本发明涉及主要适于汽车结构部件的成型性优异的高强度钢板及其制造方法，特别涉及要在高的生产率下得到具有780MPa以上的拉伸强度(TS)、不仅延展性优异而且疲劳特性也优异的高强度钢板。
背景技术：
近年来，以确保冲突时的乘务员的安全性、利用车体轻量化改善燃料消耗为目的，正在积极地进行拉伸强度(TS)为780MPa以上、板厚薄的高强度钢板在汽车结构部件中的应用。
尤其是，最近也正在研究具有980MPa级、1180MPa级的TS的强度极高的高强度钢板的应用。
然而，一般而言，钢板的高强度化会导致成型性的下降，因此难以兼具高强度和优异的成型性，期望兼具高强度和优异的成型性的钢板。
此外，汽车可行驶的距离(总行驶距离)也依赖于在汽车结构部件中应用的钢板的疲劳强度，因此也期望具有优异的疲劳特性的钢板。
针对这种期望，例如专利文献1中公开了“一种加工性和形状冻结性优异的高强度钢板，其特征在于，具有如下组织：各自以质量％计含有C：0.06～0.6％、Si+Al：0.5～3％、Mn：0.5～3％、P：0.15％以下(不含0％)、S：0.02％以下(包含0％)，并且回火马氏体：相对于全部组织以面积率计为15％以上，铁素体：相对于全部组织以面积率计为5～60％，残留奥氏体：相对于全部组织以体积率计为5％以上，进而，也可以含有贝氏体和/或马氏体，且在上述残留奥氏体中，通过施加2％变形而相变为马氏体的残留奥氏体的比例为20～50％”。
此外，专利文献2中公开了“一种伸长率和扩孔性优异的高强度薄钢板，其特征在于，具有如下钢组成：以质量％计含有C：0.05～0.35％、Si：0.05％～2.0％、Mn：0.8％～3.0％、P：0.0010％～0.1％、S：0.0005％～0.05％、N：0.0010％～0.010％、Al：0.01％～2.0％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；金属组织以铁素体或贝氏体或回火马氏体为主体，在包含3％～30％的残留奥氏体相的钢板中，在上述奥氏体相与铁素体相、贝氏体相和马氏体相接触的相界面，上述奥氏体相中的平均C浓度为0.6％～1.2％，上述奥氏体相的中心浓度Cgc和奥氏体晶粒的晶界的浓度Cgb在满足Cgb/Cgc＞1.3的范围的奥氏体晶粒为50％以上”。
专利文献3中公开了“一种高强度钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量％计含有C：0.17％～0.73％、Si：3.0％以下、Mn：0.5％～3.0％、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：3.0％以下和N：0.010％以下，且Si+Al满足0.7％以上，剩余部分为Fe和不可避免杂质；作为钢板组织，相对于马氏体的钢板组织整体的面积率为10％～90％，残留奥氏体量为5％～50％，上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5％以上，上述马氏体中的25％以上为回火马氏体，上述马氏体相对于钢板组织整体的面积率、上述残留奥氏体量和上述上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率的合计满足65％以上，多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率满足10％以下(包含0％)，且上述残留奥氏体中的平均C量为0.70％以上，拉伸强度为980MPa以上”。
专利文献4中公开了“一种拉伸强度为980MPa以上的高屈服比高强度冷轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计含有C：大于0.06且为0.24％以下、Si≤0.3％、Mn：0.5～2.0％、P≤0.06％、S≤0.005％、Al≤0.06％、N≤0.006％、Mo：0.05～0.5％、Ti：0.03～0.2％、V：大于0.15且为1.2％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，C、Ti、Mo、V含量满足0.8≤(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}≤1.5；且铁素体相以面积比率计为95％以上，包含平均粒径小于10nm的Ti、Mo和V的碳化物分散析出，并且该包含Ti、Mo和V的碳化物具有以原子％表示的Ti、Mo、V满足V/(Ti+Mo+V)≥0.3的平均组成”。
