧制方向上为200μm、在轧制面法线方向上为100μm的区域以0.2μm的测定间隔进行EBSD解析而得到了晶体取向信息。这里EBSD解析是使用由热场致发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制HIKARI检测器)构成的装置，以200～300点/秒的解析速度来实施。接着，对于所得到的晶体取向信息，将取向差为15°以上并且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒，计算出晶粒的晶内的平均取向差，求出晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例。上述定义的晶粒和晶内的平均取向差可以使用EBSD解析装置附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”来算出。

本实施方式中的“晶内取向差”表示晶体晶内的取向分散即“Grain OrientationSpread(GOS)”。晶内取向差的值如“利用EBSD法及X射线衍射法而进行的不锈钢的塑性变形中的取向差的解析”、木村英彦等、日本机械学会论文集(A编)、71卷、712号、2005年、p.1722-1728中记载的那样，以在同一晶体晶内成为基准的晶体取向和全部的测定点间的取向差的平均值而求出。本实施方式中，成为基准的晶体取向是将同一晶体晶内的全部的测定点平均化而得到的取向。GOS的值可以使用EBSD解析装置附属的软件“OIM Analysis(注册商标)Version 7.0.1”来算出。

本实施方式的钢板中，铁素体、贝氏体等由光学显微镜观察的各组织的面积率与晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例没有直接关系。换而言之，例如即使有具有相同铁素体的面积率及贝氏体的面积率的钢板，晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例也不一定相同。因此，仅控制了铁素体的面积率及贝氏体的面积率是无法得到与本实施方式的钢板相当的特性。

本实施方式中，拉伸凸缘性通过使用了鞍型成形品而进行的鞍型拉伸凸缘试验法来进行评价。图1A及图1B是表示本实施方式中的鞍型拉伸凸缘试验法中所使用的鞍型成形品的图，图1A为立体图，图1B为平面图。在鞍型拉伸凸缘试验法中，具体而言，对图1A及图1B中所示那样的模拟了由直线部和圆弧部形成的拉伸凸缘形状而成的鞍型成形品1进行压制加工，使用此时的极限成形高度来评价拉伸凸缘性。在本实施方式中的鞍型拉伸凸缘试验法中，使用将拐角部2的曲率半径R设定为50～60mm、将拐角部2的开口角θ设定为120°的鞍型成形品1，测定将冲裁拐角部2时的余隙(clearance)设定为11％时的极限成形高度H(mm)。这里，所谓余隙是表示冲裁模具与冲头的间隙与试验片的厚度之比。余隙由于实际上是由冲裁工具与板厚的组合来决定，所以11％是指满足10.5～11.5％的范围。极限成形高度H的判定是在成形后通过目视观察有无存在具有板厚的1/3以上的长度的裂纹，作为不存在裂纹的极限的成形高度。

以往，作为与拉伸凸缘成形性相对应的试验法而使用的扩孔试验在周向的应变几乎没有分布的情况下达到断裂。因此，断裂部周边的应变、应力梯度与实际的拉伸凸缘成形时是不同的。另外，扩孔试验是在产生板厚贯通的断裂之时的评价等，而没有成为反映了本来的拉伸凸缘成形的评价。另一方面，在本实施方式中使用的鞍型拉伸凸缘试验中，由于能够评价考虑了应变分布的拉伸凸缘性，所以能够进行反映了本来的拉伸凸缘成形的评价。

根据本实施方式的钢板，可得到480MPa以上的抗拉强度。即，可得到优异的抗拉强度。抗拉强度的上限没有特别限定。但是，在本实施方式中的成分范围内，实质上的抗拉强度的上限为1180MPa左右。抗拉强度可以通过下述方法测定：制作JIS-Z2201中记载的5号试验片，按照JIS-Z2241中记载的试验方法进行拉伸试验。

根据本实施方式的钢板，可得到380MPa以上的屈服强度。即，可得到优异的屈服强度。屈服强度的上限没有特别限定。但是，在本实施方式中的成分范围内，实质上的屈服强度的上限为900MPa左右。屈服强度也可以通过下述方法测定：制作JIS-Z2201中记载的5号试验片，按照JIS-Z2241中记载的试验方法进行拉伸试验。

