CN113748223A

CN113748223A - 高强度钢板

Info

Publication number: CN113748223A
Application number: CN202080028251.4A
Authority: CN
Inventors: 虻川玄纪; 首藤洋志
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2019-07-10
Filing date: 2020-07-08
Publication date: 2021-12-03
Anticipated expiration: 2040-07-08
Also published as: KR20210134967A; JPWO2021006296A1; US20220177995A1; WO2021006296A1; JP7168087B2; EP3998366A1; CN113748223B; KR102649505B1; EP3998366A4; MX2021012787A

Abstract

本发明的高强度钢板，包含预定的化学组分，金相组织以面积率计，由铁素体：20％～70％；残留奥氏体：5％～40％；初生马氏体：0％～30％；回火马氏体及贝氏体的总计：20％～75％；以及珠光体及渗碳体的总计：0％～10％构成，在距表面为1/8厚～3/8厚的范围中，纵横比2.0以上的残留奥氏体的个数相对于所有残留奥氏体的个数的比例为50％以上，在平行于轧制方向且垂直于所述表面的截面的板厚1/4位置，沿板宽方向每隔50mm在10处测量的铁素体的面积率的标准偏差小于10％，拉伸强度为780MPa以上。

Description

高强度钢板

技术领域

本发明涉及具有优异的拉伸强度、伸长率、延伸凸缘性以及弯曲性，且材质稳定性优异的高强度钢板。

本申请基于2019年7月10日在日本提交的特愿2019-128612号主张优先权，将其内容引用至此。

背景技术

近年来，从伴随地球变暖对策而限制温室效应气体排放量的观点出发，要求进一步提高汽车的燃耗。而且，为了减轻车身重量的同时确保碰撞安全性，高强度钢板在汽车用部件中的应用越来越广泛。

在供汽车用部件使用的钢板中，不仅要求强度，还要求冲压加工性和焊接性等在部件成形时所要求的各种施工性。具体而言，从冲压加工性的观点来看，对钢板通常要求具有优异的伸长率(拉伸试验的总伸长率；EL)、延伸凸缘性(扩孔率；λ)。

另一方面，在高强度钢板中，用于在卷材内得到稳定材质的技术也很重要。这是因为，目前在低强度钢板中，是将铁素体组织作为主体并根据需要以微量的固溶强化元素来确保强度这样的相对单一的组织结构，相对于此，在高强度钢中，为了确保强度而灵活运用贝氏体或马氏体这样的低温相变组织或TiC等的析出物，形成复杂的组织结构。这些相变、析出等的现象很大程度受到温度经历的影响，但在制造工序中有时会不可避免地产生温度偏差。例如，在热轧钢板的制造工序中，宽度方向的施加冷却水的方式的不均匀、或卷取后的卷材内的位置引起的冷却速度的不均匀等，在宽度方向、长度方向上，温度经历中可能会产生偏差。因此，在高强度钢板的制造中，采用能够尽可能减少这样的温度经历的制法，或者进行尽可能减小温度经历的影响的材料设计等，使材质稳定的技术是必要的。

作为提高高强度钢板的延展性的技术，具有TRIP钢(例如，参照专利文献1)，其使钢组织中残留奥氏体相，利用TRIP(相变诱发塑性)效应。TRIP钢具有比DP钢高的延展性。

此外，在非专利文献1中公开了通过采用使钢板两次退火的两次退火法，提高钢板的伸长率及扩孔性。

另一方面，关于材质稳定性，例如在专利文献2中报告了一种技术，其针对拉伸强度为780MPa以上的热轧钢板，通过将Ti和V的添加量控制在某个范围中，在热轧卷取时均匀地析出细微碳化物，结果，使热轧钢板的材质稳定。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开2006-274418号公报

专利文献2：日本国特开2013-100574号公报

非专利文献

非专利文献1:K.Sugimoto et al.:ISIJ International,Effects of SecondPhase Morphology on Retained Austenite Morphology and Tensile Properties in aTRIP-aided Dual-phase Steel Sheet(1993),775.

发明内容

发明要解决的技术问题

本发明的发明者们为了得到兼具有伸长率和扩孔性的钢板而进行了探索。在非专利文献1所述的方法中由于进行两次退火，与进行一次退火的制法相比较，存在燃料成本等增加的技术问题。因此，本发明的发明者们尝试了一种制法，其虽然不进行两次退火，却进行同样的板状组织(即，奥氏体的纵横比大的组织)制作，使热轧钢板退火从而制作TRIP钢板。具体而言，本发明的发明者们研究了在450℃以下的低温下卷取热轧钢板，接着进行退火的制法。通过低温下的卷取，能够将热轧钢板的组织制成以低温相变组织为主体的组织。本发明的发明者们认为通过将具有以低温相变组织为主体的组织的热轧钢板进行退火，能够以一次退火得到板状的组织。

然而，在通过该方法得到的钢板中，会发生材质不稳定化。具体而言，沿板宽方向测量的铁素体量的偏差增大，其结果，机械特性的偏差增大。

本发明的课题在于，提供一种高强度热轧钢板，其具有优异的拉伸强度、伸长率、延伸凸缘性及弯曲性，且材质稳定性优异。此外，所谓材质稳定性，是表示钢板中的每个部位的拉伸强度及总伸长率的偏差少。

用于解决技术问题的技术手段

(1)本发明的一方案的高强度钢板，作为化学组分，以质量％计包含：C：0.030～0.280％；Si：0.50～2.50％；Mn：1.00～4.00％；sol.Al：0.001～2.000％；P：0.100％以下；S：0.0200％以下；N：0.01000％以下；O：0.0100％以下；B：0～0.010％；Ti：0～0.20％；Nb：0～0.20％；V：0～1.000％；Cr：0～1.000％；Mo：0～1.000％；Cu：0～1.000％；Co：0～1.000％；W：0～1.000％；Ni：0～1.000％；Ca：0～0.0100％；Mg：0～0.0100％；REM：0～0.0100％；Zr：0～0.0100％；以及剩余部分：Fe及杂质，金相组织以面积率计为：由铁素体：20％～70％；残留奥氏体：5％～40％；初生马氏体：0％～30％；回火马氏体及贝氏体的总计：20％～75％；以及珠光体及渗碳体的总计：0％～10％构成，在距表面为1/8厚～3/8厚的范围中，纵横比2.0以上的残留奥氏体的个数相对于所有残留奥氏的个数的比率为50％以上，在平行于轧制方向且垂直于所述表面的截面的板厚1/4位置，沿板宽方向每隔50mm在10处测量的铁素体的面积率的标准偏差小于10％，拉伸强度为780MPa以上。

(2)也可以是，(1)所述的高强度钢板，在所述板宽方向上以50mm间隔在10个位置处，表面粗糙度Ra的标准偏差为0.5μm以下。

(3)也可以是，(1)或者(2)所述的高强度钢板，作为所述化学组分，以质量％计，包含从由B：0.001％～0.010％；Ti：0.01～0.20％；Nb：0.01～0.20％；V：0.005％～1.000％；Cr：0.005％～1.000％；Mo：0.005％～1.000％；Cu：0.005％～1.000％；Co：0.005％～1.000％；W：0.005％～1.000％；Ni：0.005％～1.000％；Ca：0.0003％～0.0100％；Mg：0.0003％～0.0100％；REM：0.0003％～0.0100％；以及Zr：0.0003％～0.0100％构成的组所构成的至少一种。