专利文献5中公开了“一种加工性优异的高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成：含有C：0.05～0.3质量％、Si：0.01～2.5质量％、Mn：0.5～3.5质量％、P：0.003～0.100质量％、S：0.02质量％以下、Al：0.010～1.5质量％，Si和Al的含量的合计为0.5～3.0质量％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；该高强度钢板具有如下金属组织：以面积率计含有20％以上的铁素体、10～60％的回火马氏体、0～10％的马氏体，以体积率计含有3～10％的残留奥氏体，回火马氏体的维氏硬度(m)与铁素体的维氏硬度(f)的比(m)/(f)为3.0以下”。
专利文献6中公开了“一种拉伸强度为1180MPa以上的超高强度区域的伸长率和耐氢脆化特性优异的超高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.06～0.6％、Si+Al：0.5～3％、Mn：0.5～3％、P：0.15％以下(不含0％)、S：0.02％以下(包含0％)，剩余部分为铁和不可避免的杂质，且组织以相对于全部组织的占空系数计，含有15～60％的回火马氏体、5～50％的铁素体、5％以上的残留奥氏体、以及15～45％的长宽比为3以下的块状马氏体，该块状马氏体中，平均粒径为5μm以下的微细马氏体所占的占空系数为30％以上”。
此外，该专利文献6中还公开了一种超高强度钢板的制造方法，是制造上述超高强度钢板的方法，其特征在于，包括如下工序：至少包括2次如下工序的工序：将满足上述成分的钢以A3点～1100℃的温度加热保持10秒以上后，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至Ms点以下的温度的工序；以及在(A3点-25℃)～A3点的温度加热保持120～600秒后，以3℃/秒以上的平均冷却速度冷却至Ms点～Bs点的温度，在该温度区域保持1秒以上的工序。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-218025号公报
专利文献2：日本特开2011-195956号公报
专利文献3：日本特开2010-90475号公报
专利文献4：日本特开2008-174802号公报
专利文献5：日本特开2010-275627号公报
专利文献6：专利第4268079号公报
技术实现要素：
然而，专利文献1所记载的高强度钢板中公开了加工性和形状冻结性优异，在专利文献2所记载的高强度薄钢板中公开了伸长率和扩孔性优异，在专利文献3所记载的高强度钢板中公开了在加工性中尤其是延展性和拉伸凸缘性优异。然而，对于疲劳特性，在任何钢板中均未考虑。
在专利文献4所记载的高屈服比高强度冷轧钢板中使用了昂贵的元素Mo、V，因此不仅成本高，而且伸长率(EL)低至19％左右。
专利文献5所记载的高强度钢板中例如示出980MPa以上的TS、TS×EL为24000MPa·％左右，若与通用材料相比则为高位，但尚不足以应对对最近的钢板的要求。
此外，专利文献6所记载的超高强度钢板在其制造工序中需要实施至少3次的退火处理，因此在实际生产中的生产率低。
本发明鉴于上述情况，目的是提供一种在铁素体和奥氏体的2相区中的1次的退火处理中，构建含有适当量的铁素体和贝氏体铁素体、残留奥氏体的微细的组织，从而能够在高的生产率下制造具有780MPa以上的拉伸强度(TS)、不仅延展性优异而且疲劳特性也优异的高强度钢板的方法。
