CN117795113A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种拉伸强度为1180MPa以上且部件强度、拉伸凸缘性、弯曲性和耐延迟破坏特性优异的高强度钢板。上述高强度钢板具备钢板，上述钢板具有以下成分组成和微观组织，所述成分组成以质量％计含有C：0.090％～0.390％、Si：0.01％～2.00％、Mn：2.00％～4.00％、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：1.000％以下、N：0.0100％以下和O：0.0100％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；在上述微观组织中，马氏体的面积率为70％以上，铁素体的面积率为10％以下，残余奥氏体的面积率为10％以下，存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例为2％以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度钢板及其制造方法。
背景技术
为了兼顾通过车辆的轻量化来减少CO2排出量以及通过车身的轻量化来提高耐碰撞性能，正在推进汽车用钢板的高强度化，新的法律法规也不断出台。
因此，为了提高车身强度，对形成汽车驾驶室的骨架的主要结构部件应用拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度钢板(例如专利文献1)的事例正在增加。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2016－50343号公报
发明内容
用于汽车的加强部件、骨架结构部件的高强度钢板要求部件强度优异(碰撞时的冲击吸收能量大)。这可以通过提高钢板的屈服强度(YS)或提高钢板的屈服比(YR＝屈服强度YS/拉伸强度TS)来实现。
碰撞箱等部件具有冲裁端面、弯曲加工部。因此，用于这些部件的钢板要求良好的拉伸凸缘性和弯曲性。
使用拉伸强度为1180MPa以上的高强度钢板的部件有时由于氢侵入内部而产生所谓的延迟破坏。
对于汽车用钢板，在冲压时、组装时负载应力，然后有氢从环境侵入的风险，因此要求良好的耐延迟破坏特性。
为了提高将高强度钢板应用于汽车部件的比率，要求综合满足上述特性。
本发明是鉴于以上问题而完成的，其目的在于提供一种拉伸强度为1180MPa以上且部件强度、拉伸凸缘性、弯曲性和耐延迟破坏特性优异的高强度钢板。
本发明人等进行了深入研究，结果发现通过采用下述构成，实现上述目的，从而完成了本发明。
即，本发明提供以下[1]～[14]。
[1]一种高强度钢板，具备钢板，上述钢板具有以下成分组成和微观组织，所述成分组成以质量％计含有C：0.090％～0.390％、Si：0.01％～2.00％、Mn：2.00％～4.00％、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：1.000％以下、N：0.0100％以下和O：0.0100％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；在上述微观组织中，马氏体的面积率为70％以上，铁素体的面积率为10％以下，残余奥氏体的面积率为10％以下，存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例为2％以上。
[2]根据上述[1]所述的高强度钢板，其中，上述存在亚稳态碳化物的马氏体块中的上述亚稳态碳化物的个数密度为1×106个/mm2以上。
[3]根据上述[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有选自Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.200％以下、Ta：0.10％以下、W：0.10％以下、B：0.0100％以下、Cr：1.00％以下、Mo：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Co：0.010％以下、Cu：1.00％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0100％以下、Zr：0.100％以下、Te：0.100％以下、Hf：0.10％以下和Bi：0.200％以下中的至少1种元素。
[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述钢板具有软质层作为表层，上表层是从上述钢板的表面沿板厚方向至200μm的部分，上述软质层是维氏硬度相对于上述钢板的板厚1/4位置的维氏硬度为85％以下的部分。
[5]根据上述[4]所述的高强度钢板，其中，当在50μm×50μm的范围内的300点以上测定上述软质层的板厚方向深度1/4位置处的纳米硬度时，纳米硬度为7.0GPa以上的测定点相对于测定点总数的比例r为0.10以下。
[6]根据上述[4]或[5]所述的高强度钢板，其中，上述软质层的板厚方向深度1/4位置处的纳米硬度的标准偏差σA为1.8GPa以下，上述软质层的板厚方向深度1/2位置处的纳米硬度的标准偏差σB为2.2GPa以下。
[7]根据上述[1]～[6]中任一项所述的高强度钢板，其中，在上述钢板的表面进一步具有作为退火前镀层的金属镀层。
[8]根据上述[1]～[6]中任一项所述的高强度钢板，其中，在上述钢板的表面进一步具有镀层。
[9]根据上述[7]所述的高强度钢板，其中，在上述金属镀层的表面进一步具有镀层。
[10]一种高强度钢板的制造方法，是制造上述[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板的方法，通过对具有上述[1]或[3]所述的成分组成的钢坯实施热轧、酸洗和冷轧来得到冷轧板，对上述冷轧板实施退火和后加热，在上述退火中，将上述冷轧板在800℃以上的加热温度下加热，接着冷却至150℃以下的冷却停止温度，其中，在上述冷却中，超过Ms℃且700℃以下的温度区域T1的滞留时间t1为1000s以下，Ms－80℃以上且Ms℃以下的温度区域T2的第一平均冷却速度v1为1.0℃/s～40.0℃/s，150℃以上且小于Ms－80℃的温度区域T3的第二平均冷却速度v2为0.3℃/s以上且小于上述第一平均冷却速度v1，在作为最高到达温度的温度X和上述温度X－10℃以上的保持时间Y满足下式1的条件下实施上述后加热。
式1：8000≤(273+X)×(20+Log(Y/3600))≤12000
其中，上述温度X的单位为℃，上述保持时间Y的单位为s。
[11]根据上述[10]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述温度X满足下式2。
式2：100≤X≤400
[12]根据上述[10]或[11]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述退火中，在露点为－30℃以上的气氛下实施上述加热温度下的加热，由此在上述冷轧板的表层形成软质层，上表层是从上述冷轧板的表面沿板厚方向至200μm的部分，上述软质层是维氏硬度相对于上述冷轧板的板厚1/4位置的维氏硬度为85％以下的部分。
[13]根据上述[10]～[12]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，对上述冷轧板在实施上述退火之前实施金属镀覆处理，在上述冷轧板的表面形成作为退火前镀层的金属镀层。
[14]根据上述[10]～[13]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述退火中，对上述冷轧板实施镀覆处理，形成镀层。
根据本发明，能够提供一种拉伸强度为1180MPa以上且部件强度、拉伸凸缘性、弯曲性和耐延迟破坏特性优异的高强度钢板。
附图说明
图1是存在碳化物的马氏体的电子衍射图的一个例子。
图2A是表示对试验片实施90°弯曲加工的状态的立体图。
图2B是表示对试验片实施正交弯曲加工的状态的立体图。
图3A是试验体的主视图。
图3B是试验体的立体图。
图3C是表示对试验体实施轴向压溃试验的状态的立体图。
具体实施方式
[高强度钢板]
本发明的高强度钢板具有钢板(基底钢板)，该钢板具有后述的成分组成和微观组织。
本发明的高强度钢板的拉伸强度为1180MPa以上，并且部件强度、拉伸凸缘性、弯曲性和耐延迟破坏特性优异。
通过将本发明的高强度钢板例如应用于汽车的结构部件，能够实现由车身轻量化带来的燃油效率提高，工业上的利用价值极大。
高强度是指通过后述的拉伸试验求出的拉伸强度(TS)为1180MPa以上。
部件强度优异是指通过后述的拉伸试验求出的屈服比(YR)为65％以上。
拉伸凸缘性优异是指通过后述的扩孔试验求出的扩孔率(λ)为30％以上。
弯曲性优异是指在后述的弯曲试验中，5个试验片均未产生龟裂的情况。
耐延迟破坏特性优异是指在后述的延迟破坏试验中，在TS为1180MPa以上且小于1700MPa的情况下经过48小时时未确认到裂纹，在TS为1700MPa以上的情况下经过24小时时未确认到裂纹。
〈钢板〉
首先，对构成本发明的高强度钢板的钢板(基底钢板)进行说明。
钢板例如是经过后述的后加热后的冷轧板。
钢板的板厚没有特别限定，通常为0.3mm～2.8mm。