根据本实施方式的钢板，可得到0.80以上的屈服比(抗拉强度与屈服强度之比)。即，可得到优异的屈服比。屈服比的上限没有特别限定。但是，在本实施方式中的成分范围内，实质上的屈服比的上限为0.96左右。

根据本实施方式的钢板，可得到19500mm·MPa以上的抗拉强度与鞍型拉伸凸缘试验中的极限成形高度之积。即，可得到优异的拉伸凸缘性。该积的上限没有特别限定。但是，在本实施方式中的成分范围内，实质上的该积的上限为25000mm·MPa左右。

在本实施方式的钢板的表面，也可以形成有镀层。即，作为本发明的其它实施方式，可列举出镀覆钢板。镀层例如为电镀层、热浸镀层或合金化热浸镀层。作为热浸镀层及合金化热浸镀层，例如可列举出由锌及铝中的至少任一者形成的层。具体而言，可列举出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层、合金化热浸镀铝层、热浸镀Zn-Al层、及合金化热浸镀Zn-Al层等。特别是从镀覆的容易性、防蚀性的观点出发，优选热浸镀锌层及合金化热浸镀锌层。

热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板通过对上述的本实施方式的钢板实施热浸镀或合金化热浸镀来制造。这里，所谓合金化热浸镀是指实施热浸镀而在表面形成热浸镀层、接着实施合金化处理而将热浸镀层制成合金化热浸镀层。热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板由于具有本实施方式的钢板、并且在表面设置有热浸镀层或合金化热浸镀层，所以能够在达成本实施方式的钢板的作用效果的同时达成优异的防锈性。在实施镀覆之前，作为预镀覆，也可以使表面带有Ni等。

本发明的实施方式的镀覆钢板由于在钢板的表面形成有镀层，所以具有优异的防锈性。因此，例如在使用本实施方式的镀覆钢板而使汽车的构件薄壁化的情况下，能够防止汽车的使用寿命因构件的腐蚀而变短。

接下来，对制造本发明的实施方式的钢板的方法进行说明。在该方法中，依次进行热轧、第1冷却、第2冷却、第1表皮光轧、退火及第2表皮光轧。

“热轧”

热轧包含粗轧和精轧。在热轧中，将具有上述的化学成分的板坯(钢坯)加热，进行粗轧。板坯加热温度设定为下述式(1)所表示的SRTmin℃～1260℃。

SRTmin＝[7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273)+10000/{4.29-log([Nb]×[C])}-273)]/2 (1)

这里，式(1)中的[Ti]、[Nb]、[C]表示以质量％计的Ti、Nb、C的含量。

如果板坯加热温度低于SRTmin℃，则Ti和/或Nb不会充分固溶。如果在板坯加热时Ti和/或Nb没有固溶，则使Ti和/或Nb以碳化物(TiC、NbC)的形式微细析出、通过析出强化而使钢的强度提高变得困难。另外，如果板坯加热温度低于SRTmin℃，则通过碳化物(TiC、NbC)的形成将C固定、抑制对扩孔弯边性有害的渗碳体的生成变得困难。另外，如果板坯加热温度低于SRTmin℃，则晶内的晶体取向差为5～14°的晶粒的比例容易不足。因此，板坯加热温度设定为SRTmin℃以上。另一方面，如果板坯加热温度超过1260℃，则会因除氧化皮而导致成品率降低。因此，板坯加热温度设定为1260℃以下。

通过精轧而得到热轧钢板。为了将晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例设定为20％以上，在精轧中将后3段(最终3道次)中的累积应变设定为0.5～0.6，在此基础上进行后述的冷却。这根据以下所示的理由。晶内的取向差为5～14°的晶粒是通过在比较低的温度下以准平衡(paraequilibrium)状态进行相变而生成的。因此，通过在热轧中将相变前的奥氏体的位错密度限定在某个范围内，并且将之后的冷却速度限定在某个范围内，从而能够控制晶内的取向差为5～14°的晶粒的生成。