发明效果

根据上述方案，能够得到一种高强度钢板，其具有优异的拉伸强度、伸长率、延伸凸缘性及弯曲性，且材质稳定性优异。

附图说明

图1是示出用于评价金相组织的观察面的概念图。

图2是示出用于评价残留奥氏体的观察面的概念图。

图3是示出用于评价铁素体的面积率的标准偏差的观察面的概念图。

具体实施方式

本发明的发明者们针对退火次数为一次的钢板中，损害材质稳定性的原因反复地深入研究。而且，本发明的发明者们发现了退火前的热轧钢板的表面性状的偏差对退火后的钢板的材质稳定性造成影响。热轧钢板的表面性状(表面粗糙度)的偏差具有比冷轧钢板的表面性状的偏差(表面粗糙度)更大的倾向。表面粗糙度存在不均匀时，在用于退火的升温的过程中，表面粗糙度的不均匀引起辐射率的不均匀，起因于此的温度偏差在钢板中发生。其结果，在退火后的钢板中，铁素体量的偏差变大。通过本发明的发明者们的见解初次明确了，控制热轧钢板的表面性状有助于热轧退火板的材质稳定化。

此外，本发明的发明者们还发现了为了抑制退火前的钢板(热轧钢板)的表面性状的偏差而有效的热轧方法。本发明的发明者们发现，热轧时，表层氧化皮由热轧辊按压于钢板的现象对热轧后的钢板的表面性状大幅地带来特征。而且，还发现为了控制热轧钢板的表面性状，控制热轧中的氧化皮成长是重要的，通过在轧制中对钢板表面以特定的条件吹喷水膜，能够达成这一点。

下面，针对本发明的一实施方式的高强度钢板进行详细地说明。但是，本发明并不仅局限于本实施方式中公开的结构，在不脱离本发明的宗旨的范围内能够进行各种变更。此外，下述的数值限定范围，下限值及上限值包含在该范围中。示出为“高于”或“小于”的数值，该值不包含在数值范围中。各元素的含量相关的“％”表示“质量％”。

在本实施方式的高强度钢板1中，按照以下的方式定义图1～图3所示的轧制方向RD、板厚方向TD、及板宽方向WD。轧制方向RD是表示轧制时钢板通过轧制辊而移动的方向。板厚方向TD是指垂直于钢板的轧制面11的方向。板宽方向WD是与轧制方向RD及板厚方向TD垂直的方向。此外，轧制方向RD可以根据钢板的晶粒的延伸方向容易地确定。因此，即使在从轧制后的素材钢板切取的钢板中，也能够确定轧制方向RD。

在本实施方式的高强度钢板中，规定金相组织中的铁素体量等。在平行于轧制方向RD且垂直于轧制面11的截面12中评价金相组织(参照图1)。下面，有时将平行于轧制方向RD且垂直于轧制面11的截面12简记为平行于轧制方向RD的截面。详细的金相组织的评价方法将在后文叙述。

此外，在本实施方式的高强度钢板中，纵横比2.0以上的残留奥氏体的个数相对于所有残留奥氏体的个数的比例是既定的。在平行于轧制方向RD及板厚方向TD的截面中评价残留奥氏体(参照图2)。详细的残留奥氏体的评价方法将在后文叙述。

并且，在本实施方式的高强度钢板中，规定铁素体的面积率的标准偏差。在平行于轧制方向RD且垂直于轧制面11的截面12的板厚1/4位置121处测量铁素体的面积率(参照图3)。沿板宽方向WD每隔50mm，制作出10个平行于轧制方向RD且垂直于轧制面11的截面12，在这些面中测量的10个的铁素体的面积率的标准偏差被视为本实施方式的铁素体的面积率的标准偏差。

此外，所谓板厚1/4位置，是指距钢板1的轧制面11为钢板1的厚度的1/4的深度的位置。在图1及图2中，仅将距钢板1的上侧的轧制面11为钢板1的厚度的1/4的深度的位置作为板厚1/4位置示出。然而，理所当然的是，距钢板1的下侧的轧制面11为钢板1的厚度的1/4的深度的位置也可以作为板厚1/4位置进行处理。此外，在图3中，仅图示10个测量面中的一部分。并且，图3仅概念性示出铁素体的面积率的测定位置，只要满足规定的要件，则不需要形成如图3所述的个数密度的测量面。铁素体的面积率的标准偏差的详细的评价方法将在后文叙述。

[高强度钢板]

本实施方式的高强度钢板，作为化学组分，以质量％计包含：C：0.030～0.280％；

Si：0.50～2.50％；

Mn：1.00～4.00％；

sol.Al：0.001～2.000％；

P：0.100％以下；

S：0.0200％以下；

N：0.01000％以下；

O：0.0100％以下；

B：0～0.010％；

Ti：0～0.20％；

Nb：0～0.20％；

V：0～1.000％；

Cr：0～1.000％；

Mo：0～1.000％；

Cu：0～1.000％；

Co：0～1.000％；

W：0～1.000％；

Ni：0～1.000％；

Ca：0～0.0100％；

Mg：0～0.0100％；

REM：0～0.0100％；

Zr：0～0.0100％以下；以及

剩余部分：Fe以及杂质，

金相组织以面积率计，由

铁素体：20％～70％；

残留奥氏体：5％～40％；

初生马氏体：0％～30％；

回火马氏体及贝氏体的总计：20％～75％；以及

珠光体及渗碳体的总计：0％～10％

构成，

在距表面为1/8厚～3/8厚的范围中，纵横比2.0以上的残留奥氏体的个数相对于所有残留奥氏体的个数的比率为50％以上，

在平行于轧制方向且垂直于所述表面的截面的板厚1/4位置，沿板宽方向每隔50mm在10处测量的铁素体的面积率的标准偏差小于10％，

拉伸强度为780MPa以上。

1.化学组分

下面，针对本实施方式的高强度钢板的成分组成进行详细地说明。本实施方式的高强度钢板作为化学组分，包含基本元素，根据需要而包含选择性元素，剩余部分由Fe及杂质构成。

(C：0.030％以上且0.280％以下)

C是在确保钢板强度方面重要的元素。C含量小于0.030％时，不能确保拉伸强度为780MPa以上。因此，C含量设定为0.030％以上，优选为0.050％以上、0.100％以上、0.120％以上或者0.140％以上。

另一方面，C含量高于0.280％时，焊接性变差，因此将上限设定为0.280％。优选地，C含量为0.260％以下或者0.250％以下，进一步优选为0.200％以下、0.180％以下、或者0.160％以下。

(Si：0.50％以上且2.50％以下)

Si是抑制铁系碳化物的析出，使残留γ稳定化的重要元素。Si含量小于0.50％时，难以得到5％以上的残留γ，伸长率变差，因此Si含量为0.50％以上。Si含量优选为0.80％以上、1.00％以上、或者1.20％以上。

另一方面，Si含量高于2.50％时，会引起表面性状变差，因此Si含量定为2.50％以下。Si含量优选为2.00％以下，较优选为1.80％以下、1.50％以下、或者1.30％以下。

(Mn：1.00％以上且4.00％以下)

Mn是在提高钢板的机械性强度方面有效的元素。Mn含量小于1.00％时，不能确保780MPa以上的拉伸强度。因此，Mn含量设定为1.00％以上。Mn含量优选为1.50％以上，较优选为1.80％以上、2.00％以上、或者2.20％以上。

另一方面，若过剩添加Mn，则因Mn偏析而组织变得不均匀，弯曲加工性降低。因此，Mn含量设定为4.00％以下，优选为3.00％以下，较优选为2.80％以下、2.60％以下、或者2.50％以下。

(sol.Al：0.001％以上且2.000％以下)