《成分组成》
说明钢板的成分组成(以下为了方便也称为“本发明的成分组成”)。
本发明的成分组成中的“％”只要没有特别说明，就是指“质量％”。
(C：0.090％～0.390％)
C是钢的重要基本成分之一，特别是在本发明中，影响马氏体和铁素体的面积率。
如果C含量过少，则马氏体的面积率减少，难以实现1180MPa以上的TS。因此，C含量为0.090％以上，优选为0.100％以上，更优选为0.110％以上。
另一方面，如果C含量过多，则残余奥氏体过度增加，冲裁时由残余奥氏体生成的马氏体的硬度大幅提高。结果促进扩孔时的龟裂进展，扩孔率降低，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，C含量为0.390％以下，优选为0.360％以下，更优选为0.350％以下。
(Si：0.01％～2.00％)
Si通过抑制马氏体中的渗碳体的析出、固溶强化来提高钢板的强度。为了得到该效果，Si含量为0.01％以上，优选为0.20％以上，更优选为0.30％以上。
另一方面，如果Si含量过多，则铁素体的面积率变得过剩，铁素体与马氏体的界面处的冲裁时和扩孔时的空隙的生成增加。结果扩孔率降低，拉伸凸缘性降低。另外，部件强度和弯曲性劣化。因此，Si含量为2.00％以下，优选为1.50％以下，更优选为1.30％以下。
(Mn：2.00％～4.00％)
Mn是钢的重要基本成分之一，特别是在本发明中，影响马氏体的面积率。
如果Mn含量过少，则马氏体的面积率减少，难以实现1180MPa以上的TS。因此，Mn含量为2.00％以上，优选为2.20％以上，更优选为2.50％以上。
另一方面，如果Mn含量过多，则奥氏体稳定化，残余奥氏体过度增加，冲裁时由残余奥氏体生成的马氏体的硬度大幅提高。结果促进扩孔时的龟裂进展，扩孔率降低，拉伸凸缘性降低。因此，Mn含量为4.00％以下，优选为3.80％以下，更优选为3.60％以下。
(P：0.100％以下)
P在原奥氏体晶界处偏析使晶界脆化，因此使钢板的极限变形能力降低。由此，扩孔率降低，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，P含量为0.100％以下，优选为0.070％以下，更优选为0.050％以下，进一步优选为0.020％以下。
P含量的下限没有特别限定。然而，P是固溶强化元素，提高钢板的强度。因此，P含量优选0.001％以上，更优选为0.002％以上。
(S：0.0200％以下)
S以硫化物的形式存在，降低钢板的极限变形能力。由此，扩孔率降低，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，S含量为0.0200％以下，优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0020％以下。
S含量的下限没有特别限定，但由于生产技术上的制约，优选为0.0001％。
(Al：1.000％以下)
Al进行充分的脱氧，减少钢中夹杂物。
然而，如果Al含量过多，则大量生成铁素体，扩孔率降低，拉伸凸缘性降低。因此，Al含量为1.000％以下，优选为0.500％以下，更优选为0.100％以下。
另一方面，为了稳定地进行脱氧，Al含量优选为0.010％以上，更优选为0.015％以上，进一步优选为0.020％以上。
(N：0.0100％以下)
N以氮化物的形式存在，降低钢板的极限变形能力。由此，扩孔率降低，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，N含量为0.0100％以下，优选为0.0070％以下，更优选为0.0050％以下。
N含量的下限没有特别限定，但由于生产技术上的制约，优选为0.0001％。
(O：0.0100％以下)
O以氧化物的形式存在，降低钢板的极限变形能力。由此，扩孔率降低，拉伸凸缘性降低。另外，弯曲性也降低。因此，O含量为0.0100％以下，优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下，进一步优选为0.0020％以下。
O含量的下限没有特别限定，但由于生产技术上的制约，优选为0.0001％。
(其他元素)
本发明的成分组成可以以质量％计进一步含有选自以下所述的元素中的至少1种元素。
((Ti、Nb和V：分别0.200％以下))
Ti、Nb和V的含量分别优选为0.200％以下，更优选为0.100％以下，进一步优选为0.080％以下。如果各元素的含量为该范围，则不会大量生成粗大的析出物、夹杂物，钢板的极限变形能力不降低，因此拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，Ti、Nb和V的含量的下限没有特别限定。然而，Ti、Nb和V通过在后述的热轧或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物来提高钢板的强度。因此，添加Ti、Nb和V时，从得到这些元素的添加效果的观点出发，Ti、Nb和V的含量分别优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.010％以上。
((Ta和W：分别0.10％以下))
Ta和W的含量分别优选为0.10％以下，更优选为0.08％以下，进一步优选为0.04％以下。如果各元素的含量为该范围，则不会大量生成粗大的析出物、夹杂物，钢板的极限变形能力不降低，因此拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，Ta和W的含量的下限没有特别限定。然而，Ta和W通过在后述的热轧或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物来提高钢板的强度。因此，添加Ta和W时，从得到这些元素的添加效果的观点出发，Ta和W的含量分别优选为0.01％以上。
((B：0.0100％以下))
B含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0080％以下，进一步优选为0.0050％以下。如果B含量为该范围，则在后述的热轧时钢板的内部不会产生裂纹，钢板的极限变形能力不降低，因此拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，B含量的下限没有特别限定。然而，B在后述的退火时在奥氏体晶界偏析，提高淬透性。因此，添加B时，从得到B的添加效果的观点出发，B含量优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。
((Cr、Mo和Ni：分别1.00％以下))
Cr、Mo和Ni分别优选为1.00％以下，更优选为0.90％以下，进一步优选为0.80％以下。如果各元素的含量为该范围，则粗大的析出物、夹杂物不增加，钢板的极限变形能力不降低，因此拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，Cr、Mo和Ni的含量的下限没有特别限定。然而，Cr、Mo和Ni提高淬透性。因此，添加Cr、Mo和Ni时，从得到这些元素的添加效果的观点出发，Cr、Mo和Ni的含量分别优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上，进一步优选为0.03％以上。
((Co：0.010％以下))
Co含量优选为0.010％以下，更优选为0.008％以下，进一步优选为0.006％以下。如果Co含量为该范围，则粗大的析出物、夹杂物不增加，钢板的极限变形能力不降低，因此拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，Co含量的下限没有特别限定。然而，Co提高淬透性。因此，添加Co时，从得到Co的添加效果的观点出发，Co含量优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上，进一步优选为0.004％以上。
((Cu：1.00％以下))
Cu含量优选为1.00％以下，更优选为0.80％以下，进一步优选为0.30％以下。如果Cu含量为该范围，则粗大的析出物、夹杂物不增加，钢板的极限变形能力不降低，因此拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，Cu的含量的下限没有特别限定。然而，Cu提高淬透性。因此，添加Cu时，从得到Cu的添加效果的观点出发，Cu含量优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上，进一步优选为0.05％以上。
((Sn：0.200％以下))
Sn含量优选为0.200％以下，更优选为0.100％以下，进一步优选为0.050％以下。如果Sn含量为该范围，则在铸造或后述的热轧时在钢板的内部不产生裂纹，钢板的极限变形能力不降低，因此拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，Sn含量的下限没有特别限定。然而，Sn提高淬透性。因此，添加Sn时，从得到Sn的添加效果的观点出发，Sn含量优选为0.001％以上，更优选为0.004％以上，进一步优选为0.008％以上。
((Sb：0.200％以下))