此外，本发明的目的是提供一种利用上述制造方法制造的高强度钢板。
另外，这里所说的高强度钢板也包含在表面实施了镀锌处理的高强度镀锌钢板。
此外，根据本发明得到的钢板中，目标特性如下。
·拉伸强度(TS)
780MPa以上
·延展性
TS780MPa级：EL≥34％
TS980MPa级：EL≥27％
TS1180MPa级：EL≥23％
·强度与延展性的平衡
TS×EL≥27000MPa·％
·疲劳特性
疲劳极限强度≥400MPa且耐久比≥0.40
这里，耐久比是疲劳极限强度除以拉伸强度而得的值
另外，本发明的发明人等为了要在高的生产率下制造具有780MPa以上的TS、不仅延展性优异而且疲劳特性也优异的钢板而反复进行了深入研究，结果发现以下内容。
(1)为了得到具有780MPa以上的拉伸强度(TS)、不仅延展性优异而且疲劳特性也优异的钢板，重要的是在适当地制备成分组成的基础上，构建含有适当量的铁素体和贝氏体铁素体、残留奥氏体，进而使残留奥氏体和贝氏体铁素体微细地分散的组织。
(2)此外，对于构建这种组织，重要的是适当地控制退火处理条件，并且使退火处理前的钢板组织以马氏体单相组织、贝氏体单相组织、或马氏体和贝氏体混合存在的组织为主体。
这里，对于不进行另外的退火处理而得到这样的退火处理前的钢板组织，重要的是进行适当的板坯加热，并且使热轧条件适当化，尤其是使热轧后的平均卷取温度(CT)低温化。
(3)进而，重要的是在热轧后实施冷轧时，通过降低压下率，不破坏热轧钢板中得到的、以马氏体单相组织、贝氏体单相组织、或马氏体和贝氏体混合存在的组织为主体的组织而尽量使其残留。
本发明是基于上述见解进一步进行研究后完成的。
即，本发明的主旨构成如下。
1.一种高强度钢板的制造方法，具有如下工序：
热轧工序，将以质量％计含有C：0.10％～0.35％、Si：0.50％～2.50％、Mn：2.00％以上且小于3.50％、P：0.001％～0.100％、S：0.0001％～0.0200％和N：0.0005％～0.0100％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢坯加热至1100℃～1300℃，在精轧出侧温度：800℃～1000℃进行热轧后，以平均卷取温度：200℃～500℃进行卷取，制成热轧钢板；
酸洗处理工序，对上述热轧钢板实施酸洗处理；以及
退火工序，将上述热轧钢板以740℃～840℃的温度保持10秒～900秒后，以5℃/秒～50℃/秒的平均冷却速度冷却至大于350℃且为550℃以下的冷却停止温度，在大于350℃且为550℃以下的温度区域保持10秒以上。
2.如上述1所述的高强度钢板的制造方法，其中，进一步具有在上述退火工序前，将上述热轧钢板以小于30％的压下率冷轧而制成冷轧钢板的冷轧工序，
上述退火工序中，将上述冷轧钢板以740℃～840℃的温度保持10秒～900秒后，以5℃/秒～50℃/秒的平均冷却速度冷却至大于350℃且为550℃以下的冷却停止温度，在大于350℃且为550℃以下的温度区域保持10秒以上。
3.如上述1或2所述的高强度钢板的制造方法，其中，进一步具有在上述退火工序后，对上述热轧钢板或上述冷轧钢板实施镀锌处理的工序。
4.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述钢坯以质量％计进一步含有选自Ti：0.005％～0.100％和B：0.0001％～0.0050％中的至少1种。
5.如上述1～4中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述钢坯以质量％计进一步含有选自Al：0.01％～1.00％、Nb：0.005％～0.100％、Cr：0.05％～1.00％、Cu：0.05％～0.50％，Sb：0.002％～0.200％，Sn：0.002％～0.200％，Ta：0.001％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的至少1种。
6.一种高强度钢板，具有如下钢组成：