Al是具有将钢脱氧以健全钢板的作用的元素。sol.Al含量小于0.001％时，不能充分地脱氧，因此sol.Al含量设定为0.001％以上。但是，当脱氧非常必要时，更期待添加0.010％以上。进一步期待的是，sol.Al含量为0.020％以上、0.030％以上、或者0.050％以上。

另一方面，sol.Al含量高于2.000％时，焊接性的降低变得显著，同时氧化物系夹杂物增加，表面性状的劣化变得显著。因此，sol.Al含量设定为2.000％以下，优选为1.500％以下，较优选为1.000％以下、或者0.700％以下，最优选为0.090％以下、0.080％以下、或者0.070％以下。此外，所谓sol.Al，表示没有成为Al₂O₃等氧化物，可溶于酸的酸可溶Al。

本实施方式的高强度钢板，作为化学组分含有杂质。此外，所谓“杂质”，是指例如在工业上制造钢时，从作为原料的矿石或废料中，或者从制造环境等中混入的物质等。所谓杂质，例如表示P、S、N等元素。为了充分地发挥本实施方式的效果，优选以如下的方式限制这些杂质。此外，杂质的含量优选较少，因此不需要限制下限值，杂质的下限值可以为0％。

(P：0.100％以下)

P是通常在钢中含有的杂质，具有提高拉伸强度的作用，因此可以积极地含有P。但是，P含量高于0.100％时，焊接性的劣化变得显著。因此，P含量限制在0.100％以下。P含量优选限制在0.080％以下、0.070％以下、或者0.050％以下。为了更可靠地得到上述作用的效果，可以使P含量为0.001％以上、0.002％以上、或者0.005％以上。

(S：0.0200％以下)

S是钢中含有的杂质，出于焊接性的观点越少越优选。S含量高于0.0200％时，焊接性的降低变得显著，同时MnS的析出量增加，低温韧性下降。因此，S含量限制在0.0200％以下。S含量优选限制在0.0100％以下，较优选限制在0.0080％以下、0.0070％以下、或者0.0050％以下。此外，出于脱硫成本的观点，S含量可以设定为0.0010％以上、0.0015％以上、或者0.0020％以上。

(N：0.01000％以下)

N是钢中含有的杂质，出于焊接性的观点越少越优选。N含量高于0.01000％时，焊接性的降低变得显著。因此，N含量可以限制在0.01000％以下，优选为0.00900％以下、0.00700％以下、或者0.00500％以下。N含量的下限值没有特别的限定，但例如可以将N含量设定为0.00005％以上、0.00010％以上、或者0.00020％以上。

(O：0.0100％以下)

O是钢中含有的杂质，出于焊接性的观点越少越优选。O含量高于0.0100％时，焊接性的降低变得显著。因此，O含量限制在0.0100％以下，优选为0.0090％以下、0.0070％以下、或者0.0050％以下。O含量的下限值没有特别的限定，但例如可以将O含量设定为0.0005％以上、0.0008％以上、或者0.0010％以上。

本实施方式的高强度钢板除上述说明的基本元素及杂质之外，还可以包含选择性元素。例如，代替上述的剩余部分即Fe的一部分，作为选择性元素，可以包含B、Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Co、W、Ni、Ca、Mg、REM、Zr。根据其目的而含有这些选择性元素即可。因此，不需要限制这些选择性元素的下限值，下限值可以为0％。此外，即使作为杂质而含有这些选择性元素，也不会损害上述效果。

(B：0％以上0.010％以下)

(Ti：0％以上0.20％以下)

(Nb：0％以上0.20％以下)

(V：0％以上1.000％以下)

(Cr：0％以上1.000％以下)

(Mo：0％以上1.000％以下)

(Cu：0％以上1.000％以下)

(Co：0％以上1.000％以下)

(W：0％以上1.000％以下)

(Ni：0％以上1.000％以下)

B、Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Co、W、Ni均为稳定地确保强度而发挥效果的元素。因此，也可以含有这些元素。但是，即使含有B高于0.010％、Ti及Nb分别高于0.20％、V、Cr、Mo、Cu、Co、W、Ni分别高于1.000％，也存在上述作用的效果容易饱和而在经济上不利的情况。

因此，将B的含量设定为0.010％以下，将Ti及Nb的含量分别设定在0.20％以下，V、Cr、Mo、Cu、Co、W及Ni的含量分别设定在1.0％以下、或者1.000％以下。也可以将B的含量设定在0.008％以下、0.007％以下、或者0.005％以下。也可以将Ti及Nb各自的含量的上限值设定为0.18％、0.15％、或者0.10％。也可以将V、Cr、Mo、Cu、Co、W、及Ni各自的含量的上限值设定在0.500％以下、0.300％以下、或者0.100％以下。

此外，为了更可靠地得到基于上述作用的效果，优选含有以下元素之中的至少一种：

B：0.001％以上、0.002％以上、或者0.004％以上；

Ti：0.01％以上、0.02％以上、或者0.05％以上；

Nb：0.01％以上、0.02％以上、或者0.05％以上；

V：0.005％以上、0.008％以上、或者0.010％以上；

Cr：0.005％以上、0.008％以上、或者0.010％以上；

Mo：0.005％以上、0.008％以上、或者0.010％以上；

Cu：0.005％以上、0.008％以上、或者0.010％以上；

Co：0.005％以上、0.008％以上、或者0.010％以上；

W：0.005％以上、0.008％以上、或者0.010％以上；以及

Ni：0.005％以上、0.008％以上、或者0.010％以上。

(Ca：0％以上且0.0100％以下)

(Mg：0％以上且0.0100％以下)

(REM：0％以上且0.0100％以下)

(Zr：0％以上且0.0100％以下)

Ca、Mg、REM、Zr均为具有有助于夹杂物控制，尤其是夹杂物的细微分散化，提高韧性的作用的元素。因此，可以含有这些元素的一种或两种以上。但是，若任一元素各自含有高于0.0100％，则存在表面性状的劣化显著化的情况。因此，Ca、Mg、REM、Zr的含量优选分别为0.01％以下、或者0.0100％以下。也可以将Ca、Mg、REM、Zr各自的含量的上限设定为0.0080％、0.0050％、或者0.0030％。此外，为了更可靠地得到上述作用的效果，优选将这些元素的至少一者的含量设定为0.0003％以上、0.0005％以上、或者0.0010％以上。

在此，REM是指Sc、Y及镧系元素的总计17元素，其至少一种。上述REM的含量表示这些元素的至少一种的总计含量。在镧系元素的情况下，工业上以混合稀土的形式添加。

此外，在本实施方式的高强度钢板中，优选地，作为化学组分，以质量％计含有：Ca：0.0003％以上且0.0100％以下；Mg：0.0003％以上且0.0100％以下；REM：0.0003％以上且0.0100％以下；Zr：0.0003％以上且0.0100％以下之中的至少一种。

上述的钢组分通过钢的通常的分析方法来测定即可。例如，钢组分使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体-原子发射光谱法)测定即可。此外，C及S使用燃烧-红外线吸收法，N使用惰性气体溶解-热传导法，O使用惰性气体溶解-非分散型红外线吸收法测量即可。

2.金相组织

在本实施方式的高强度钢板中，金相组织以面积率计，由铁素体：20％～70％；残留奥氏体：5％～40％；初生马氏体：0％～30％；回火马氏体及贝氏体的总计：20％～75％；以及珠光体及渗碳体的总计：0％～10％构成。

(铁素体：20％～70％)

铁素体为相对软质而有助于成形的组织。通过具有铁素体，从而伸长率、扩孔性、弯曲性提高。为了得到该效果，需要具有铁素体为20％以上。因此，将金相组织中的铁素体的面积率设定为20％以上。也可以将铁素体的面积率设定为25％以上、30％以上、或者35％以上。