Sb含量优选为0.200％以下，更优选为0.100％以下，进一步优选为0.050％以下。如果Sb含量为该范围，则粗大的析出物、夹杂物不增加，钢板的极限变形能力不降低，因此拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，Sb含量的下限没有特别限定。然而，Sb控制表层软化厚度并能够调整强度。因此，添加Sb时，从得到Sb的添加效果的观点出发，Sb含量优选为0.001％以上，更优选为0.003％以上，进一步优选为0.007％以上。
((Ca、Mg和REM：分别0.0100％以下))
Ca、Mg和REM(稀土金属)的含量分别优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下。如果各元素的含量为该范围，则粗大的析出物、夹杂物不增加，钢板的极限变形能力不降低，因此拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，Ca、Mg和REM的含量的下限没有特别限定。然而，Ca、Mg和REM使氮化物、硫化物的形状球状化，提高钢板的极限变形能力。因此，添加Ca、Mg和REM时，从得到这些元素的添加效果的观点出发，Ca、Mg和REM的含量分别优选为0.0002％以上，更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。
((Zr和Te：分别0.100％以下))
Zr和Te的含量分别优选为0.100％以下，更优选为0.080％以下，进一步优选为0.050％以下。如果各元素的含量为该范围，则粗大的析出物、夹杂物不增加，钢板的极限变形能力不降低，因此拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，Zr和Te的含量的下限没有特别限定。然而，Zr和Te使氮化物、硫化物的形状球状化，提高钢板的极限变形能力。因此，添加Zr和Te时，从得到这些元素的添加效果的观点出发，Zr和Te的含量分别优选为0.001％以上，更优选为0.003％以上，进一步优选为0.007％以上。
((Hf：0.10％以下))
Hf含量优选为0.10％以下，更优选为0.08％以下，进一步优选为0.05％以下。如果Hf含量为该范围，则粗大的析出物、夹杂物不增加，钢板的极限变形能力不降低，因此拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，Hf含量的下限没有特别限定。然而，Hf使氮化物、硫化物的形状球状化，提高钢板的极限变形能力。因此，添加Hf时，从得到Hf的添加效果的观点出发，Hf含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。
((Bi：0.200％以下))
Bi含量优选为0.200％以下，更优选为0.100％以下，进一步优选为0.030％以下。如果Bi含量为该范围，则粗大的析出物、夹杂物不增加，钢板的极限变形能力不降低，拉伸凸缘性(扩孔率)更优异。另外，弯曲性也更优异。
另一方面，Bi含量的下限没有特别限定。然而，Bi是减轻偏析的元素。因此，添加Bi时，从得到Bi的添加效果的观点出发，Bi含量优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上，进一步优选为0.004％以上。
(剩余部分)
本发明的成分组成中的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
对于上述Ti、Nb、V、Ta、W、B、Cr、Mo、Ni、Co、Cu、Sn、Sb、Ca、Mg、REM、Zr、Te、Hf和Bi，在各元素的含量小于上述优选范围的下限值时不会损害本发明的效果，因此该元素作为不可避免的杂质处理。
《微观组织》
接下来，说明钢板的微观组织(以下为了方便也称为“本发明的微观组织”)。
(马氏体的面积率：70％以上)
通过以马氏体为主相，能够实现1180MPa以上的TS。因此，马氏体的面积率为70％以上，优选为75％以上，更优选为80％以上，进一步优选为85％以上。
上限没有特别限定，即使马氏体的面积率为100％也能够得到该效果。
马氏体包括下贝氏体、在后述的退火中实施的冷却中产生自回火的马氏体、通过后述的后加热而回火的马氏体等。
如后所述，马氏体的观察位置为钢板的板厚的1/4位置。
(铁素体的面积率：10％以下)
通过减少铁素体，可以得到良好的拉伸凸缘性和弯曲性。因此，铁素体的面积率为10％以下，优选为8％以下，更优选为5％以下，进一步优选为3％以下。
下限没有特别限定，即使铁素体的面积率为0％也能够得到该效果。
铁素体包括同素异形铁素体、异形铁素体、魏德曼组织铁素体、上贝氏体等。
如后所述，铁素体的观察位置为钢板的板厚的1/4位置。
马氏体和铁素体的面积率的测定方法如下。
首先，从钢板以与其轧制方向平行的板厚截面(板厚1/4位置的L截面)为观察面的方式切出样品。对样品的观察面使用金刚石膏进行镜面研磨，然后使用胶体二氧化硅实施最终研磨，进一步使用1体积％硝酸酒精进行蚀刻，由此使组织露出。
接着，在加速电压10kV的条件下，使用扫描式电子显微镜(SEM)以3000倍的倍率观察样品的观察面，得到3个视野的SEM图像。
由得到的SEM图像使用Adobe Photoshop(Adobe Systems公司制)算出各组织的面积率。具体而言，将各组织的面积除以测定面积而得到的值作为各组织的面积率。算出3个视野的各组织的面积率，将它们的平均值作为各组织的面积率。
在SEM图像中，铁素体是呈灰色的平坦组织，马氏体是具有在内部具有微细凹凸的阶层结构的组织，两者可以相互区分。
(残余奥氏体的面积率：10％以下)
通过减少残余奥氏体，可以得到良好的部件强度和拉伸凸缘性。因此，残余奥氏体的面积率为10％以下，优选为8％以下，更优选为5％以下，进一步优选为4％以下。
下限没有特别限定，即使残余奥氏体的面积率为0％也能够得到该效果。
残余奥氏体的面积率的测定方法如下。
首先，将钢板以其板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)为测定面的方式进行磨削，然后通过化学研磨进一步研磨0.1mm，得到样品。
对样品的测定面，通过X射线衍射装置，使用Co的Kα射线源，测定fcc铁(奥氏体)的(200)面、(220)面和(311)面、以及bcc铁的(200)面、(211)面和(220)面的积分反射强度。
求出fcc铁的各面的积分反射强度与bcc铁的各面的积分反射强度的强度比。将9个强度比的平均值作为残余奥氏体的体积率。
将残余奥氏体的体积率视为残余奥氏体的面积率。
(存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例：2％以上)
通过在马氏体块中析出的亚稳态碳化物，保持优异的部件强度、弯曲性、拉伸凸缘性，同时耐延迟破坏特性提高。
为了得到该效果，存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例(也记为“比例p”)为2％以上，优选为5％以上，更优选为10％以上，进一步优选为20％以上，特别优选为30％以上。
比例p的上限没有特别限定，可以为100％。
亚稳态碳化物是在马氏体的回火过程中析出的亚稳态的碳化物。
亚稳态碳化物例如是渗碳体以外的Fe碳化物(铁系碳化物)，可举出选自epsilon(ε)碳化物、eta(η)碳化物和chi(χ)碳化物中的至少1种碳化物。
存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例(比例p)的测定方法如下。
首先，将钢板以其板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)为观察面的方式进行磨削，然后进行电解研磨，制作样品。使用透射式电子显微镜(TEM)在加速电压200kV的条件下观察所制作的样品的观察面。马氏体的位错密度显著高于铁素体、残余奥氏体，因此通过在TEM的明场图像中观察应变的对比度，相互区别，能够鉴定观察视野内的马氏体。
马氏体块是采用阶层结构的马氏体的构成单元之一，是晶习面相同且晶体取向相同的板条的集团。在TEM的明场图像中，在马氏体内每个块的衍射对比度不同，因此能够与包、板条等其他构成单元区别，能够鉴定马氏体块。
当电子束从马氏体块的[100]方向入射时，得到母相马氏体的电子衍射图形。邻接的马氏体块彼此的晶体取向通过块边界而不同，因此在明场图像中对比度不同，因此相互区别。
图1是存在碳化物的马氏体的电子衍射图形的一个例子。
当观察到的单一马氏体块中存在碳化物时，如图1所示，除了母相马氏体(α)的电子衍射图形之外，还得到碳化物的电子衍射图形。
图1中，黑色圆圈表示电子束从[100]方向入射时的母相马氏体的电子衍射斑点，白色圆圈表示碳化物的电子衍射斑点。
由图1中的母相马氏体的电子衍射斑点间的距离D1和碳化物的电子衍射斑点间的距离D2，使用下式3计算碳化物的晶面间距dc与母相马氏体的晶面间距dm之比dc/dm。
式3：dc/dm＝D1/D2
对于观察到的马氏体块，碳化物的晶面间距dc与母相马氏体的晶面间距dm之比dc/dm为1.020～1.150时，该马氏体块定义为存在亚稳态碳化物的马氏体块。
即，“存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例”可以换言为“比dc/dm为1.020～1.150的马氏体块数相对于马氏体块数的比例”。