以质量％计含有C：0.10％～0.35％、Si：0.50％～2.50％、Mn：2.00％以上且小于3.50％、P：0.001％～0.100％、S：0.0001％～0.0200％和N：0.0005％～0.0100％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
上述高强度钢板具有如下钢组织：
以面积率计铁素体和贝氏体铁素体的合计为25％～80％，且以体积率计残留奥氏体为10％以上，
上述残留奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下，所述贝氏体铁素体的平均自由行程为3μm以下。
7.如上述6所述的高强度钢板，其中，上述钢组成以质量％计进一步含有选自Ti：0.005％～0.100％和B：0.0001％～0.0050％中的至少1种。
8.如上述6或7所述的高强度钢板，其中，上述钢组成以质量％计进一步含有选自Al：0.01％～1.00％、Nb：0.005％～0.100％、Cr：0.05％～1.00％、Cu：0.05％～0.50％、Sb：0.002％～0.200％、Sn：0.002％～0.200％、Ta：0.001％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的至少1种。
根据本发明，能够在高的生产率下制造具有780MPa以上的拉伸强度(TS)、不仅延展性优异而且疲劳特性也优异的高强度钢板。
此外，通过将根据本发明的制造方法得到的高强度钢板应用于例如汽车结构部件，可以实现由车体轻量化所致的燃料消耗改善，产业上的利用价值极大。
具体实施方式
以下，具体地说明本发明。
本发明的制造方法中，将由规定的成分组成构成的钢坯加热，接下来实施热轧。此时，重要的是通过使热轧的平均卷取温度(CT)低温化，将热轧板组织以马氏体单相组织、贝氏体单相组织、或马氏体和贝氏体混合存在的组织为主体。
此外，在热轧后实施冷轧时，通过将压下率控制为极低，不破坏热轧钢板中得到的上述组织而尽量使其残留也很重要。
通过以这种方式将退火处理前的钢板组织以马氏体单相组织、贝氏体单相组织、或马氏体和贝氏体混合存在的组织为主体，即使在将铁素体和奥氏体的2相区中的退火处理设为1次的情况下，也能够构建含有适当量的铁素体和贝氏体铁素体、残留奥氏体，进而使残留奥氏体和贝氏体铁素体微细地分散的组织。
其结果，能够在高的生产率下制造具有780MPa以上的拉伸强度(TS)、不仅延展性优异而且疲劳特性也优异的高强度钢板。
因此，首先，以下示出本发明的制造方法中的钢的成分组成的限定理由。
应予说明，成分组成中的单位均为“质量％”，以下，只要没有特别说明就仅以“％”表示。
C：0.10％～0.35％
C是使钢强化时重要的元素，是具有高的固溶强化能力，并且对确保所需量的残留奥氏体而使延展性提高必不可少的元素。
这里，C量小于0.10％时，难以得到必要的量的残留奥氏体。另一方面，若C量大于0.35％，则有可能产生钢板的脆化、延迟破坏。
因此，C量设为0.10％～0.35％，优选设为0.15％～0.30％，更优选设为0.18％～0.26％。
Si：0.50％～2.50％
Si是对抑制残留奥氏体分解而生成碳化物有效的元素。此外，在铁素体中具有高的固溶强化能力，并且具有从铁素体向奥氏体排出固溶C而使铁素体清洁化、使延展性提高的性质。进而，固溶至铁素体的Si使加工固化能力提高，提高铁素体自身的延展性。为了得到这样的效果，需要将Si量设为0.50％以上。另一方面，若Si量大于2.50％，则异常组织发达，延展性下降。
因此，Si量设为0.50％～2.50％，优选设为0.80％～2.00％，更优选设为1.20％～1.80％。
Mn：2.00％以上且小于3.50％
Mn对确保强度有效。此外，提高淬透性而容易进行复合组织化。同时，Mn是具有抑制热轧后的冷却过程中的铁素体、珠光体的生成的作用，对使热轧板组织成为低温相变相(贝氏体或马氏体)主体的组织有效的元素。为了得到这样的效果，需要将Mn量设为2.00％以上。另一方面，若将Mn量设为3.50％以上，则板厚方向的Mn偏析变得显著，导致疲劳特性的下降。