具有铁素体高于70％时，难以将拉伸强度设定在780MPa以上。因此，将金相组织中的铁素体的面积率设定在70％以下。也可以将铁素体的面积率设定在65％以下、60％以下、或者50％以下。

(残留奥氏体：5％～40％)

残留奥氏体是有助于伸长率的组织。为了得到该效果，残留奥氏体需要为5％以上。因此，将金相组织中的残留奥氏体的面积率设定为5％以上，优选为8％以上、10％以上、或者15％以上。

在本实施方式的制法中，实质上不可能使残留奥氏体残留40％以上。因此，金相组织中的残留奥氏体的面积率的上限为40％。也可以将残留奥氏体的面积率设定为35％以下、30％以下、或者25％以下。

(初生马氏体：0％～30％)

初生马氏体是有助于强度但阻碍成形性的组织。因此，也可以不包含初生马氏体，将其下限设定为0％。

另一方面，为了获得基于初生马氏体的提高强度的效果，优选具有初生马氏体为2％以上、5％以上、或者8％以上。

另一方面，具有初生马氏体为高于30％时，会使伸长率或扩孔性变差，因此将金相组织中的初生马氏体的面积率设定为30％以下。初生马氏体的面积率优选为20％以下，进一步优选为15％以下、或者10％以下。

(回火马氏体及贝氏体的总计：20％～75％)

回火马氏体及贝氏体是有助于强度的组织。为了获得拉伸强度780MPa以上，回火马氏体及贝氏体需要总计为20％以上。因此，在本实施方式的高强度钢板的金相组织中，将回火马氏体和贝氏体的总计面积率设定为20％以上，优选为30％以上、40％以上、或者50％以上。

另一方面，不需要规定回火马氏体及贝氏体的总计的上限。如上所述，本实施方式的钢板的金相组织包含20％以上的铁素体及5％以上的残留奥氏体，但其剩余部分可以全部为回火马氏体及贝氏体。换言之，回火马氏体及贝氏体的总计面积率可以最大设定为75％。回火马氏体及贝氏体的合计面积率可以为70％以下、60％以下、或者55％以下。

(珠光体及渗碳体的总计：0％～10％)

珠光体和渗碳体是妨碍成形性的组织。在珠光体和渗碳体的合计面积率高于10％的情况下，成形性大幅变差，因此不优选。因此，将珠光体和渗碳体的合计面积率设定为总计为10％以下。也可以将珠光体和渗碳体的合计面积率设定为8％以下、5％以下、或者3％以下。珠光体及渗碳体并不是为了解决本发明的课题而必要的，因此其合计面积率的下限值为0％。但是，珠光体和渗碳体的合计面积率也可以是0.5％以上、1％以上、或者2％以上。

金相组织的测量方法

构成如以上的本实施方式的高强度钢板的金相组织的贝氏体、回火马氏体、铁素体、珠光体、残留奥氏体及马氏体的鉴定、存在位置的确定及面积比率的测量通过以下的方法进行。

首先，使用硝酸乙醇腐蚀液试剂以及特开昭59-219473号公报公开的试剂，腐蚀与轧制方向平行的截面(即，平行于轧制方向且垂直于表面的截面)。关于截面的腐蚀，具体而言，将在100ml的乙醇中溶解1～5g的苦味酸的溶液作为A液，将在100ml的水中溶解1～25g的硫代硫酸钠及1～5g的柠檬酸的溶液作为B液，将A液和B液以1：1的比例混合制成混合液，进一步添加相对于该混合液的总量占1.5～4％比例的硝酸并混合，将得到的溶液作为预处理液。此外，在2％硝酸乙醇腐蚀液中，添加相对于2％硝酸乙醇腐蚀液的总量占10％比例的上述预处理液并混合，将得到的溶液作为后处理液。将平行于轧制方向的截面(即，平行于轧制方向且垂直于表面的截面)浸渍在上述预处理液中3～15秒，用乙醇清洗并干燥后，在上述后处理液中浸渍3～20秒后，进行水清洗、干燥，由此腐蚀上述截面。

接着，如图1所示，在距钢板1的表面(轧制面11)为板厚的1/4深度且板宽方向WD的中央的位置，通过使用扫描型电子显微镜，以倍率1000～100000倍，观察至少3个区域的40μm×30μm的区域，由此进行上述金相组织的鉴定、存在位置的确认、以及面积比率的测定。此外，无论测量对象是制造后没有受到特别的机械加工的钢板(换言之，没有从卷材中切出的钢板)的情况，还是从卷材切出的钢板，所谓板宽方向中央位置，是指距离在板宽方向WD观察的钢板1两端实质上处于等距离的位置。

此外，通过上述的测量方法难以区别下部贝氏体和回火马氏体。因此，本实施方式中不需要区别二者。即，“贝氏体及回火马氏体”的总计的面积比率通过测量“上部贝氏体”及“下部贝氏体或回火马氏体”的面积比率而得到。上部贝氏体是板条的集合体，是在板条间包含碳化物的组织。下部贝氏体是在内部包含长径为5nm以上且在相同方向上伸长的铁系碳化物的组织。回火马氏体是板条状的结晶粒的集合，是在内部包含长径为5nm以上且在不同的方向伸长的铁系碳化物的组织。

铁素体是亮度小、且不能确认下部组织的区域。将亮度大、且下部组织没有通过蚀刻显现的区域判断为初生马氏体或残留奥氏体。因此，初生马氏体的面积比率可以作为用FE-SEM观察的没有腐蚀的区域的面积比率与用后述的X射线测量的残留奥氏体的面积比率的差值而求得。

珠光体表示板状的渗碳体和板状的铁素体交替排列的区域。在基于FE-SEM的观察中，能够明确地区别珠光体和上述的组织(铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体)。

残留奥氏体的面积比率的测量方法中存在X射线衍射、EBSP(电子背散射衍射像、Electron Back Scattering Diffraction Pattern)分析、基于磁测量的方法等，存在依据测量方法而测量值不同的情况。在本实施方式中，残留奥氏体的面积比率通过X射线衍射测量。在本实施方式中的基于X射线衍射的残留奥氏体面积比率的测量中，首先，在钢板的板厚的1/4深度位置处的、平行于轧制方向的截面(即，平行于轧制方向且与表面呈直角的截面)中，使用Co-Kα射线，求得α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)的合计6衍射峰的积分强度，接着使用强度平均法进行计算，从而得到残留奥氏体的面积比率。

(在1/8厚～3/8厚的范围中，纵横比2.0以上的残留奥氏体的个数占所有残留奥氏体的比例为50％以上)

将残留奥氏体的组织形态制作为板状，有助于伸长率、扩孔性、弯曲性的提高，是本发明的重要组织制作要点之一。将残留奥氏体设定为板状，会抑制成形时向奥氏体的应变分配，使得残留奥氏体对于塑性变形具有适当稳定性，从而具有提高伸长率、扩孔性的效果。具有该效果的残留奥氏体的形态的纵横比为2.0以上。

为了得到该效果，在1/8厚～3/8厚的范围中，纵横比2.0以上的残留奥氏体的个数比例相对于所有残留奥氏体需要为50％以上。因此，将该个数比例设定为50％以上，优选为70％以上。该个数比例小于50％时，难以兼具有优异的伸长率、扩孔性和弯曲性，因而不优选。