母相马氏体的电子衍射斑点间的距离D1是不变的值，但碳化物的电子衍射斑点间的距离D2的值因该碳化物而变化。
例如，当碳化物为渗碳体时，距离D2等于距离D1。因此，比dc/dm的值为1(D1/D2＝dc/dm＝1)。
另一方面，亚稳态碳化物(ε碳化物等)的距离D2比渗碳体短，因此比dc/dm(＝D1/D2)值大于1。因此，将存在亚稳态碳化物时的比dc/dm的下限值设为“1.020”。
应予说明，比dc/dm的上限根据ε碳化物的距离D2确定为“1.150”。
亚稳态碳化物可以存在于马氏体块的内部，也可以存在于块边界等边界部分，但优选存在于马氏体块的内部。
观察50个马氏体块。求出将存在亚稳态碳化物的马氏体块数除以观察到的马氏体块数再乘以100而得的值(＝(存在亚稳态碳化物的马氏体块数/50)×100)。将求出的值作为存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例(比例p)[％]。
(存在亚稳态碳化物的马氏体块中的亚稳态碳化物的个数密度：1×106个/mm2以上)
从耐延迟破坏特性更优异的理由出发，优选马氏体块中的亚稳态碳化物的个数密度高。认为这是因为如果亚稳态碳化物的个数密度高，则氢捕集量变得更大。
具体而言，存在亚稳态碳化物的马氏体块中的亚稳态碳化物的个数密度(也称为“个数密度n”)优选为1×106个/mm2以上，更优选为10×106个/mm2以上，进一步优选为100×106个/mm2以上。
个数密度n的上限没有特别限定，例如为10000000×106个/mm2，优选为1000000×106个/mm2，更优选为100000×106个/mm2，进一步优选为10000×106个/mm2。
存在亚稳态碳化物的马氏体块中的亚稳态碳化物的个数密度(个数密度n)如下求出。
在使用上述TEM测定比例p时，在存在亚稳态碳化物的单一马氏体块中取得限制视野电子衍射图形，使用从亚稳态碳化物得到的电子衍射斑点，得到暗场图像。在暗场图像中，亚稳态碳化物呈现白色对比度。
在单一马氏体块内部拍摄300nm×300nm的区域，计算亚稳态碳化物的个数。应予说明，在300nm×300nm的区域中也可以存在通过块边界的邻接的马氏体块。
将存在亚稳态碳化物的马氏体块的面积定义为得到限制视野电子衍射图形的单一马氏体块的面积。邻接的马氏体块彼此的晶体取向通过块边界而不同，因此在明场图像中对比度不同，因此相互区别。
在3个视野进行上述测定，求出3个视野的将亚稳态碳化物的个数除以存在亚稳态碳化物的马氏体块的面积而得的值(＝亚稳态碳化物的个数/存在亚稳态碳化物的马氏体块的面积)。将它们的平均值作为存在亚稳态碳化物的马氏体块中的亚稳态碳化物的个数密度(个数密度n)。
(亚稳态碳化物的当量圆直径)
马氏体块中的亚稳态碳化物的当量圆直径的平均值越小，氢捕集能力越高，或抑制有助于延迟破坏的位错移动，因此耐延迟破坏特性更优异。
因此，马氏体块中的亚稳态碳化物的当量圆直径的平均值优选为20nm以下，更优选为5nm以下。
马氏体块中的亚稳态碳化物的当量圆直径的平均值如下求出。
在使用上述TEM测定比例p时，在存在亚稳态碳化物的单一马氏体块中取得限制视野电子衍射图形，使用从亚稳态碳化物得到的电子衍射斑点，得到暗场图像。在暗场图像中，亚稳态碳化物呈现白色对比度。
在单一马氏体块内部拍摄300nm×300nm的区域的暗场图像，实施图像处理，以能够区别亚稳态碳化物的方式得到二值化图像。通过对二值化图像进行粒子分析，对所有亚稳态碳化物粒子分别求出当量圆直径。当亚稳态碳化物彼此在暗场图像中重叠时，使用Watershed法对二值化图像实施分割。
对于存在于300nm×300nm的区域的所有亚稳态碳化物分别求出当量圆直径(3个视野)。求出3个视野的当量圆直径的平均值，将其作为马氏体块中的亚稳态碳化物的当量圆直径的平均值。
(剩余组织)
本发明的微观组织可以具有除上述马氏体、铁素体和残余奥氏体以外的组织(剩余组织)。
然而，从不损害本发明效果的理由出发，剩余组织的面积率优选为3％以下。
作为剩余组织，例如可举出珠光体；铁素体中析出的渗碳体等碳化物；铁素体中析出的合金碳氮化物；作为其他钢板的组织而公知的组织；等。
应予说明，马氏体中析出的亚稳态碳化物和马氏体中析出的渗碳体等铁系碳化物不包含在剩余组织中。
《软质层》
构成本发明的高强度钢板的钢板(基底钢板)优选在其表层具有软质层。
在冲压成型和碰撞时，软质层有助于抑制弯曲裂纹进展，因此弯曲性优异，并且碰撞时的抗断裂性也优异。
表层是从钢板(冷轧板)的表面沿板厚方向至200μm的部分。
软质层是脱碳层，更详细而言，是维氏硬度相对于钢板(冷轧板)的板厚1/4位置的维氏硬度为85％以下的部分。
钢板的板厚1/4位置的维氏硬度是指钢板的板厚1/4位置(从钢板的表面在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)的截面(与钢板的表面平行的面)的维氏硬度。
维氏硬度依据JIS Z 2244－1：2020以载荷为10gf进行测定。
(厚度)
软质层的厚度优选为3μm以上，更优选为7μm以上，进一步优选为11μm以上。
另一方面，软质层的厚度优选为150μm以下，更优选为100μm以下，进一步优选为80μm以下。
软质层的厚度如下求出。
首先，使用维氏硬度试验机，将载荷设为10gf，距钢板的表面从沿板厚方向1μm的位置到沿板厚方向100μm的位置，以1μm间隔测定维氏硬度。接着，到板厚中心以20μm间隔测定维氏硬度。
应予说明，通过湿式研磨对与钢板的轧制方向平行的截面(L截面)进行平滑化后测定维氏硬度。
将这样测定的维氏硬度相对于钢板的板厚1/4位置的维氏硬度为85％以下的部分(区域)定义为软质层，将该部分(区域)的板厚方向的厚度作为软质层的厚度(单位：μm)来求出。
(比例r)
在50μm×50μm的范围内的300点以上(例如512点)测定软质层的板厚方向深度1/4位置处的纳米硬度。此时，将纳米硬度为7.0GPa以上的测定点相对于测定点总数的比例成为“比例r”。
比例r例如为0.20以下，优选为0.15以下，更优选为0.10以下。
比例r小意味着硬质的组织(马氏体等)和夹杂物在微观组织中少。在微观组织中硬质的组织和夹杂物少的情况下，在冲压成型和碰撞时能够进一步抑制空隙的产生、空隙的连通和龟裂的进展。即，弯曲性更优异，并且碰撞时的抗断裂性更优异(后述的SFmax的值良好)。
(标准偏差σA和标准偏差σB)
将软质层的板厚方向深度1/4位置的纳米硬度的标准偏差称为“标准偏差σA”。
将软质层的板厚方向深度1/2位置的纳米硬度的标准偏差称为“标准偏差σB”。
标准偏差σA例如为2.0GPa以下，优选为1.8GPa以下，更优选为1.7GPa以下。
标准偏差σB例如为2.5GPa以下，优选为2.2GPa以下，更优选为2.1GPa以下。
标准偏差σA和标准偏差σB小意味着微观组织中的各组织的硬度差小。在该情况下，在冲压成型和碰撞时能够进一步抑制空隙的产生、空隙的连通和龟裂的进展。即，弯曲性更优异，并且碰撞时的抗断裂性更优异。
纳米硬度是使用纳米压痕法测定的硬度。
更具体而言，软质层的板厚方向深度1/4位置和1/2位置处的纳米硬度如下求出。
首先，在钢板的表面形成有镀层和/或金属镀层(均后述)的情况下，剥离镀层和/或金属镀层。
然后，从钢板的表面实施机械研磨至软质层的板厚方向深度1/4位置(或1/2位置)，接着实施使用金刚石和氧化铝的抛光研磨，进一步实施使用胶体二氧化硅的研磨。这样，得到软质层的板厚方向深度1/4位置(或1/2位置)的L截面。
接着，使用Hysitron公司的tribo－950，利用玻氏(Berkovich)形状的金刚石压头，在载荷：500μN、测定区域：50μm×50μm、打点间隔：2μm的条件下测定软质层的L截面的纳米硬度。
〈金属镀层(退火前镀层)〉
本发明的高强度钢板也可以在钢板的表面上具备金属镀层(也称为“退火前镀层”)。金属镀层是与后述的镀层不同的层。
作为金属镀层，优选金属电镀层。
在冲压成型和碰撞时，金属镀层有助于抑制弯曲裂纹产生，因此弯曲性优异，并且碰撞时的抗断裂性也优异。
作为金属镀层所含有的金属元素，例如可举出选自Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Ga、Ge、As、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Os、Ir、Rt、Au、Hg、Ti、Pb和Bi中的至少1种元素。其中，优选Fe或Ni。
即，作为金属镀层，优选具有由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成的金属镀层(以下也称为“Fe系金属镀层”)。
或者，作为金属镀层，优选具有由Ni和不可避免的杂质构成的成分组成的金属镀层(以下也称为“Ni系金属镀层”)。
Fe系金属镀层的成分组成可以进一步以合计10质量％以下的量包含选自B、C、P、N、O、Ni、Mn、Mo、Zn、W、Pb、Sn、Cr、V和Co中的至少1种元素。包含C时，C含量优选为0.08质量％以下。
金属镀层的附着量(每单面)超过0g/m2，优选为2.0g/m2以上，更优选为5.0g/m2以上，进一步优选为8.0g/m2以上。
另一方面，金属镀层的附着量(每单面)的上限没有特别限定，但从成本的观点出发，优选为60.0g/m2以下，更优选为50.0g/m2以下，进一步优选为40.0g/m2以下，特别优选为30.0g/m2以下，最优选为20.0g/m2以下。