因此，Mn量设为2.00％以上且小于3.50％，优选设为2.00％～3.00％，更优选设为2.00％～2.80％。
P：0.001％～0.100％
P是具有固溶强化的作用，可根据所需的强度而添加的元素。此外，由于促进铁素体相变，因此是对复合组织化也有效的元素。为了得到这样的效果，需要将P量设为0.001％以上。另一方面，若P量大于0.100％，则导致焊接性的劣化，并且在对镀锌进行合金化处理时，使合金化速度下降而损害镀锌的品质。
因此，P量设为0.001％～0.100％，优选设为0.005％～0.050％。
S：0.0001％～0.0200％
S在晶界偏析而在热加工时使钢脆化，并且作为硫化物存在而使局部变形能力下降。因此，其量需要设为0.0200％以下。然而，从生产技术上的制约出发，S量需要设为0.0001％以上。
因此，S量设为0.0001％～0.0200％，优选设为0.0001％～0.0050％。
N：0.0005％～0.0100％
N是使钢的耐时效性劣化的元素。尤其是，若N量大于0.0100％，则耐时效性的劣化变得显著。其量越少越优选，但从生产技术上的制约出发，N量需要设为0.0005％以上。
因此，N量设为0.0005％～0.0100％，优选设为0.0005％～0.0070％。
以上，对基本成分进行了说明，除上述成分以外，可以进一步含有选自Ti和B中的至少1种。尤其是通过含有适当量的Ti和B这两者，可以将热轧板组织更有利地构建为以马氏体单相组织、贝氏体单相组织、或马氏体和贝氏体混合存在的组织为主体的组织。
Ti：0.005％～0.100％
Ti在热轧时或退火时形成微细的析出物而使强度提高。此外，Ti使N作为TiN析出，因此能够在添加B时抑制BN的析出，有效地体现接下来说明的B的效果。为了得到这样的效果，需要将Ti量设为0.005％以上。另一方面，若Ti量大于0.100％，则析出强化过度地作用，导致延展性的下降。
因此，Ti量优选设为0.005％～0.100％。更优选为0.010％以上0.080％以下。
B：0.0001％～0.0050％
B具有在热轧后的冷却过程中抑制铁素体·珠光体相变，使热轧板组织成为低温相变相(贝氏体、马氏体)、尤其是马氏体主体的组织的效果。此外，B是对钢的强化也有效的元素。为了得到这种效果，需要将B量设为0.0001％以上。然而，若B大于0.0050％而过量地添加，则有可能产生马氏体的量变得过大，由于强度上升而延展性下降。
因此，B量优选设为0.0001％～0.0050％。更优选为0.0005％～0.0030％。
Mn量除以B量而得的值：2100以下
此外，尤其是在低Mn成分体系中，在热轧后的冷却过程中，铁素体·珠光体相变进行而热轧板组织容易成为包含铁素体、珠光体的组织。因此，为了充分体现上述B的添加效果，优选将Mn量除以B量而得的值设为2100以下，更优选设为2000以下。应予说明，Mn量除以B量而得的值的下限没有特别限定，优选为300左右。
此外，除上述成分组成以外，可以含有选自Al：0.01％～1.00％、Nb：0.005％～0.100％、Cr：0.05％～1.00％、Cu：0.05％～0.50％、Sb：0.002％～0.200％、Sn：0.002％～0.200％、Ta：0.001％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％和REM：0.0005％～0.0050％中的至少1种的元素。
Al：0.01％～1.00％
Al是对生成铁素体、使强度与延展性的平衡提高有效的元素。为了得到这样的效果，需要将Al量设为0.01％以上。另一方面，若Al量大于1.00％，则导致表面性状的劣化。
因此，在添加Al时，其含量设为0.01％～1.00％。优选设为0.03％～0.50％。
Nb：0.005％～0.100％
Nb在热轧时或退火时形成微细的析出物而使强度上升。为了得到这样的效果，需要将Nb量设为0.005％以上。另一方面，若Nb量大于0.100％，则成型性下降。
因此，在添加Nb时，其含量设为0.005％～0.100％。
Cr：0.05％～1.00％、Cu：0.05％～0.50％