对于钢板内部的钢组织所包含的残留奥氏体晶粒的纵横比及长径，采用FE-SEM观察结晶粒，通过EBSD法(电子背散射衍射法)进行高分辨率晶体取向分析，进行评价。

首先，如图2所示，将平行于钢板的轧制方向及板厚方向的截面作为观察面13，提取试样，研磨观察面，加工成镜面。接着，在以观察面13中的距表面(轧制面)11为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围131的一个至多个观察视野中，针对总计为2.0×10^－9m²以上(多个视野及同一视野均可)的面积，进行基于EBSD法的晶体结构分析。接着，为了避免测量错误，根据通过上述的方法测量到的残留奥氏体晶粒的晶体取向，仅选出长轴长度为0.1μm以上的奥氏体，绘制晶体取向图。将产生10°以上的晶体取向差的边界视为残留奥氏体晶粒的晶体边界。纵横比设定为将残留奥氏体晶粒的长轴长度除以短轴长度而得到的值。长径设定为残留奥氏体晶粒的长轴长度。在测量中通过EBSD法得到的数据的解析中，采用TSL社制造的“OIM Analysys 6.0”。此外，评价点间距离(step)设定为0.01～0.20μm。根据观察结果，将判断为FCC铁的区域作为残留奥氏体。根据该结果，求得在1/8厚～3/8厚的范围中纵横比2.0以上的残留奥氏体在所有残留奥氏体中占有的个数比例。

(在板宽方向上每隔50mm在10处测量平行于轧制方向且垂直于表面的截面的板厚1/4位置处的铁素体的面积率时，铁素体的面积率的标准偏差小于10％)

在本发明中，为了确保伸长率或扩孔性，铁素体是重要的。另一方面，伸长率、扩孔性依据铁素体的组织分率而变化。因此，在得到材质稳定性的方面，铁素体的组织分率在热轧宽度方向上均匀地分布是重要的。

如图3所示，沿板宽方向(即，与轧制方向RD呈直角的方向)WD每隔50mm在10处测量与轧制方向平行的截面(即，与轧制方向平行且垂直于表面的截面12)的板厚1/4位置121处的铁素体的面积率时，若铁素体的面积率的标准偏差为10％以上，则成为机械特性偏差的原因，得不到材质稳定性。因此，将上述铁素体的面积率的标准偏差设定为小于10％，优选为8％以下、小于5％、或者4％以下。此外，在作为测量对象的钢板的沿板宽方向的大小充分大时，铁素体的面积率的标准偏差的测量位置可以配置在沿板宽方向的1直线上。另一方面，作为测量对象的钢板的沿板宽方向的大小不满足450mm时，铁素体的面积率的标准偏差的测量位置可以配置在沿板宽方向的2条以上的直线上。测量铁素体以外的特性(例如表面粗糙度等)的板宽方向的标准偏差时，也可以如上述配置测量位置。

3.表面粗糙度Ra的标准偏差

(沿板宽方向每隔50mm在10处测量的表面粗糙度Ra的标准偏差优选为0.5μm以下)

只要化学组分、金相组织、以及后述的拉伸强度在预定的范围内，本实施方式的钢板并不特别限定。另一方面，沿板宽方向(即，与轧制方向呈直角的方向)每隔50mm在10处测量轧制面11的表面粗糙度Ra时，可以将表面粗糙度Ra的标准偏差设定为0.5μm以下。通过抑制表面粗糙度Ra的偏差，从而抑制弯曲加工性的偏差，能够进一步提高材质稳定性。因此，优选将该标准偏差设定为0.5μm以下。但是，钢板的表面粗糙度也可以通过附加加工而自由地变更。例如，在通过后述的优选的制造方法制造材质稳定性优异的高强度钢板后，也可以对该高强度钢板实施发纹加工等的改变表面粗糙度的加工。出于该观点，将表面粗糙度Ra的标准偏差设定在上述的范围内并不是必须的。

此外，表面粗糙度Ra是使用接触式粗糙度计(Mitutoyo制造的SURFTEST SJ-500)，在各测量位置，在板宽方向上5mm长度的范围获取粗糙度曲线，以JISB0601：2001所述的方法求得算术平均粗糙度Ra。使用通过这样的方式求得的各测定位置的算术平均粗糙度Ra的值，求得表面粗糙度Ra的标准偏差。

此外，在钢板的表面配设有镀敷、及涂装等的表面处理覆膜的情况下，所谓“钢板的表面粗糙度Ra”，表示在从钢板除去表面处理覆膜后测量的表面粗糙度。即，所谓钢板的表面粗糙度Ra，是指钢基的表面粗糙度。除去表面处理覆膜的方法可以在对钢基的表面粗糙度不会产生影响的范围内，根据表面处理覆膜的种类适当选择。例如，表面处理覆膜为镀锌时，使用添加了抑制剂的稀盐酸，溶解镀锌层即可。由此，能够从钢板仅剥离镀锌层。所谓抑制剂，是为了抑制钢基的过度熔解导致的粗糙度的变化而使用的添加剂。例如，可以将对稀释10～100倍的盐酸，以成为0.6g/L的浓度的方式添加朝日化学工业株式会社制造的盐酸酸洗用腐蚀抑制剂“IBIT No.700BK”的溶液用作镀锌层的剥离手段。

4.机械特性

(拉伸强度TS：780MPa以上)

本实施方式的高强度钢板，作为有助于减轻汽车重量的充分的强度，具有780MPa以上的拉伸强度(TS)。也可以是，钢板的拉伸强度为800MPa以上、900MPa以上、或者1000MPa以上。另一方面，可以推断，以本实施方式的结构，难以设定为高于1470MPa。因此，不需要特别确定拉伸强度的上限，但在本实施方式中可以将实质的拉伸强度的上限设定为1470MPa。另外，也可以将钢板的拉伸强度设定为1400MPa以下、1300MPa以下、或者1200MPa以下。

此外，拉伸试验以JISZ2241(2011)为标准，按照以下的步骤进行即可。从高强度钢板的板宽方向上50mm间隔的10位置处提取JIS5号试验片。在此，使钢板的板宽方向与试验片的长度方向一致。此外，以各试验片的提取位置不干扰的方式，在钢板的轧制方向上错开的位置提取各试验片。对这些试验片，以JISZ2241(2011)的规定为标准实施拉伸试验，求得拉伸强度TS(MPa)，计算它们的平均值。将该平均值视为高强度钢板的拉伸强度。

此外，本实施方式的高强度钢板，作为成形性的指标可以具有伸长率、扩孔性、各个以下的特性。这些机械特性是通过上述的本实施方式的高强度钢板的诸特性得到的。

(总伸长率EL)

本实施方式的高强度钢板，作为伸长率的指标，拉伸试验中的总伸长率可以具有14％以上。另一方面，以本实施方式的构成，难以使总伸长率高于35％。因此，实质上的总伸长率的上限可以设定为35％。

(扩孔性)

本实施方式的高强度钢板，作为扩孔性的指标，可以具有扩孔率25％以上。另一方面，以本实施方式的构成，难以使扩孔率高于80％。因此，可以将实质的扩孔率的上限设定为80％。

扩孔率可以通过以日本钢铁联盟标准JFST1001-1996记载的试验方法为标准的扩孔试验来进行评价。

(弯曲性)

本实施方式的高强度钢板，在作为弯曲性的指标使用将临界弯曲R(mm)除以板厚t(mm)而得到的值R/t的情况下，可以具有2.0以下的R/t。另一方面，以本实施方式的构成，难以将弯曲性的指标R/t设定为0.1以下。因此，也可以将实质的弯曲性的指标R/t的下限值设定为0.1。