金属镀层的附着量如下求出。
首先，将形成有金属镀层的钢板切断成10mm×15mm的尺寸，然后埋入树脂，得到埋入样品。使用扫描式电子显微镜(SEM)在加速电压15kV的条件下，根据金属镀层的厚度，以倍率2000～10000倍观察埋入样品的截面中的任意3个位置，测定金属镀层的厚度。通过将3个位置的厚度的平均值乘以金属镀层的金属元素(例如Fe)的比重，换算为金属镀层的每单面的附着量。
〈镀层〉
本发明的高强度钢板可以在钢板或金属镀层的表面上具备镀层。镀层是与上述金属镀层不同的层，通过后述的镀覆处理而形成。
作为镀层，没有特别限定，例如可举出热浸镀层、电镀层等。镀层也可以是合金化后的镀层(合金化镀层)。
作为镀层，可举出镀锌层(Zn镀层)、Al镀层等，其中，优选镀锌层。镀锌层可以含有Al、Mg等元素。
镀层的组成没有特别限定，可以是一般的组成。
例如，在镀层为热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的情况下，一般可举出如下组成：含有Fe：20质量％以下、Al：0.001～1.0质量％，进一步含有合计0～3.5质量％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi和REM中的至少1种，剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成。
在镀层为热浸镀锌层的情况下，镀层的每单面的附着量优选为20～80g/m2。另外，也优选将这样的附着量的热浸镀锌层合金化而得的合金化热浸镀锌层。
在镀层为热浸镀锌层的情况下，镀层中的Fe含量优选小于7质量％。在镀层为合金化热浸镀锌层的情况下，镀层中的Fe含量优选为7～20质量％，更优选为7～15质量％。
在镀层为镀锌层(热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层)的情况下，镀层的附着量如下求出。
首先，在10质量％的盐酸水溶液1L中添加0.6g抑制Fe的腐蚀的腐蚀抑制剂(“IBIT700BK”(注册商标)，朝日化学工业株式会社制)，得到处理液。在得到的处理液中浸渍形成有镀层的钢板作为供试材料，使镀层溶解。
通过在镀层溶解前后测定供试材料的质量，求出供试材料的质量减少量。通过将求出的质量减少量除以钢板表面的面积(被镀层被覆的部分的面积)，得到镀层的附着量(g/m2)。
[高强度钢板的制造方法]
接下来，说明本发明的高强度钢板的制造方法(以下为了方便也称为“本发明的制造方法”)。本发明的制造方法也是制造上述本发明的高强度钢板的方法。
〈热轧、酸洗和冷轧〉
在本发明的制造方法中，首先，通过对具有上述本发明的成分组成的钢坯实施热轧、酸洗和冷轧，得到冷轧板。
熔炼成为钢坯(钢坯材)的钢水的方法没有特别限定，可以采用使用转炉、电炉等的公知的熔炼方法。
为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连续铸造法制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等其他方法制造。
将所制造的钢坯例如暂时冷却至室温后，再次加热并实施热轧(粗轧和精轧)，然后进行卷绕。这样，得到热轧板。
应予说明，也可以将所制造的钢坯不冷却至室温而以温片的状态装入加热炉，或者也可以稍微保热后立即进行轧制(粗轧)。
通过粗轧钢坯，得到粗轧板。
从溶解碳化物、减少轧制载荷的观点出发，粗轧钢坯时的温度(板坯加热温度)优选为1100℃以上。另一方面，为了防止氧化皮损失增加，板坯加热温度优选为1300℃以下。
板坯加热温度为钢坯的表面温度。
在降低板坯加热温度的情况下，从防止热轧时的故障的观点出发，优选在精轧前使用板带加热器(Bar Heater)等对粗轧板进行加热。
实施精轧时的温度(精轧温度)优选为Ar3相变点以上。由此，轧制负荷减少。进而，奥氏体的未再结晶状态下的压下率降低，抑制沿轧制方向伸长的异常组织的发达，加工性优异。
精轧可以将粗轧板彼此接合而连续地实施。可以在实施精轧之前暂时卷绕粗轧板。
为了减少轧制载荷，可以将精轧的一部分或全部作为润滑轧制。从使钢板形状和材质均匀化的观点出发，也优选润滑轧制。润滑轧制时的摩擦系数优选为0.10～0.25的范围。
从使后述的冷轧和退火时的通板性良好的观点出发，热轧后的卷绕温度优选为300～700℃。
接着，将通过热轧而得到的热轧板酸洗。通过酸洗，除去热轧板表面的氧化物，在作为最终产品的高强度钢板中，化成处理性和镀层的品质等优异。酸洗可以为一次实施，或者也可以分多次实施。
对酸洗后的热轧板任意实施软质化热处理后，实施冷轧。这样，得到冷轧板。冷轧的条件没有特别限定，但冷轧的累积压下率优选为20～75％。轧制道次的次数和各道次的压下率没有特别限定。
对这样得到的冷轧板任意实施以下说明的金属镀覆处理(退火前镀覆处理)，然后实施以下说明的退火和后加热。
应予说明，也可以在实施金属镀覆处理(退火前镀覆处理)之前对上述热轧板(包括酸洗后的热轧板)和冷轧板实施某种退火。
〈金属镀覆处理(退火前镀覆处理)〉
金属镀覆处理(退火前镀覆处理)是在实施后述退火之前的冷轧板的表面(至少单面)形成上述金属镀层(退火前镀层)的处理。
作为金属镀覆处理，优选金属电镀处理。由此，能够形成金属电镀层作为金属镀层。
作为金属电镀处理中使用的电镀浴，可以使用硫酸浴、盐酸浴、两者的混合浴等。形成的金属电镀层的附着量可以通过金属电镀处理的通电时间等来调整。
作为电镀浴所含有的金属元素，例如可举出选自Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Ga、Ge、As、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Os、Ir、Rt、Au、Hg、Ti、Pb和Bi中的至少1种元素。其中，优选Fe或Ni。
电镀浴可以进一步含有选自B、C、P、N、O、Ni、Mn、Mo、Zn、W、Pb、Sn、Cr、V和Co中的至少1种元素。
电镀浴中，这些元素的合计含量优选所形成的金属镀层中的这些元素的合计含量为10质量％以下的量。
通电开始前的电镀浴中，Fe离子(Fe2+)或Ni离子(Ni2+)的含量优选为0.5～2.0mol/L。
电镀浴可以含有金属元素作为金属离子，含有非金属元素作为硼酸、磷酸、硝酸、有机酸等的一部分。
电镀浴可以进一步含有硫酸钠、硫酸钾等导电助剂；螯合剂；pH缓冲剂；等。
从恒温保持性的观点出发，电镀浴的温度优选为30～85℃。
从防止氢产生所导致的电流效率降低的观点出发，电镀浴的pH优选为1.0以上，考虑到电导率，优选3.0以下。
从生产率的观点出发，电流密度优选为10A/dm2以上，从容易控制所形成的金属电镀层的附着量的观点出发，优选为150A/dm2以下。
从生产率的观点出发，使冷轧板通过电镀浴的速度(通板速度)优选为5mpm以上，从稳定地控制所形成的金属电镀层的附着量的观点出发，优选为150mpm以下。
作为金属电镀处理的预处理，可以实施用于清洁冷轧板的表面的脱脂和水洗、以及用于活化冷轧板的表面的酸洗和水洗。
作为脱脂和水洗的方法，没有特别限定，可以使用通常的方法。
酸洗可以使用硫酸、盐酸、硝酸和它们的混合物等各种酸液。其中，优选硫酸、盐酸或它们的混合物。考虑到氧化被膜的除去能力、防止过酸洗所引起的表面缺陷等，酸液的浓度优选为1～20质量％。也可以在酸液中添加消泡剂、酸洗促进剂、酸洗抑制剂等。
〈退火〉
接着，对得到的冷轧板实施退火。
在退火中，概略地将冷轧板在后述的加热温度下加热，接着冷却至后述的冷却停止温度。
《加热温度：800℃以上》
如果加热温度过低，则变成铁素体和奥氏体的两相区内的加热，因此马氏体的面积率变低，得不到所希望的TS。因此，加热温度为800℃以上，优选为820℃以上。
加热温度的上限没有特别限定，但从操作性等观点出发，优选为950℃。
在加热温度下加热冷轧板的时间(加热时间)没有特别限定，但如果过短，则有无法充分进行向奥氏体的逆相变的风险，因此优选为30s以上，更优选为60s以上。
加热时间的上限没有特别限定，例如为6000s，优选为3000s。
应予说明，“s”表示秒。
《露点：－30℃以上》
在上述加热温度下加热冷轧板时的气氛的露点优选为－30℃以上，更优选为－20℃以上，进一步优选为－15℃以上，特别优选为－5℃以上。由此，促进冷轧板的脱碳反应，容易形成上述软质层。
另一方面，从适当地防止金属镀层(退火前镀层)的表面氧化、并且使通过后述的镀覆处理而形成的镀层的密合性良好的观点出发，该露点优选为30℃以下。
《超过Ms℃且700℃以下的温度区域T1的滞留时间t1：1000s以下》
加热后冷却至冷却停止温度的冷轧板经过Ms℃～700℃的温度区域T1。如果冷轧板滞留在温度区域T1的时间(滞留时间t1)过长，则铁素体相变过度发生，铁素体的面积率变高，无法得到良好的拉伸凸缘性和弯曲性。
因此，滞留时间t1为1000s以下，优选为500s以下，更优选为300s以下。
滞留时间t1的下限没有特别限定，但从减轻设备投资负担的观点出发，优选为1s，更优选为5s，进一步优选为10s。
温度区域T1的冷却可以是连续冷却和间歇冷却。然而，从缓和伴随冷却中的组织变化而产生的应力、达到良好的钢板形状、得到更好的拉伸凸缘性和弯曲性的观点出发，优选间歇冷却。
《Ms－80℃以上且Ms℃以下的温度区域T2的第一平均冷却速度v1：1.0℃/s～40.0℃/s》