Cr和Cu不仅作为固溶强化元素发挥作用，而且在退火时的冷却过程中，使奥氏体稳定化，容易进行复合组织化。为了得到这样的效果，需要将Cr量和Cu量分别设为0.05％以上。另一方面，若Cr量大于1.00％、Cu量大于0.50％，则成型性下降。
因此，在添加Cr和Cu时，Cr量设为0.05％～1.00％，Cu量设为0.05％～0.50％。
Sb：0.002％～0.200％、Sn：0.002％～0.200％
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的几十μm左右的区域的脱碳的观点出发，可以根据需要添加Sb和Sn。若抑制这种氮化、氧化，则对防止在钢板表面马氏体的生成量减少、确保强度是有效的。为了得到这样的效果，需要将Sb量和Sn量分别设为0.002％以上。另一方面，对于这些任一元素，若大于0.200％而过量地添加，则还导致韧性的下降。
因此，在添加Sb和Sn时，其含量分别设为0.002％～0.200％。
Ta：0.001％～0.100％
Ta与Ti、Nb同样地生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。另外，认为一部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物，生成像(Nb、Ta)(C、N)这样的复合析出物，从而具有如下效果：显著抑制析出物的粗大化，使由析出强化所致的对强度的贡献稳定化。这样的析出物稳定化的效果通过将Ta设为0.001％以上而得到。另一方面，即使大于0.100％而过量地添加Ta，析出物稳定化效果也会饱和，并且合金成本也增加。
因此，在添加Ta时，其含量设为0.001％～0.100％。
Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0050％
Ca、Mg和REM是在脱氧中使用的元素，并且是对使硫化物的形状球状化、改善硫化物对局部延展性和拉伸凸缘性的不良影响有效的元素。为了得到这种效果，需要分别添加0.0005％以上。然而，若Ca、Mg和REM大于0.0050％而过量地添加，则会引起夹杂物等的增加，在钢板表面和内部引起缺陷等。
因此，在添加Ca、Mg和REM时，其含量分别设为0.0005％～0.0050％。
另外，上述以外的成分是Fe和不可避免的杂质。
接着，对本发明的制造方法中的制造条件进行说明。
本发明的高强度钢板的制造方法具有如下工序：热轧工序，将具有上述成分组成的钢坯加热至1100℃～1300℃，在精轧出侧温度：800℃～1000℃进行热轧后，以平均卷取温度：200℃～500℃进行卷取，制成热轧钢板；酸洗处理工序，对热轧钢板实施酸洗处理；退火工序，根据需要将热轧钢板以小于30％的压下率冷轧而制成冷轧钢板，将热轧钢板或冷轧钢板在740℃～840℃的温度下保持10秒～900秒后，以5℃/秒～50℃/秒的平均冷却速度冷却至大于350℃且为550℃以下的冷却停止温度，在大于350℃且为550℃以下的温度区域保持10秒以上。
另外，上述各工序中的精轧温度、平均卷取温度等温度均为钢板表面的温度。此外，平均冷却速度也是基于钢板表面的温度算出的。
以下，对这些制造条件的限定理由进行说明。
钢坯的加热温度：1100℃～1300℃
在钢坯的加热阶段存在的析出物在最终得到的钢板内作为粗大的析出物存在，对强度没有贡献，因此需要使铸造时析出的Ti、Nb系析出物再溶解。
这里，在钢坯的加热温度小于1100℃时，碳化物很难充分溶解，存在由轧制负载的增大所致的热轧时的故障发生的危险增大等问题。此外，也需要将板坯表层的气泡、偏析等缺陷剥落，减少钢板表面的龟裂、凹凸，达成平滑的钢板表面。因此，钢坯的加热温度需要设为1100℃以上。
另一方面，在钢坯的加热温度大于1300℃时，伴随着氧化量的增加，氧化皮损失增大。因此，钢坯的加热温度需要设为1300℃以下。
因此，钢坯的加热温度设为1100℃～1300℃。优选设为1150℃～1250℃以下。