临界弯曲R是通过反复实施应用各种弯曲半径的弯曲试验而求得的。弯曲试验中，以JISZ2248(V型块90°弯曲试验)为标准进行弯曲加工。弯曲半径(准确地说，弯曲的内侧半径)以0.5mm间隔进行变更。弯曲试验中的弯曲半径越小，钢板中越容易产生裂纹及其他缺陷。将在该试验中求得的、钢板中不会产生裂纹及其他缺陷的最小弯曲视为临界弯曲R。而且，将用该临界弯曲R除以钢板的厚度t而得到的值用作评价弯曲性的指标R/t。

本实施方式的高强度钢板，作为材质稳定的指标，可以是，在沿板宽方向(即，与轧制方向呈直角的方向)每隔50mm在10处测量的拉伸试验结果中，TS的标准偏差为50MPa以下、及EL的标准偏差为1％以下。求得TS标准偏差及EL标准偏差的方法，与上述的用于求得拉伸强度的平均值的拉伸试验方法是相同的。通过求得基于上述方法的10次拉伸试验结果的标准偏差，得到TS标准偏差及EL标准偏差。

此外，在本实施方式的高强度钢板中，也可以是，将沿板宽方向每隔50mm在10处测量的R/t(临界弯曲R(mm)、板厚t(mm))的标准偏差设定为0.2以下。

5.制造方法

接着，针对本实施方式的高强度钢板的优选的制造方法的一个示例进行说明。其中，需要注意的是，本实施方式的高强度钢板的制造方法并没有特别的限定。满足上述要件的钢板无论其制造方法如何，全部视为本实施方式的钢板。

在热轧之前的制造工序并没有特别的限定。即，在基于高炉或电炉等的熔制后接着进行各种二次冶炼，接着，以通常的连续铸造、基于铸锭法的铸造、或者薄钢坯铸造等方法等进行铸造即可。在连续铸造的情况下，既可以是在将铸造钢坯一度冷却至低温后再次加热后进行热轧，也可以是不使铸造钢坯冷却至低温而在铸造后直接进行热轧。原料也可以使用废料。

对铸造出来的钢坯，实施加热工序。在该加热工序中，优选将钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下的温度。钢坯内析出的粗大的析出物(铁系碳化物或合金元素的碳氮化物等)存在损害材质稳定性的可能性，因此，为了使其熔解而优选将钢坯加热至1100℃以上。另一方面，出于防止氧化皮损失的观点，钢坯加热温度优选为1300℃以下。

接着，对加热后的钢坯进行粗轧，施以制成粗轧板的粗轧工序。

粗轧将钢坯制成希望的尺寸形状即可，其条件并不特别限定。此外，粗轧板的厚度会对精轧工序中的、从轧制开始时刻至轧制结束时刻为止的从热轧钢板前端至尾端的温度降低量造成影响，因此，优选考虑该因素来确定。

对粗轧板，实施精轧。在该精轧工序中，进行多级精轧。在本实施方式中，在满足下述式(1)的条件下以850℃～1200℃的温度域进行精轧。

K’/Si*≧2.5···(1)

在此，Si≧0.35时，设定为Si*＝140√Si，Si＜0.35时，设定为Si*＝80。此外，Si表示钢板的Si含量(质量％)。

此外，上述式(1)中的K’以下述式(2)表示。

K’＝D×(DT－930)×1.5+Σ((FT_n－930)×S_n)···(2)

在此，D是精轧开始前的水压去氧化皮的单位时间的吹喷量(m³/min)，DT是进行精轧开始前的水压去氧化皮时的钢板温度(℃)，FT_n是精轧的第n级的钢板温度(℃)，S_n是精轧的第n－1级和第n级间将水以喷雾的方式向钢板吹喷时的单位时间的吹喷量(m³/min)。

Si*是表示氧化皮引起的凹凸的产生容易度的与钢板组分相关的参数。钢板组分的Si量多时，热轧时在表层生成的氧化皮从相对容易去氧化皮而难以在钢板上产生凹凸的氧化亚铁(FeO)，变化为以容易在钢板上扎根的方式生长并形成凹凸的铁橄榄石(Fe₂SiO₄)。因此，Si量越大，即Si*越大，则越容易形成表层的凹凸。在此，Si添加导致的表层的凹凸的形成容易度，在添加Si为0.35质量％以上时效果尤其显著。因此，添加0.35质量％以上时，Si*为Si的函数，但在0.35质量％以下时，为常数。

K’是表示凹凸的形成难度的制造条件的参数。上述式(2)的第一项目表示：为了抑制凹凸的形成，在精轧开始前进行水压去氧化皮时，每单位时间的水压去氧化皮吹喷量越多，钢板温度越高，则在去氧化皮的观点上越有效。精轧开始前进行多次去氧化皮时，使用最靠近精轧的去氧化皮的值。

上述式(2)的第二项目是表示如下项目：将在精轧前的去氧化皮中未能完全剥离的氧化皮、或在精轧中再次形成的氧化皮，在精轧中进行去氧化皮时的效果，表示在高温下，通过将大量水以喷雾的方式向钢板吹喷从而容易进行去氧化皮。

表示形成凹凸的难度的制造条件的参数K’和表示形成氧化皮损伤部的容易度的与钢板组分相关的参数Si*之比如果为2.5以上、或者2.50以上，则能够充分地抑制凹凸，能够抑制回火时的温度偏差。因此，将K’/Si*设定为2.5以上，优选为3.0以上，较优选为3.5以上。

此外，为了将本发明的钢板的优选的方案的、在板宽方向(即，与轧制方向呈直角的方向)上以50mm间隔在10处位置测量的表面粗糙度Ra的标准偏差设定为0.5μm以下，优选K’/Si*设定为3.0以上(K’/Si*≧3.0)。

在精轧后，接着以平均冷却速度50℃/s以上进行冷却，以卷取温度450℃以下进行卷取。这是因为，如前所述，通过将低温相变组织的贝氏体及马氏体制作为主要的组织，从而控制退火后的残留γ的形态。在此，所谓平均冷却速度，是将冷却开始时与卷取前的温度之差用其时间进行除算的值。平均冷却速度小于50℃/s时，发生铁素体相变，妨碍其后的退火工序中的组织形态控制，不能将纵横比2.0以上的残留奥氏体的个数相对于全部残留奥氏体的个数的比例控制在50％以上。

同样地，卷取温度高于450℃时，发生铁素体相变，同样地，难以将贝氏体及回火马氏体的总计设定为整体的20％以上。此外，卷取温度高于450℃时，不能将纵横比为2.0以上的残留奥氏体的个数相对于全部残留奥氏体的个数的比例控制在50％以上。从该观点出发，将卷取温度设定为450℃以下，优选为400℃以下，进一步优选为200℃以下。此外，将卷取温度设定为450℃以下还具有如下效果：抑制卷取后在钢板表面形成内部氧化物而表层的粗糙度增大的情况。

对通过这样的方式制造的高强度钢板，以除去钢板表面的氧化物的目的实施酸洗。例如在3～10％浓度的盐酸中，以85℃～98℃的温度，以20秒～100秒进行酸洗处理即可。

此外，也可以对制造的热轧钢板以矫正形状为目的，实施轧制率20％以下的轻轧。但是，轻轧的轧制率高于20％时，在退火过程中发生再结晶，不能得到从低温相变组织退火时所得到的形态控制的效果，因此，即使是实施轻轧时轧制率也为20％以下。轻轧可以在酸洗工序之前实施，也可以在之后实施。若在酸洗工序后进行轻轧，则存在能够进一步降低表层的粗糙度的效果。为了满足本发明中优选的方案的、在板宽方向(即，与轧制方向呈直角的方向)上以50mm间隔在10位置处测量表面粗糙度Ra时，表面粗糙度Ra的标准偏差0.5μm以下，酸洗工序后需要进行轻轧。