经过温度区域T1(Ms℃～700℃)的冷轧板接着经过Ms－80℃以上且小于Ms℃的温度区域T2。通过在温度区域T2以以下说明的第一平均冷却速度v1冷却冷轧板，C从在Ms℃以下生成的马氏体分配到未相变奥氏体中。
如果第一平均冷却速度v1过低，则分配到未相变奥氏体的C作为渗碳体粗大地析出，弯曲性劣化。
因此，第一平均冷却速度v1为1.0℃/s以上，优选为2.0℃/s以上，更优选为3.0℃/s以上。
另一方面，如果第一平均冷却速度v1过高，则C不易分配到未相变奥氏体中，在后述的后加热中，亚稳态碳化物的析出驱动力降低，得不到充分的耐延迟破坏特性。
因此，第一平均冷却速度v1为40.0℃/s以下，优选为25.0℃/s以下，更优选为20.0℃/s以下。
温度区域T2的冷却优选连续冷却。
《150℃以上且小于Ms－80℃的温度区域T3的第二平均冷却速度v2：0.3℃/s以上且小于第一平均冷却速度v1》
经过温度区域T2的冷轧板接着经过150℃以上且小于Ms－80℃的温度区域T3。在温度区域T3以以下说明的第二平均冷却速度v2冷却冷轧板。
由此，在最终得到的微观组织中，存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例(比例p)变高。
其理由推测如下。
在温度区域T3，在富集有C的未相变奥氏体中进行马氏体相变。此时，C部分地扩散到马氏体块中，产生亚稳态碳化物的前体阶段。其结果，在随后的后加热中显著促进亚稳态碳化物的析出。
如果第二平均冷却速度v2过低，则C从马氏体块内部扩散到未相变奥氏体侧的界面。其结果，残余奥氏体变多，得不到良好的部件强度和拉伸凸缘性。
因此，第二平均冷却速度v2为0.3℃/s以上，优选为0.5℃/s以上，更优选为1.0℃/s以上。
另一方面，第二平均冷却速度v2小于第一平均冷却速度v1。
如果第二平均冷却速度v2为第一平均冷却速度v1以上，则马氏体中的C的扩散变得不充分，无法充分产生亚稳态碳化物的前体阶段。其结果，在随后的后加热中抑制亚稳态碳化物的析出，比例p变低，耐延迟破坏特性变得不充分。
温度区域T3的冷却优选连续冷却。
应予说明，Ms是开始发生马氏体相变的温度(Ms点)，使用通过Formastor试验测定的值。
《弯曲回弯加工》
可以在退火的中途对冷轧板实施1次以上的弯曲回弯加工。
弯曲回弯加工优选在150℃～Ms℃的温度区域实施。
弯曲回弯加工是指在与轧制方向垂直的方向上实施的弯曲加工以及后续的回弯加工。通过弯曲回弯加工，促进马氏体相变。由此，在后述的后加热中，亚稳态碳化物高效地析出，存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例(比例p)提高。
从进一步提高比例p的观点出发，弯曲回弯加工的次数优选为1次以上，更优选为2次以上，进一步优选为3次以上。
另一方面，如果弯曲回弯加工的次数过多，则由于显著的加工固化而有时El降低。因此，弯曲回弯加工的次数优选为10次以下，更优选为8次以下，进一步优选为5次以下。
弯曲回弯加工的方法没有特别限定，但通常可举出使用辊的方法。用于弯曲回弯加工的辊的直径没有特别限定，但优选为300～2000mm。
《冷却停止温度：150℃以下》
冷却停止温度为150℃以下。由此，充分完成马氏体相变。当冷却停止温度超过150℃时，未相变奥氏体不进行马氏体相变，残余奥氏体量过大，得不到良好的部件强度和拉伸凸缘性。
可以将冷却至冷却停止温度的冷轧板进一步冷却至室温。
从冷却停止温度到室温的冷却速度没有特别限定。冷却方法也没有特别限定，可以采用任意的方法，例如可以采用气体喷射冷却、雾冷、水冷、空冷等方法。
〈后加热〉
对实施了退火(加热和冷却)的冷轧板接着实施后加热。
通过实施后加热，在上述退火的冷却中生成的马氏体块中，提高耐延迟破坏特性的亚稳态碳化物析出。由此，能够得到具有良好的部件强度、拉伸凸缘性和弯曲性、并且耐延迟破坏特性优异的TS为1180MPa以上的高强度钢板。
《式1》
更具体而言，对实施了退火的冷轧板在作为最高到达温度的温度X(单位：℃)和温度X－10℃以上的保持时间Y(单位：s)满足下式1的条件下实施后加热。由此，存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例(比例p)变高，耐延迟破坏特性优异。
式1：8000≤(273+X)×(20+Log(Y/3600))≤12000
以下为了方便，将上述式1中的“(273+X)×(20+Log(Y/3600))”称为“变量部Z”。
在变量部Z的值过小的情况下，即温度X过低和/或保持时间Y过短的情况下，亚稳态碳化物无法充分析出，因此比例p变低。
因此，从比例p变高的理由出发，变量部Z的值为8000以上，优选为8500以上，更优选为9000以上。
另一方面，在变量部Z的值过高的情况下，即温度X过高和/或保持时间Y过长的情况下，发生亚稳态碳化物向渗碳体的转变，比例p变低。
因此，从比例p变高的理由出发，变量部Z的值为12000以下，优选为11500以下，更优选为11000以下。
《式2》
在后加热中，温度X(单位：℃)优选满足下式2。由此，存在亚稳态碳化物的马氏体块中的亚稳态碳化物的个数密度(个数密度n)变高。
式2：100≤X≤400
即，从个数密度n变高的理由出发，温度X优选为100℃以上，更优选为120℃以上，进一步优选为150℃以上。
从同样的理由出发，温度X优选为400℃以下，更优选为380℃以下，进一步优选为350℃以下。
将实施了后加热的冷轧板然后例如冷却至室温。
这样，通过本发明的制造方法，得到本发明的高强度钢板。
在本发明的制造方法中，在实施后述的镀覆处理的情况下，得到的本发明的高强度钢板是具有镀层的镀覆钢板。
本发明的制造方法中的一系列热处理只要满足上述热历程，其他条件没有特别限定，实施热处理的设备等也没有特别限定。
〈镀覆处理〉
在本发明的制造方法中，可以对冷轧板实施镀覆处理。
作为镀覆处理，例如可举出热浸镀锌处理(形成热浸镀锌层的处理)、合金化热浸镀锌处理(通过在热浸镀锌处理之后实施合金化处理来形成合金化热浸镀锌层的处理)等。也可以通过电镀处理来形成电镀层。
镀覆处理例如对滞留在温度区域T1(Ms℃～700℃)中的冷轧板实施。
实施热浸镀锌处理时，优选将冷轧板浸渍于440～500℃的镀锌浴中，然后通过气体擦拭等来调整镀层的附着量。
镀锌浴的Al量优选为0.10～0.23质量％。
热浸镀锌处理优选在上述退火中的温度区域T1(Ms℃～700℃)的滞留中实施。
合金化处理的温度如果过低，则Zn－Fe合金化速度变得过慢，有时损害生产率，因此优选为470℃以上。
另一方面，合金化处理的温度如果过高，则未相变奥氏体相变为珠光体，有时TS降低，因此优选为600℃以下，更优选为560℃以下。
可以在镀覆处理后实施表皮光扎。
从提高屈服强度的观点出发，表皮光扎的压下率优选为0.05％以上。压下率的上限没有特别限定，但从生产率的观点出发，优选为1.50％。
表皮光扎可以在线实施，也可以离线实施。
可以一次实施目标压下率的表皮光扎，也可以分多次实施。
从生产率的观点出发，上述退火和镀覆处理等一系列处理优选在CAL(连续退火线，Continuous Annealing Line)或CGL(连续镀锌线，Continuous Galvanizing Line)中实施。
实施例
以下举出实施例具体说明本发明。但是，本发明不限定于以下说明的实施例。
[试验例1]
〈钢板的制造〉
将具有下表1～表2所示的成分组成(剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成)的钢水在转炉中熔炼，通过连续铸造法得到钢坯。
对得到的钢坯实施热轧，得到热轧板。具体而言，将钢坯加热至1250℃进行粗轧，接着在精轧温度900℃下实施精轧，然后在500℃的条件下进行卷绕，然后冷却至室温，得到热轧板。
对得到的热轧板实施酸洗后，在500℃的条件下实施软质化热处理，接着在轧制率50％的条件下实施冷轧。这样，得到板厚1.4mm的冷轧板。
对得到的冷轧板在下表3所示的条件下实施退火和后加热，得到钢板。
加热温度下的加热时间为200s。
弯曲回弯加工在温度区域T2和温度区域T3实施。
《镀覆处理》
对一部分冷轧板在温度区域T1(Ms℃～700℃)的滞留中实施热浸镀锌处理，在两面形成镀层(热浸镀锌层)。即，得到热浸镀锌钢板(GI)。
在热浸镀锌处理中使用含有Al：0.20质量％且剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的热浸镀锌浴(浴温：470℃)。
热浸镀锌层的每单面的附着量为45g/m2左右。
形成的热浸镀锌层的组成为含有Fe：0.1～1.0质量％和Al：0.2～1.0质量％且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的组成。
对另一部分冷轧板在温度区域T1(Ms℃～700℃)的滞留中实施合金化热浸镀锌处理，在两面形成镀层(合金化热浸镀锌层)。即，得到合金化热浸镀锌钢板(GA)。
在热浸镀锌处理中使用含有Al：0.14质量％且剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的热浸镀锌浴(浴温：470℃)。
合金化处理为550℃。
合金化热浸镀锌层的每单面的附着量为45g/m2左右。
形成的合金化热浸镀锌层的组成为含有Fe：7～15质量％和Al：0.1～1.0质量％且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的组成。