另外，为了防止宏观偏析，钢坯优选以连续铸造法制造，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等制造。此外，除了在制造钢坯后暂时冷却至室温，其后再次加热的现有法以外，也可以没有问题地应用不冷却至室温而直接以温片装入加热炉，或在仅进行保热后立即进行轧制的直送轧制·直接轧制等节能工艺。进而，钢坯在通常的条件下通过粗轧制成薄板坯，但在降低加热温度时，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等加热薄板坯。
热轧的精轧出侧温度：800℃～1000℃
加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧而成为热轧钢板。此时，若精轧出侧温度大于1000℃，则存在氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，基体铁与氧化物的界面粗糙，酸洗、冷轧后的表面品质劣化的趋势。此外，若在酸洗后存在一部分热轧氧化皮的残留等，则对延展性产生不良影响。进而，结晶粒径变得过度粗大，疲劳特性下降。
另一方面，在精轧出侧温度小于800℃时，轧制负载增大，轧制负荷变大，或奥氏体在未再结晶的状态下的压下率变高，异常的集合组织发达，其结果，最终制品中的面内各向异性变得显著，不仅损害材质的均匀性，而且延展性自身也下降。
因此，需要将热轧的精轧出侧温度设为800℃～1000℃。优选设为820℃～950℃。
热轧后的平均卷取温度：200℃～500℃
热轧后的平均卷取温度在本发明的制造方法中极其重要。
即，若热轧后的平均卷取温度大于500℃，则在热轧后的冷却和保持过程中，铁素体、珠光体生成，难以将热轧板组织以马氏体单相组织、或贝氏体单相组织、或马氏体和贝氏体混合存在的组织为主体，在退火后得到的钢板中，难以确保所需的延展性和强度与延展性的平衡。另一方面，在热轧后的平均卷取温度小于200℃时，热轧钢板的形状变差，生产率下降。
因此，热轧后的平均卷取温度需要设为200℃～500℃。优选设为300℃～450℃，更优选设为350℃～450℃。
应予说明，可以在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。此外，也可以将粗轧板暂时卷取。此外，为了减少热轧时的轧制负载，可以将精轧的一部分或全部设为润滑轧制。进行润滑轧制从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点出发也是有效的。应予说明，润滑轧制时的摩擦系数优选设为0.10～0.25。
对以这种方式制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此对确保最终制品的高强度钢板的良好的化成处理性、镀覆品质是重要的。此外，可以进行一次酸洗，也可以分多次进行酸洗。
冷轧的压下率：小于30％
此外，也可以对热轧钢板实施冷轧，制成冷轧钢板。在实施冷轧时，冷轧的压下率极其重要。
即，压下率为30％以上时，热轧板组织的低温相变相被破坏，在退火后得到的钢板中，难以构建含有适当量的铁素体和贝氏体铁素体、残留奥氏体，进而使残留奥氏体和贝氏体铁素体微细地分散的组织，延展性、强度与延展性的平衡的确保和良好的疲劳特性的确保变难。
因此，冷轧的压下率设为小于30％。优选设为25％以下，更优选设为20％以下。此外，对冷轧的压下率的下限没有特别限定，只要大于0％即可。
应予说明，对轧制道次的次数和各道次的压下率没有特别限定的必要，哪一个均可发挥本发明的效果。
退火温度：740℃～840℃
退火温度小于740℃时，退火中无法确保足够的量的奥氏体。因此，最终无法确保所需量的残留奥氏体而难以确保良好的延展性和强度与延展性的平衡。另一方面，若退火温度大于840℃，则成为奥氏体单相的温度区域，因此最终无法生成所需量的微细的残留奥氏体，仍然难以确保良好的延展性和强度与延展性的平衡。
因此，退火温度设为740℃～840℃。优选为750℃～830℃。
退火处理的保持时间：10秒～900秒