即，通过控制精轧的后3段中的累积应变及之后的冷却，能够控制晶内的取向差为5～14°的晶粒的核生成频率及之后的生长速度。其结果是，能够控制冷却后得到的钢板中的晶内的取向差为5～14°的晶粒的面积率。更具体而言，通过精轧而导入的奥氏体的位错密度主要与核生成频率相关，轧制后的冷却速度主要与生长速度相关。

精轧的后3段的累积应变低于0.5时，所导入的奥氏体的位错密度不充分，晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得低于20％。因此，后3段的累积应变设定为0.5以上。另一方面，如果精轧的后3段的累积应变超过0.6，则在热轧中会引起奥氏体的再结晶，相变时的蓄积位错密度降低。其结果是，晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得低于20％。因此，后3段的累积应变设定为0.6以下。

精轧的后3段的累积应变(εeff.)通过以下的式(2)来求出。

εeff.＝Σεi(t，T) (2)

其中，

εi(t，T)＝εi0/exp{(t/τR)^2/3}、

τR＝τ0·exp(Q/RT)、

τ0＝8.46×10^-9、

Q＝183200J、

R＝8.314J/K·mol，

εi0表示压下时的对数应变，t表示该道次中的直至即将冷却之前的累积时间，T表示该道次中的轧制温度。

如果将轧制结束温度设定为低于Ar₃℃，则相变前的奥氏体的位错密度过度升高，将晶内的取向差为5～14°的晶粒设定为20％以上变得困难。因此，精轧的结束温度设定为Ar₃℃以上。

精轧优选使用将多个轧制机直线配置、沿1个方向进行连续轧制而得到规定的厚度的串列式轧机来进行。另外，在使用串列式轧机来进行精轧的情况下，在轧制机与轧制机之间进行冷却(轧机间冷却)，按照精轧中的钢板温度达到Ar₃℃以上～Ar₃+150℃以下的范围的方式进行控制。如果精轧时的钢板的最高温度超过Ar₃+150℃，则粒径会变得过大，所以有可能韧性劣化。

通过进行上述那样的条件的热轧，能够限定相变前的奥氏体的位错密度范围、以所期望的比例得到晶内的取向差为5～14°的晶粒。

Ar₃通过基于钢板的化学成分而考虑了由压下引起的对相变点的影响的下述式(3)来算出。

Ar₃＝970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni]) (3)

其中，[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]分别表示C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Ni的以质量％计的含量。对于没有含有的元素，以0％来计算。

“第1冷却、第2冷却”

在该制造方法中，在精轧完成后，依次进行热轧钢板的第1冷却及第2冷却。在第1冷却中，以10℃/s以上的冷却速度将热轧钢板冷却至600～750℃的第1温度区域。在第2冷却中，以30℃/s以上的冷却速度将热轧钢板冷却至450～630℃的第2温度区域。在第1冷却与第2冷却之间，将热轧钢板在第1温度区域中保持超过0秒且10秒以下。

如果第1冷却的冷却速度低于10℃/s，则晶内的晶体取向差为5～14°的晶粒的比例不足。另外，如果第1冷却的冷却停止温度低于600℃，则以面积率计得到5％以上的铁素体变得困难，并且晶内的晶体取向差为5～14°的晶粒的比例不足。另外，如果第1冷却的冷却停止温度超过750℃，则以面积率计得到40％以上的贝氏体变得困难，并且晶内的晶体取向差为5～14°的晶粒的比例不足。从得到高贝氏体分率的观点出发，第1冷却的冷却停止温度设定为750℃以下，优选设定为740℃以下，更优选设定为730℃以下，进一步优选设定为720℃以下。

如果600～750℃中的保持时间超过10秒，则变得容易生成对扩孔弯边性有害的渗碳体。另外，如果600～750℃中的保持时间超过10秒，则以面积率计得到40％以上的贝氏体变得困难的情况较多，进而晶内的晶体取向差为5～14°的晶粒的比例不足。从得到高贝氏体分率的观点出发，保持时间设定为10.0秒以下，优选设定为9.5秒以下，更优选设定为9.0秒以下，进一步优选设定为8.5秒以下。如果600～750℃中的保持时间为0秒，则以面积率计得到5％以上的铁素体变得困难，并且晶内的晶体取向差为5～14°的晶粒的比例不足。