在形成热浸镀锌层的情况下将“GI”记载于下表3的“种类”栏，在形成合金化热浸镀锌层的情况下将“GA”记载于下表3的“种类”栏，在未形成镀层的情况下将“CR”记载于下表3的“种类”栏。
以下，热浸镀锌钢板(GI)和合金化热浸镀锌钢板(GA)也简称为“钢板”。
〈微观组织的观察〉
对得到的钢板，按照上述方法测定马氏体、铁素体和残余奥氏体的面积率、存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例(比例p)、以及存在亚稳态碳化物的马氏体块中的亚稳态碳化物的个数密度(个数密度n)。将结果示于下表4。
对于得到的钢板，除了马氏体、铁素体和残余奥氏体以外的剩余组织全部为θ(在铁素体中析出的渗碳体)。
〈评价〉
对得到的钢板实施以下说明的试验，评价各种特性。将结果示于下表4。
《拉伸试验》
拉伸试验依据JIS Z 2241实施。
具体而言，以与钢板的轧制方向直角的方向为长边方向的方式从得到的钢板采取JIS5号试验片。使用所采取的试验片，在十字头速度为1.67×10－1mm/s的条件下实施拉伸试验，测定屈服强度(YS)[MPa]、拉伸强度(TS)[MPa]和总伸长率(El)[％]。进而，算出屈服比(YR)(＝100×YS/TS)[％]。
在拉伸强度(TS)为1180MPa以上的情况下，判断为高强度。
在屈服比(YR)为65％以上的情况下，判断为部件强度优异。
《扩孔试验》
扩孔试验依据JIS Z 2256实施。
具体而言，将得到的钢板剪切，采取100mm×100mm尺寸的试验片。在采取的试验片上以间隙12.5％冲裁出直径10mm的孔。然后，使用内径75mm的模头，在以压皱力9ton(88.26kN)按压的状态下，将顶角60°的圆锥冲头压入孔内，测定龟裂产生极限的孔直径Df[mm]。将初始孔直径设为D0[mm]，根据下式求出扩孔率λ[％]。
λ＝{(Df－D0)/D0}×100
在扩孔率(λ)为30％以上的情况下，判断为拉伸凸缘性优异。
《弯曲试验》
弯曲试验依据JIS Z 2248实施。
具体而言，以与钢板的轧制方向平行的方向为弯曲试验的轴向的方式从得到的钢板采取宽度30mm、长度100mm的长条状的试验片。使用所采取的试验片，在推压载荷100kN、推压保持时间5秒的条件下实施90°V弯曲试验。
在弯曲半径R除以板厚t而得的值(R/t)为5以下的最大的弯曲半径R(例如板厚t为1.4mm时，弯曲半径R为7.0mm)下对5个试验片实施弯曲试验。接着，确认弯曲顶点的棱线部有无龟裂产生。
有无龟裂产生通过使用数字显微镜(RH－2000，Hirox Co.,Ltd.制)以40倍的倍率观察弯曲顶点的棱线部来确认。
仅在5个试验片均未产生龟裂的情况下，判断为弯曲性优异，在下表4中记载“优”。
另一方面，在5个试验片中的任意一个产生龟裂的情况下，判断为弯曲性不充分，在下表4中记载“差”。
《延迟破坏试验》
以与钢板的轧制方向直角的方向为机械磨削端面的方式从得到的钢板采取宽度70mm、长度16mm的长条状的试验片。以通过四点弯曲对中央部施加相当于800MPa的应力的方式对采取的试验片施加弯曲变形。
接着，将施加了弯曲变形的试验片浸渍于使用McIlvaine缓冲液将pH调整为5.0的25℃的0.1质量％硫氰酸铵溶液中。
然后，观察该溶液中的试验片，确认有无裂纹的产生。
对从TS为1180MPa以上且小于1700MPa的钢板采取的试验片，在下表4中在经过48小时后确认到裂纹的情况记为“×”，在经过48小时后未确认到裂纹但经过60小时前确认到裂纹的情况记为“○”，在经过60小时后未确认到裂纹但经过72小时前确认到裂纹的情况记为“○○”，在经过72小时后未确认到裂纹但经过96小时前确认到裂纹的情况记为“○○○”，在经过96小时后未确认到裂纹的情况记为“○○○○”。
对从TS为1700MPa以上的钢板采取的试验片，在下表4中在经过24小时后确认到裂纹的情况记为“×”，在经过24小时后未确认到裂纹但经过36小时前确认到裂纹的情况记为“○”，在经过36小时后未确认到裂纹但经过48小时前确认到裂纹的情况记为“○○”，在经过48小时后未确认到裂纹但经过60小时前确认到裂纹的情况记为“○○○”，在经过60小时后未确认到裂纹的情况记为“○○○○”。
从耐延迟破坏特性优异的理由出发，优选“○”、“○○”、“○○○”或“○○○○”，更优选“○○”、“○○○”或“○○○○”，进一步优选“○○○”或“○○○○”，特别优选“○○○○”。
下表1～表4中的下划线表示本发明的范围外。
〈评价结果总结〉
如上表4所示，No.1、7、11～16和21～42的钢板的拉伸强度均为1180MPa以上，并且部件强度、拉伸凸缘性、弯曲性和耐延迟破坏特性均优异。
应予说明，将这些钢板进行对比时，耐延迟破坏特性的评价结果按照下述(i)、(ii)、(iii)和(iv)的顺序良好。
(i)比例p为2％以上且小于20％，并且个数密度n小于1×106个/mm
(ii)比例p为2％以上且小于20％，并且个数密度n为1×106个/mm以上
(iii)比例p为20％以上且小于30％
(iv)比例p为30％以上
与此相对，No.2～6、8～10和17～20的钢板的拉伸强度、部件强度、拉伸凸缘性、弯曲性和耐延迟破坏特性中的至少一者不充分。
[试验例2]
〈钢板的制造〉
将具有上表1～表2所示的成分组成(剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成)的钢水在转炉中熔炼，通过连续铸造法得到钢坯。
对得到的钢坯实施热轧，得到热轧板。具体而言，将钢坯加热至1250℃进行粗轧，接着在精轧温度900℃下实施精轧，然后在500℃的条件下进行卷绕，然后冷却至室温，得到热轧板。
对得到的热轧板实施酸洗后，在500℃的条件下实施软质化热处理，接着在轧制率50％的条件下实施冷轧。这样，得到板厚1.2mm的冷轧板。
对得到的冷轧钢在下表5所示的条件下实施退火和后加热，得到钢板。
加热温度下的加热时间为200s。
弯曲回弯加工在温度区域T2和温度区域T3实施。
在一部分例子中，在退火前实施金属电镀处理作为金属镀覆处理(退火前镀覆处理)，形成Fe系金属镀层或Ni系金属镀层。
下表5的“金属镀覆处理”栏中，形成Fe系金属镀层的情况记为“Fe”，形成Ni系金属镀层的情况记为“Ni”，未实施金属镀覆处理的情况记为“_”。
作为电镀浴，使用含有1.5mol/L的Fe2+离子或Ni2+离子的硫酸浴(浴温：50℃，pH：2.0)。
在电镀浴中，以冷轧板为阴极，以氧化铱电极为阳极，以45A/dm2的电流密度实施电解处理。形成的金属镀层的附着量通过调整通电时间来控制。
《镀覆处理》
对于一部分冷轧板在温度区域T1(Ms℃～700℃)的滞留中实施热浸镀锌处理，在两面形成镀层(热浸镀锌层)。即，得到热浸镀锌钢板(GI)。
在热浸镀锌处理中使用含有Al：0.20质量％且剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的热浸镀锌浴(浴温：470℃)。
热浸镀锌层的每单面的附着量为45g/m2左右。
形成的热浸镀锌层的组成为含有Fe：0.1～1.0质量％和Al：0.2～1.0质量％且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的组成。
对于另一部分冷轧板在温度区域T1(Ms℃～700℃)的滞留中实施合金化热浸镀锌处理，在两面形成镀层(合金化热浸镀锌层)。即，得到合金化热浸镀锌钢板(GA)。
在热浸镀锌处理中使用含有Al：0.14质量％且剩余部分由Zn和不可避免的杂质构成的热浸镀锌浴(浴温：470℃)。
合金化处理为550℃。
合金化热浸镀锌层的每单面的附着量为45g/m2左右。
形成的合金化热浸镀锌层的组成为含有Fe：7～15质量％和Al：0.1～1.0质量％且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的组成。
在下表5的“种类”栏中，形成热浸镀锌层的情况记为“GI”，形成合金化热浸镀锌层的情况记为“GA”，未形成镀层的情况记为“CR”。
以下，热浸镀锌钢板(GI)和合金化热浸镀锌钢板(GA)也简称为“钢板”。
〈微观组织的观察〉
对得到的钢板，按照上述方法测定马氏体、铁素体和残余奥氏体的面积率、存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例(比例p)、以及存在亚稳态碳化物的马氏体块中的亚稳态碳化物的个数密度(个数密度n)。将结果示于下表6。
对于得到的钢板，除了马氏体、铁素体和残余奥氏体以外的剩余组织全部为θ(在铁素体中析出的渗碳体)。
〈金属镀层的附着量〉
按照上述方法求出金属镀层(Fe系金属镀层或Ni系金属镀层)的附着量。将结果示于下表6。
未实施金属镀覆处理(即未形成金属镀层)的情况在下表6的“金属镀层的附着量”栏中记载“－”。
〈软质层的物性〉
按照上述方法求出软质层的厚度、比例r(测定点总数：512点)、标准偏差σA和标准偏差σB。将结果示于下表6。
〈评价〉
对得到的钢板与试验例1同样地实施拉伸试验和扩孔试验，求出屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、屈服比(YR)、总伸长率(El)和扩孔率(λ)。
另外，对得到的钢板与试验例1同样地实施弯曲试验和延迟破坏试验，评价弯曲性和耐延迟破坏特性。