对所得到的钢板进行退火处理。

在退火工序中，将加热温度设定为通过以下的公式算出的A_c1点～A_c3点－10℃。

A_c1＝723－10.7×Mn－16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr

A_c3＝879－346×C+65×Si－18×Mn+54×Al··(9)

在加热时，从在低温相变组织的板条间等生成的碳化物中产生铁素体-奥氏体相变，生成板状的奥氏体。没有奥氏体相变的区域可以认为是高温中回火的低温相变组织(回火马氏体或回火贝氏体)，但位错密度由于回火而大幅减少，下部组织也变得不明确，因此，是在退火后的组织观察中作为铁素体而评价的区域。因此，在此也称为铁素体。此外，在退火后的组织观察中评价为回火马氏体或贝氏体的区域主要是指，在加热中生成的奥氏体在后述的150℃～550℃下的保持中进行贝氏体相变或马氏体相变从而生成的组织。

将加热温度设定为Ac1点～Ac3点－10℃的原因在于，为了将铁素体的面积率设定为20％～70％，而设定为适当的铁素体-奥氏体相变比率。加热时间设定为10秒～1000秒。若保持时间小于1秒，则钢中的渗碳体熔解残留，存在钢板的特性变差的可能性。该效果在高于1000秒时会饱和，并关系到生产性降低，因此保持时间将1000秒作为上限。

其后，在150℃～550℃之间保持10秒至1000秒。

在该温度域下，使奥氏体的一部分进行贝氏体相变或马氏体相变，伴随贝氏体相变将碳固溶向奥氏体喷出，或者伴随马氏体的回火将碳固溶向奥氏体喷出，由此，具有使奥氏体稳定的效果。在150℃以下时，奥氏体的大部分进行马氏体相变，不能得到充分的残留奥氏体量。另一方面，在550℃以上时，产生珠光体相变，不能充分地时残留奥氏体稳定化。保持时间小于10秒时，不能充分地引起碳的扩散，不能充分地使残留奥氏体稳定化。高于1000秒时，使残留奥氏体稳定的效果会饱和，生产性降低。

此外，在保持在该温度域的期间中，也可以在该温度域内进行加热或冷却。例如，如果在一度降低至250℃以下的温度域而使残留奥氏体的一部分进行马氏体相变后，再加热至400℃左右的温度域，则马氏体成为贝氏体相变的核生成位点，得到加速贝氏体相变的效果。

另外，在该温度域中，可以实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌。作为热浸镀锌工序中的镀锌浴温度或镀锌浴组成等的镀敷条件，可以使用一般的条件，并不特别限制。例如，可以是，镀敷浴温度为420～500℃，钢板的浸入板温为420～500℃，浸渍时间为5秒以下。镀敷浴优选含有Al为0.08～0.2％的镀敷浴，但此外，也可以含有杂质的Fe、Si、Mg、Mn、Cr、Ti、Pb等。此外，优选通过气体擦拭等的公知的方法控制热浸镀锌的附着量。附着量通常每单面为5g/m²以上即可，但优选为25～75g/m²，较优选为20～120g/m²。

在进行合金化处理的情况下，按照常规方法进行即可，但优选合金化处理温度设定为460～550℃。合金化处理小于460℃时，不仅会合金化速度变慢而损害生产性，还发生合金化处理不均匀，因此合金化处理温度优选设定为460℃以上。另一方面，合金化处理温度高于550℃时，发生珠光体相变，不能充分地使残留奥氏体稳定化。

此外，合金化处理优选以热浸镀锌层中的铁浓度达到6.0质量％以上的条件进行。

在不实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌的情况下，对如上所述制造的钢板，可以形成电镀锌层。电镀锌层可以通过现有公知的方法形成。

通过上述的制造方法，能够制造本实施方式的高强度钢板。

[实施例]

下面，参照示例更具体地说明本发明的高强度钢板。但是，以下的实施例是本发明的高强度钢板的示例，本发明的高强度钢板并不限定于以下的方案。以下所述的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条件例，本发明并不限制于该一条件例。本发明在不脱离本发明的宗旨、达成本发明的目的的范围内，能够采用各种条件。

铸造表1所示的化学组分的钢，铸造后，在该状态下或冷却至室温后再加热，加热至1200℃～1350℃的温度范围，其后，以1100℃以上的温度粗轧钢坯，制作粗轧板。此外，在表1中，对发明范围以外的值标注下划线。

[表1]

针对粗轧板，以表2所述的条件实施了全级7级构成的多级精轧。

其后，以表3所述的各条件实施精轧后的冷却及卷取。

其后，针对所有条件进行了酸洗，但针对一部分条件，以酸洗前或者后工序实施轻轧。其后，以加热速度30℃/s～150℃/s的速度升温至表3所述的加热温度。加热后，以表3所述的时间、加热温度进行保持。其后，在条件A中，以50～100℃/s冷却至250℃，再加热至400℃后，保持300秒。在条件B中，以50～100℃/s冷却至360℃，保持50秒。在比较例的条件C中，以100℃/s冷却至100℃，保持300秒。

其后，对一部分条件，实施合金化热浸镀锌或热浸镀锌。在镀敷工序中，钢板处于400℃～520℃的温度域。

[表2]

[表3]

对于所得到的高强度钢板，以如下的方法观察金相组织。

首先，使用硝酸乙醇腐蚀液试剂及特开昭59-219473号公报公开的试剂，腐蚀平行于轧制方向且垂直于表面的截面。关于截面的腐蚀，具体而言，将在100ml的乙醇中溶解1～5g的苦味酸的溶液作为A液，将在100ml的水中溶解1～25g的硫代硫酸钠及1～5g的柠檬酸的溶液作为B液，将A液和B液以1：1的比例混合，制成混合液，进一步添加相对于该混合液的总量占1.5～4％比例的硝酸并混合，将所得到的溶液作为预处理液。此外，在2％硝酸乙醇腐蚀液中，添加相对于2％硝酸乙醇腐蚀液的总量占10％比例的上述预处理液并混合，将所得到的溶液作为后处理液。将平行于轧制方向且垂直于表面的截面在上述预处理液中浸渍3～15秒，以乙醇清洗并干燥后，在上述后处理液中浸渍3～20秒后，进行水清洗、干燥，从而腐蚀上述截面。

接着，在距钢板表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置，使用扫描型电子显微镜，以倍率1000～100000倍，观察至少3区域的40μm×30μm的区域，由此进行金相组织的鉴定、存在位置的确认以及面积比率的测量。

此外，“贝氏体及回火马氏体”的总计的面积比率是通过测量“上部贝氏体”及“下部贝氏体或回火马氏体”的面积比率得到的。

将亮度小、且没有确认下部组织的区域判断为铁素体。将亮度大、且下部组织没有通过蚀刻显现的区域判断为初生马氏体或残留奥氏体。初生马氏体的面积比率是作为用FE-SEM观察的未腐蚀的区域的面积比率和用X射线测量的残留奥氏体的面积比率差值而求得的。

对于珠光体，在基于FE-SEM的观察中，能够明确地区别珠光体与铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体，因此通过该方法求得面积率。

残留奥氏体的面积比率是通过X射线衍射测量的。首先，在钢板的板厚的1/4深度位置处的平行于轧制方向且垂直于表面的截面中，使用Co－Kα射线，求得α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)的总计6衍射峰的积分强度，通过使用强度平均法来计算，得到残留奥氏体的面积比率。