如果第2冷却的冷却速度低于30℃/s，则变得容易生成对扩孔弯边性有害的渗碳体，并且晶内的晶体取向差为5～14°的晶粒的比例不足。如果第2冷却的冷却停止温度低于450℃，则以面积率计得到5％以上的铁素体变得困难，并且晶内的晶体取向差为5～14°的晶粒的比例不足。另一方面，如果第2冷却的冷却停止温度超过630℃，则下述情况较多：晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例不足；以面积率计得到40％以上的贝氏体变得困难。从得到高贝氏体分率的观点出发，第2冷却的冷却停止温度设定为630℃以下，优选设定为610℃以下，更优选设定为590℃以下，进一步优选设定为570℃以下。

第1冷却及第2冷却中的冷却速度的上限没有特别限定，但也可以考虑冷却设备的设备能力而设定为200℃/s以下。

在第2冷却后对热轧钢板进行卷取。通过将卷取温度设定为630℃以下，从而抑制钢板的阶段(从热轧到卷取为止的阶段)的合金碳氮化物的析出。

如以上那样，通过高度地控制从热轧的加热到冷却历程、进而卷取温度，能够达成所期望的热轧原板。

该热轧原板具有以面积率计包含5～60％的铁素体及40～95％的贝氏体的组织，在将由取向差为15°以上的晶界所围成、并且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒的情况下，晶内取向差为5～14°的晶粒在全部晶粒中所占的比例以面积率计为20～100％。

在该制造方法中，通过控制热轧的条件，从而在奥氏体中导入加工位错。在此基础上，通过控制冷却条件来适度保留所导入的加工位错是重要的。即，即使单独控制热轧的条件或冷却的条件，也无法得到所期望的热轧原板，适当控制热轧及冷却的条件这两者是重要的。对于上述以外的条件，例如只要使用在第2冷却之后通过公知的方法进行卷取等公知的方法即可，没有特别限定。

“第1表皮光轧”

在第1表皮光轧中，对热轧钢板进行酸洗，对酸洗后的钢板以0.1～5.0％的伸长率实施表皮光轧。通过对钢板实施表皮光轧，能够对钢板表面赋予应变。在后工序的退火中，合金碳氮化物变得容易介由该应变在位错上进行核生成，表层硬化。在表皮光轧的伸长率低于0.1％的情况下，无法赋予充分的应变，表层硬度Hvs不会上升。另一方面，在表皮光轧的伸长率超过5.0％的情况下，不仅表层会被赋予应变，而且钢板中央部也会被赋予应变，钢板的加工性差。如果是通常的钢板，则通过之后的退火而使铁素体发生再结晶，伸长率、扩孔性发生改善。但是，在具有本实施方式中的化学组成、并且在630℃以下进行了卷取的热轧钢板中，Ti、Nb、Mo、V发生固溶，它们会使由退火引起的铁素体再结晶显著延迟，退火后的伸长率和扩孔性不会改善。因此，表皮光轧的伸长率设定为5.0％以下。根据该表皮光轧的伸长率来赋予应变，从疲劳特性的改善的观点出发，退火中的钢板表层附近的析出强化根据钢板表层的应变量来进行。因此，伸长率优选设定为0.4％以上。另外，从钢板的加工性的观点出发，为了防止因对钢板内部赋予应变而引起的加工性的劣化，伸长率优选设定为2.0％以下。可知：在表皮光轧的伸长率为0.1～5.0％的情况下，Hvs/Hvc发生改善，变成0.85以上。另外可知：在不进行表皮光轧的情况(表皮光轧的伸长率为0％)或者表皮光轧的伸长率超过5.0％的情况下，变成Hvs/Hvc<0.85。

在第1表皮光轧的伸长率为0.1～5.0％的情况下，可得到优异的伸长率。另外，在第1表皮光轧的伸长率超过5.0％的情况下，伸长率差，压制成形性差。在第1表皮光轧的伸长率为0％或超过5％的情况下，疲劳强度比差。

可知：在第1表皮光轧的伸长率为0.1～5.0％的情况下，如果抗拉强度几乎相同，则可得到几乎相同的伸长率和疲劳强度比。可知：在第1表皮光轧的伸长率超过5％的情况(高表皮光轧区域)下，即使抗拉强度为490MPa以上，伸长率也低，进而疲劳强度比也低。