将结果均示于下表6。
进而，对得到的钢板实施以下说明的试验，评价各种特性。将结果示于下表6。
《90°弯曲加工和正交弯曲加工》
通过剪切加工和端面磨削加工从得到的钢板采取60mm×65mm的试验片T1。试验片T1的60mm的边是与钢板的轧制方向(L方向)平行的边，试验片T1的65mm的边是与钢板的宽度方向(C方向)平行的边。
对采取的试验片T1实施后述的90°弯曲加工和正交弯曲加工。
图2A是表示对试验片T1实施90°弯曲加工的状态的立体图。
图2B是表示对试验片T1实施正交弯曲加工的状态的立体图。
在图2A和图2B中，D1表示宽度方向(C方向)，D2表示轧制方向(L方向)。
具体而言，首先对试验片T1以曲率半径/板厚：4.2实施90°弯曲加工(一次弯曲加工)。更具体而言，如图2A所示，在下述条件下将冲头B1压入放置在具有V槽的模具A1上的试验片T1。
接下来，对试验片T1实施正交弯曲加工(二次弯曲加工)。更具体而言，如图2B所示，在下述条件下将冲头B2压入放置在支撑辊A2上的试验片T1。
(90°弯曲加工的条件)
试验方法：模具支撑、冲头压入
成型载荷：10ton
试验速度：30mm/min
保持时间：5s
弯曲方向：轧制方向(L方向)
(正交弯曲加工的条件)
试验方法：辊支撑、冲头压入
辊径：φ30mm
冲头前端R：0.4mm
辊间距离：(板厚×2)+0.5mm
行程速度：20mm/min
弯曲方向：宽度方向(C方向)
根据实施正交弯曲加工时得到的行程－载荷曲线求出载荷最大时的行程。实施3次90°弯曲加工和正交弯曲加工，将载荷最大时的3次行程的平均值作为SFmax(单位：mm)求出。
在求出的SFmax满足下述条件A的情况下，判断为碰撞时的抗断裂性(对弯曲断裂的耐性)优异。
(条件A)
TS为1180MPa以上且小于1320MPa时，SFmax为24.5mm以上，TS为1320MPa以上时，SFmax为24.0mm以上。
《轴向压溃试验》
如下实施轴向压溃试验。
首先，通过剪切加工从得到的钢板采取150mm×100mm的试验片。试验片的150mm的边是与钢板的轧制方向(L方向)平行的边。
接着，使用冲头肩部半径为5.0mm且模具肩部半径为5.0mm的模具，以成为深度40mm的方式对试验片进行成型加工(弯曲加工)，如图3A和图3B所示，制作帽形部件10。
另外，除了成为帽形部件10的试验片以外，从得到的钢板切出80mm×100mm尺寸的试验片，将其作为平板20。
将帽形部件10和平板20点焊，如图3A和图3B所示制作试验体30。
图3A是试验体30的主视图，图3B是试验体30的立体图。
如图3B所示，点焊部40的位置是试验体30的端部与点焊部40的间隔为10mm、相邻的点焊部40彼此的间隔为20mm的位置。
图3C是表示对试验体30实施轴向压溃试验的状态的立体图。
如图3C所示，通过TIG焊接将试验体30的一个端部与底板50接合。接下来，实施使冲击器60以碰撞速度10mm/min与试验体30的另一端部等速碰撞的试验(轴向压溃试验)，将试验体30压溃70mm。在图3C中，D3表示使冲击器60与试验体30碰撞的方向(压溃方向)。
观察试验后的试验体30的外观，确认有无轴向压溃断裂(外观裂纹)。
在下表6中，未确认到外观裂纹的情况记为“◎”，确认到1处以下外观裂纹的情况记为“○”，确认到2处以上的外观裂纹的情况记为“×”。“◎”或“○”的情况，判断为碰撞时的抗断裂性(对轴向压溃断裂的耐性)优异。
〈评价结果总结〉
如上表6所示，No.43～94的钢板的拉伸强度均为1180MPa以上，并且部件强度、拉伸凸缘性、弯曲性和耐延迟破坏特性均优异。进而，碰撞时的抗断裂性(对轴向压溃断裂的耐性)也优异。
在露点为－30℃以上且小于－20℃的情况下，软质层的厚度为10μm以下。在该情况下，基于轴向压溃试验的碰撞时的抗断裂性(对轴向压溃断裂的耐性)的评价结果为“○”，但在具有金属镀层的情况下提高至“◎”。
符号说明
A1：模具
A2：支撑辊
B1：冲头
B2：冲头
T1：试验片
D1：宽度方向(C方向)
D2：轧制方向(L方向)
D3：压溃方向
10：帽形部件
20：平板
30：试验体
40：点焊部
50：底板
60：冲击器

Claims (14)

1.一种高强度钢板，具备钢板，
所述钢板具有以下成分组成和微观组织，
所述成分组成以质量％计含有C：0.090％～0.390％、Si：0.01％～2.00％、Mn：2.00％～4.00％、P：0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：1.000％以下、N：0.0100％以下和O：0.0100％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
在所述微观组织中，
马氏体的面积率为70％以上，
铁素体的面积率为10％以下，
残余奥氏体的面积率为10％以下，
存在亚稳态碳化物的马氏体块数相对于马氏体块数的比例为2％以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述存在亚稳态碳化物的马氏体块中的所述亚稳态碳化物的个数密度为1×106个/mm2以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Ti：0.200％以下、Nb：0.200％以下、V：0.200％以下、Ta：0.10％以下、W：0.10％以下、B：0.0100％以下、Cr：1.00％以下、Mo：1.00％以下、Ni：1.00％以下、Co：0.010％以下、Cu：1.00％以下、Sn：0.200％以下、Sb：0.200％以下、Ca：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、REM：0.0100％以下、Zr：0.100％以下、Te：0.100％以下、Hf：0.10％以下和Bi：0.200％以下中的至少1种元素。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述钢板具有软质层作为表层，
所述表层是从所述钢板的表面沿板厚方向至200μm的部分，
所述软质层是维氏硬度相对于所述钢板的板厚1/4位置的维氏硬度为85％以下的部分。
5.根据权利要求4所述的高强度钢板，其中，当在50μm×50μm的范围内的300点以上测定所述软质层的板厚方向深度1/4位置处的纳米硬度时，纳米硬度为7.0GPa以上的测定点相对于测定点总数的比例r为0.10以下。
6.根据权利要求4或5所述的高强度钢板，其中，所述软质层的板厚方向深度1/4位置处的纳米硬度的标准偏差σA为1.8GPa以下，
所述软质层的板厚方向深度1/2位置处的纳米硬度的标准偏差σB为2.2GPa以下。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的高强度钢板，其中，在所述钢板的表面进一步具有作为退火前镀层的金属镀层。
8.根据权利要求1～6中任一项所述的高强度钢板，其中，在所述钢板的表面进一步具有镀层。
9.根据权利要求7所述的高强度钢板，其中，在所述金属镀层的表面进一步具有镀层。
10.一种高强度钢板的制造方法，是制造权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的方法，
通过对具有权利要求1或3所述的成分组成的钢坯实施热轧、酸洗和冷轧来得到冷轧板，
对所述冷轧板实施退火和后加热，
在所述退火中，将所述冷轧板在800℃以上的加热温度下加热，接着冷却至150℃以下的冷却停止温度，
其中，在所述冷却中，
超过Ms℃且700℃以下的温度区域T1的滞留时间t1为1000s以下，
Ms－80℃以上且Ms℃以下的温度区域T2的第一平均冷却速度v1为1.0℃/s～40.0℃/s，
150℃以上且小于Ms－80℃的温度区域T3的第二平均冷却速度v2为0.3℃/s以上且小于所述第一平均冷却速度v1，
在作为最高到达温度的温度X和所述温度X－10℃以上的保持时间Y满足下式1的条件下实施所述后加热，
式1：8000≤(273+X)×(20+Log(Y/3600))≤12000
其中，所述温度X的单位为℃，所述保持时间Y的单位为s。
11.根据权利要求10所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述温度X满足下式2，
式2：100≤X≤400。
12.根据权利要求10或11所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火中，在露点为－30℃以上的气氛下实施所述加热温度下的加热，由此在所述冷轧板的表层形成软质层，
所述表层是从所述冷轧板的表面沿板厚方向至200μm的部分，
所述软质层是维氏硬度相对于所述冷轧板的板厚1/4位置的维氏硬度为85％以下的部分。
13.根据权利要求10～12中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，对所述冷轧板在实施所述退火之前实施金属镀覆处理，在所述冷轧板的表面形成作为退火前镀层的金属镀层。
14.根据权利要求10～13中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火中，对所述冷轧板实施镀覆处理，形成镀层。
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