对于钢板内部的钢组织所包含的残留奥氏体晶粒的纵横比及长径，采用FE-SEM观察晶粒，通过EBSD法(电子背散射衍射法)进行高分辨率晶体取向分析，进行评价。

首先，将平行于钢板的轧制方向及板厚方向的截面作为观察面，提取试样，研磨观察面，加工成镜面。接着，在观察面中的以距表面为1/4厚的位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围的一个至多个观察视野中，针对总计为2.0×10^－9m²以上(多个视野及同一视野均可)的面积，进行基于EBSD法的晶体结构分析。接着，为了避免测量错误，根据通过上述的方法测量的残留奥氏体晶粒的晶体取向，仅选出长轴长度为0.1μm以上的奥氏体，绘制晶体取向图。将产生10°以上的晶体取向差的边界视为残留奥氏体晶粒的晶体边界。纵横比为将残留奥氏体晶粒的长轴长度除以短轴长度而得到的值。长径设定为残留奥氏体晶粒的长轴长度。在测量中通过EBSD法得到的数据的解析中，采用TSL社制造的“OIM Analysys 6.0”。此外，评价点间距离(step)设定为0.01～0.20μm。根据观察结果，将判断为FCC铁的区域作为残留奥氏体。根据该结果，求得在1/8厚～3/8厚的范围中纵横比2.0以上的残留奥氏体在所有残留奥氏体中占有的个数比例。

按照上述的方法求得平行于轧制方向且垂直于表面的截面的板厚1/4位置的铁素体的面积率。以同样的方法，在板宽方向上以50mm间隔在10处求得铁素体的面积率，计算面积率的标准偏差。

在板宽方向上以50mm间隔在10位置处测量的表面粗糙度Ra的标准偏差是通过以下的步骤求得的。使用接触式粗糙度计(Mitutoyo制造的SURFTEST SJ-500)，在各测量位置，在板宽方向上5mm长度范围获取粗糙度曲线，以JISB0601：2001所述的方法求得算术平均粗糙度Ra。使用通过这样的方式求得的各测量位置处的算术平均粗糙度Ra的值，求得表面粗糙度Ra的标准偏差。

对于拉伸强度，从高强度钢板中，以板宽方向成为长度方向的方式提取的JIS5号试验片，以JISZ2241(2011)的规定为标准，实施拉伸试验，求得拉伸强度TS(MPa)、对接伸长率(总伸长率)EL(％)。提取是从钢板的板宽方向上50mm间隔的10位置处进行的。将10个试验片的拉伸强度的平均值视为钢板的拉伸强度TS，在满足TS≧780Mpa的情况下，作为高强度热轧钢板定为合格。

此外，求得在板宽方向上以50mm间隔在10位置处的TS及EL的标准偏差。将TS的标准偏差为50MPa以下、且EL的标准偏差为1％以下的钢板判断为材质稳定性优异的钢板。

扩孔率是通过以日本钢铁联盟标准JFST1001-1996记载的试验方法为标准的扩孔试验进行评价的。

弯曲试验是以JISZ2248(V型块90°弯曲试验)为标准进行弯曲加工，弯曲R(mm)是以0.5mm间隔进行试验的。

此外，在板宽方向上以50mm间隔在10位置处测量R/t，求得其标准偏差。

[表4]

[表5]

在表4及表5中，对发明范围外的值标记了下划线。如表所示，在满足本发明的条件的实施例中，拉伸强度、伸长率、扩孔性(延伸凸缘性)、弯曲性、拉伸强度的偏差、以及伸长率的偏差全部优异。另一方面，在至少一项不满足本发明的条件的比较例中，拉伸强度、伸长率、扩孔性(延伸凸缘性)、弯曲性、拉伸强度的偏差、及伸长率的偏差之中，至少一个特性不满足。

具体而言，在比较例9及比较例10中，铁素体面积率的标准偏差变大，TS标准偏差、及EL标准偏差不合格。其原因可以推定为在不满足K’/Si*的条件下进行了热轧。

在比较例11中，纵横比2.0以上的残留奥氏体的比例不足，损害了扩孔性。其原因可以推定为精轧后的平均冷却速度不足。

在比较例12中，纵横比2.0以上的残留奥氏体的比例不足，损害了扩孔性。其原因可以推定为精轧后的卷取温度过高。

在比较例13中，铁素体面积率过剩，其他组织的面积率不足，拉伸强度不足。其原因可以推定为退火工序中的加热温度低于钢材A的A_c1点。

在比较例14中，纵横比2.0以上的残留奥氏体的比例不足，损害了扩孔性。其原因可以推定为在钢板退火前对钢板进行的轻轧的轧制率过剩。

在比较例16中，残留奥氏体量不足，损害了总伸长率及扩孔性。其原因可以推定为退火工序中的保持模式不适当，即保持温度过低。

比较例31及比较例32，Si量不足。因此，在比较例31及比较例32中残留奥氏体量不足，损害了总伸长率及扩孔性。

[附图标记说明]

1高强度钢板(钢板)

11表面(轧制面)

12平行于轧制方向且垂直于表面的截面

121平行于轧制方向且垂直于表面的截面的板厚1/4位置

13残留奥氏体的测量面

131残留奥氏体的测量面中的、距表面(轧制面)为1/8厚～3/8厚的范围

RD轧制方向(Rolling Direction)

TD板厚方向(Thickness Direction)

WD板宽方向(Width Direction)

Claims

1.一种高强度钢板，其特征在于，

作为化学组分，以质量％计包含：

C：0.030～0.280％；

Si：0.50～2.50％；

Mn：1.00～4.00％；

sol.Al：0.001～2.000％；

P：0.100％以下；

S：0.0200％以下；

N：0.01000％以下；

O：0.0100％以下；

B：0～0.010％；

Ti：0～0.20％；

Nb：0～0.20％；

V：0～1.000％；

Cr：0～1.000％；

Mo：0～1.000％；

Cu：0～1.000％；

Co：0～1.000％；

W：0～1.000％；

Ni：0～1.000％；

Ca：0～0.0100％；

Mg：0～0.0100％；

REM：0～0.0100％；

Zr：0～0.0100％；以及

剩余部分：Fe及杂质，

金相组织以面积率计，由

铁素体：20％～70％；

残留奥氏体：5％～40％；

初生马氏体：0％～30％；

回火马氏体以及贝氏体的总计：20％～75％；以及

珠光体及渗碳体的总计：0％～10％

构成，

在距表面为1/8厚～3/8厚的范围中，纵横比2.0以上的残留奥氏体的个数相对于所有残留奥氏体的个数的比例为50％以上，

在平行于轧制方向且垂直于所述表面的截面的板厚1/4位置，沿着板宽方向每隔50mm在10处测量的铁素体的面积率的标准偏差小于10％，

拉伸强度为780MPa以上。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，

在所述板宽方向上以50mm间隔在10个位置处，表面粗糙度Ra的标准偏差为0.5μm以下。

3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，

作为所述化学组分，以质量％计包含从由

B：0.001％～0.010％；

Ti：0.01～0.20％；

Nb：0.01～0.20％；

V：0.005％～1.000％；

Cr：0.005％～1.000％；

Mo：0.005％～1.000％；

Cu：0.005％～1.000％；

Co：0.005％～1.000％；

W：0.005％～1.000％；

Ni：0.005％～1.000％；

Ca：0.0003％～0.0100％；

Mg：0.0003％～0.0100％；

REM：0.0003％～0.0100％；以及

Zr：0.0003％～0.0100％

构成的组中构成的至少一种。