“退火”

在实施第1表皮光轧之后，将钢板进行退火。此外，也可以以形状矫正为目的而使用矫平机等。进行退火的目的并不是进行硬质相的回火，而是使钢板中固溶的Ti、Nb、Mo、V以合金碳氮化物的形式析出。因此，退火工序中的最高加热温度(Tmax)及保持时间的控制变得重要。通过将最高加热温度及保持时间控制在规定的范围内，不仅会提高抗拉强度和屈服应力，还会使表层硬度提高，进行疲劳特性和碰撞特性的改善。如果退火中的温度和保持时间不合适，则碳氮化物不会析出或者引起析出碳氮化物的粗大化，所以如以下那样来限定最高加热温度及保持时间。

退火中的最高加热温度设定在600～750℃的范围内。最高加热温度低于600℃时，合金碳氮化物的析出所需要的时间变得非常长，在连续退火设备中进行制造变得困难。因此，最高加热温度设定为600℃以上。另外，最高加热温度超过750℃时，会引起合金碳氮化物的粗大化，无法充分得到由析出强化带来的强度增加。另外，在最高加热温度为Ac1点以上的情况下，变成铁素体和奥氏体的双相域，变得无法充分得到由析出强化带来的强度增加。因此，最高加热温度设定为750℃以下。如上所述，该退火的主要目的并不是进行硬质相的回火，而是使钢板中固溶的Ti、Nb析出。此时，最终的强度由钢材的合金成分、钢板的显微组织中的各相的分率来决定，但由表层硬化带来的疲劳特性的改善和屈服比的提高不会受到钢材的合金成分、钢板的显微组织中的各相的分率的影响。

本发明的发明者们深入进行了实验，结果发现：通过退火中的600℃以上的保持时间(t)相对于退火中的最高加热温度(Tmax)满足以下的式(4)、(5)的关系，能够满足高屈服应力和0.85以上的Hvs/Hvc。

530-0.7×Tmax≤t≤3600-3.9×Tmax (4)

t>0 (5)

在最高加热温度为600～750℃的范围内的情况下，Hvs/Hvc成为0.85以上。本实施方式的钢板都是在600℃以上的保持时间(t)满足式(4)、(5)的范围的条件下制造的。本实施方式的钢板在保持时间(t)满足式(4)、(5)的范围的情况下，Hvs/Hvc成为0.85以上。本实施方式的钢板在Hvs/Hvc为0.85以上的情况下，疲劳强度比成为0.45以上。在最高加热温度为600～750℃的范围内的情况下，通过析出强化而使表层硬化，Hvs/Hvc成为0.85以上。通过将最高加热温度及600℃以上的保持时间设定在上述的范围内，从而与钢板中心部的硬度相比，表层充分硬化。由此，本实施方式的钢板的疲劳强度比成为0.45以上。这是因为通过表层的硬化而能够延迟疲劳龟裂的产生，表层硬度越高，则其效果变得越大。

“第2表皮光轧”

在退火后，对钢板实施第2表皮光轧。由此，能够进一步改善疲劳特性。在第2表皮光轧中，将伸长率设定为0.2～2.0％，优选设定为0.5～1.0％。伸长率低于0.2％时，有可能得不到充分的表面粗糙度的改善和仅表层的加工硬化、疲劳特性不会充分改善。因此，第2表皮光轧的伸长率设定为0.2％以上。另一方面，如果伸长率超过2.0％，则有可能钢板过度加工硬化、压制成形性差。因此，第2表皮光轧的伸长率设定为2.0％以下。

像这样操作能够得到本实施方式的钢板。即，通过详细地控制包含合金元素的成分组成和制造条件，能够制造具有以往无法达成的优异的成形性、疲劳特性及碰撞安全性、并且抗拉强度为480MPa以上的高强度钢板。

需要说明的是，上述实施方式都只不过是示出了在实施本发明时的具体化的例子，本发明的技术范围并不受它们的限定性解释。即，本发明在不脱离其技术思想或其主要特征的情况下，可以以各种形式实施。

实施例

接下来，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨，达成本发明的目的，则可以采用各种条件。

对具有表1及表2中所示的化学组成的钢进行熔炼而制造钢坯，将所得到的钢坯加热至表3及表4中所示的加热温度而进行粗轧，接着，在表3及表4中所示的条件下进行了精轧。精轧后的热轧钢板的板厚为2.2～3.4mm。表2中的空栏是指分析值低于检测极限。表1及表2中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围，表4中的下划线表示脱离了适合于制造本发明的钢板的范围。

表1

表2

表3

表4

Ar₃(℃)由表1及表2中所示的成分使用式(3)而求出。

Ar₃＝970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni]) (3)

精轧3段的累积应变由式(2)求出。

εeff.＝Σεi(t，T) (2)

其中，

εi(t，T)＝εi0/exp{(t/τR)^2/3}、

τR＝τ0·exp(Q/RT)、

τ0＝8.46×10^-9、

Q＝183200J、

R＝8.314J/K·mol，

εi0表示压下时的对数应变，t表示该道次中的直至即将冷却之前的累积时间，T表示该道次中的轧制温度。

接着，在表5及表6中所示的条件下进行热轧钢板的第1冷却、第1温度区域中的保持、第2冷却、第1表皮光轧、退火及第2表皮光轧，得到了试验No.1～46的热轧钢板。将退火的升温速度设定为5℃/s，将从最高加热温度起的冷却速度设定为5℃/s。另外，对于几个实验例，紧接着退火，进行热浸镀锌及合金化处理，制造了热浸镀锌钢板(记作GI)、合金化热浸镀锌钢板(记作GA)。此外，在制造热浸镀锌钢板的情况下，第2表皮光轧在热浸镀锌之后进行，在制造合金热浸镀锌钢板的情况下，第2表皮光轧在合金化处理之后进行。表6中的下划线表示脱离了适合于制造本发明的钢板的范围。

表5

表6

然后，对于各钢板，通过以下所示的方法，求出了铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体的组织分率(面积率)、晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例、析出物密度及位错密度。将其结果示于表7及表8中。在包含马氏体和/或珠光体的情况下，记载于表中的“剩余部分的组织”的栏中。表8中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。

“铁素体、贝氏体、马氏体、珠光体的组织分率(面积率)”

首先，对从钢板中采集的试样用硝酸乙醇进行了蚀刻。对在蚀刻后使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视场得到的组织照片进行了图像解析。通过该图像解析，得到了铁素体的面积率、珠光体的面积率以及贝氏体及马氏体的合计面积率。接着，对使用经Lepera腐蚀的试样并使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视场得到的组织照片进行了图像解析。通过该图像解析，得到了残留奥氏体及马氏体的合计面积率。进而，使用从轧制面法线方向面削至板厚的1/4深度为止的试样，通过X射线衍射测定求出了残留奥氏体的体积率。残留奥氏体的体积率由于与面积率同等，所以将其设定为残留奥氏体的面积率。然后，通过从残留奥氏体及马氏体的合计面积率中减去残留奥氏体的面积率而得到马氏体的面积率，通过从贝氏体及马氏体的合计面积率中减去马氏体的面积率而得到贝氏体的面积率。像这样操作，得到了铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体及珠光体各自的面积率。

“晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例”

对于距离钢板表面为板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的轧制方向垂直截面，对在轧制方向上为200μm、在轧制面法线方向上为100μm的区域以0.2μm的测定间隔进行EBSD解析而得到了晶体取向信息。这里，EBSD解析是使用由热场致发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制HIKARI检测器)构成的装置，以200～300点/秒的解析速度来实施。接着，对于所得到的晶体取向信息，将取向差为15°以上并且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒，计算出晶粒的晶内的平均取向差，求出了晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例。上述定义的晶粒、晶内的平均取向差是使用EBSD解析装置附属的软件“OIMAnalysis(注册商标)”来算出。

“析出物密度”

通过利用透射型电子显微镜对按照日本特开2004-317203号公报中记载的方法而制作的复制试样进行观察，从而对析出物进行了观察。视场以5000倍～100000倍的倍率设定，从3个视场以上对10nm以下的Ti(C，N)及Nb(C，N)的个数进行了计数。然后，由电解前后的重量变化求出电解重量，由比重7.8吨/m³将重量换算成体积，通过将所计数的个数除以体积，从而算出了合计析出物密度。

“位错密度”

依据CAMP-ISIJ Vol.17(2004)p396中记载的“利用了X射线衍射而进行的位错密度的评价方法”测定位错密度，由(110)、(211)、(220)的半值宽度算出了平均位错密度。

表7

表8

接着，在拉伸试验中，求出屈服强度和抗拉强度，通过鞍型拉伸凸缘试验，求出了极限成形高度。另外，将抗拉强度(MPa)与极限成形高度(mm)之积作为拉伸凸缘性的指标进行评价，在积为19500mm·MPa以上的情况下，判断为拉伸凸缘性优异。

拉伸试验是相对于轧制方向从直角方向采集JIS5号拉伸试验片，使用该试验片，依据JISZ2241进行了试验。通过下述的式(6)来规定与抗拉强度的强度水平相应的伸长率的合格范围，对伸长率(EL)进行了评价。具体而言，伸长率的合格范围考虑与抗拉强度的平衡而设定为下述的式(6)的右边的值以上的范围。

伸长率[％]≥30-0.02×抗拉强度[MPa] (6)

另外，鞍型拉伸凸缘试验是使用将拐角部的曲率半径R设定为60mm、将拐角部的开口角θ设定为120°的鞍型成型品，将冲裁拐角部时的余隙设定为11％来进行。另外，极限成形高度是在成形后通过目视观察有无存在具有板厚的1/3以上的长度的裂纹，作为不存在裂纹的极限的成形高度。

关于硬度的评价，使用株式会社明石制作所制MVK-E显微维氏硬度计，测定了钢板的截面硬度。作为钢板表层的硬度(Hvs)，测定了从表面向内部的深度为20μm的位置的硬度。另外，作为钢板中心部的硬度(Hvc)，测定了距离钢板表面为板厚的1/4内侧的位置处的硬度。在各个位置，进行3次硬度测定，将测定值的平均值设定为硬度(Hvs、Hvc)(n＝3的平均值)。此外，将负载载荷设定为50gf。

疲劳强度是依据JIS-Z2275，使用申克(Schenck)式平面弯曲疲劳试验机进行了测定。测定时的应力负载是以双振并将试验的速度设定为30Hz。另外，按照上述条件，利用申克式平面弯曲疲劳试验机，测定了107个循环下的疲劳强度。然后，将107个循环下的疲劳强度除以通过上述的拉伸试验而测定的抗拉强度，算出了疲劳强度比。疲劳强度比是将0.45以上设定为合格。

将它们的结果示于表9及表10中。表10中的下划线表示该数值脱离了期望的范围。

表9

表10

就本发明例(试验No.1～21)而言，得到了480MPa以上的抗拉强度、0.80以上的屈服比(抗拉强度与屈服强度之比)、19500mm·MPa以上的抗拉强度与鞍型拉伸凸缘试验中的极限成形高度之积以及0.45以上的疲劳强度比。

试验No.22～27是化学成分为本发明的范围外的比较例。试验No.22～24的拉伸凸缘性的指标不满足目标值。试验No.25由于Ti及Nb的合计含量以及C含量少，所以拉伸凸缘性的指标及抗拉强度不满足目标值。试验No.26由于Ti及Nb的合计含量多，所以加工性劣化，在轧制中产生了开裂。试验No.27由于Ti及Nb的合计含量多，所以拉伸凸缘性的指标不满足目标值。

试验No.28～46是比较例，这些比较例的制造条件脱离了期望的范围，其结果是，由光学显微镜观察的组织、晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例、析出物密度、硬度比中的某一个或多个不满足本发明的范围。试验No.28～40由于晶内的取向差为5～14°的晶粒的比例少，所以拉伸凸缘性的指标、疲劳强度比不满足目标值。试验No.41、43～46由于析出物密度少、硬度比低，所以疲劳强度比不满足目标值。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供能够应用于不仅为高强度而且要求严格的拉伸凸缘性的构件的拉伸凸缘性及疲劳特性优异的高强度的钢板。这些钢板由于有助于汽车的燃油经济性提高等，所以产业上的可利用性高。