在退火处理的保持时间小于10秒时，在退火中无法确保足够的量的奥氏体。因此，最终无法确保所需量的残留奥氏体而难以确保良好的延展性和强度与延展性的平衡。另一方面，若退火处理的保持时间大于900秒，则由于晶粒的粗大化，最终无法生成所需量的微细的残留奥氏体，难以确保良好的延展性和强度与延展性的平衡。此外，也会阻碍生产率。
因此，退火处理的保持时间设为10秒～900秒。优选设为30秒～750秒，更优选设为60秒～600秒。
大于350℃且为550℃以下的冷却停止温度为止的平均冷却速度：5℃/秒～50℃/秒
大于350℃且为550℃以下的冷却停止温度为止的平均冷却速度小于5℃/秒时，在冷却中生成大量的铁素体，难以确保所需的强度。另一方面，若大于50℃/秒，则过度地生成低温相变相，延展性下降。
因此，大于350℃且为550℃以下的冷却停止温度为止的平均冷却速度设为5℃/秒～50℃/秒。优选设为10℃/秒～40℃/秒。
应予说明，这种情况的冷却优选为气体冷却，但也可以组合使用炉冷、雾冷却、辊冷却、水冷等而进行。
在大于350℃且为550℃以下的温度区域的保持时间：10秒以上
在大于350℃且为550℃以下的温度区域的保持时间小于10秒时，C向奥氏体的稠化所进行的时间变得不充分，最终难以确保所需量的残留奥氏体。因此，在大于350℃且为550℃以下的温度区域的保持时间设为10秒以上。
另一方面，在滞留大于600秒时，残留奥氏体的体积率未增加，未确认到延展性的显著的提高而成为饱和趋势。因此，在大于350℃且为550℃以下的温度区域的保持时间优选为600秒以下。
更优选为30秒～600秒，进一步优选为60秒～500秒。
应予说明，保持后的冷却无需特别规定，可以通过任意的方法冷却至所需的温度。
此外，也可以对以上述方式得到的钢板实施热浸镀锌处理等镀锌处理。
例如，在实施热浸镀锌处理时，将实施了上述退火处理的钢板在440℃～500℃的镀锌浴中浸渍，实施热浸镀锌处理，其后，通过气体刮擦等来调整镀覆附着量。热浸镀锌优选使用Al量为0.10％～0.22％的镀锌浴。此外，在实施镀锌的合金化处理时，在热浸镀锌处理后在470℃～600℃的温度区域实施镀锌的合金化处理。若在大于600℃的温度下进行合金化处理，则有时未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保所需的残留奥氏体的体积率而延展性下降。因此，在进行镀锌的合金化处理时，优选在470℃～600℃的温度区域实施镀锌的合金化处理。此外，也可以实施电镀锌处理。
进而，在实施热处理后的表皮光轧时，其压下率优选为0.1％～1.0％的范围。在小于0.1％时效果小，也难以控制，因此其成为良好范围的下限。此外，若大于1.0％，则生产率显著下降，因此将其作为良好范围的上限。
另外，表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。此外，可以一次性进行目标压下率的表皮光轧，也可以分数次进行。其它的制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点出发，上述的退火、热浸镀锌、镀锌的合金化处理等一连串的处理优选在作为热浸镀锌生产线的CGL(连续热镀锌生产线，Continuous Galvanizing Line)上进行。热浸镀锌后，为了调整镀覆的单位面积质量，可进行刮擦。
接着，对通过本发明的制造方法制造的钢板的微观组织进行说明。
铁素体和贝氏体铁素体的面积率的合计：25％～80％
利用本发明的制造方法制造的高强度钢板由在富有延展性的软质的铁素体为主体的组织中分散有主要承担延展性的残留奥氏体、进一步优选分散有承担强度的马氏体的复合组织构成。此外，贝氏体铁素体与铁素体和残留奥氏体/马氏体邻接而生成，缓和铁素体与残留奥氏体、以及铁素体与马氏体的硬度差，而抑制疲劳龟裂的产生、龟裂传播。
这里，为了确保充分的延展性，需要将铁素体和贝氏体铁素体的面积率的合计设为25％以上。另一方面，为了确保所需的强度，需要将铁素体和贝氏体铁素体的面积率的合计设为80％以下。从确保更良好的延展性的观点出发，铁素体和贝氏体铁素体的面积率的合计优选设为30％～75％。
此外，显示铁素体与残留奥氏体/马氏体的中间硬度的贝氏体铁素体抑制拉伸试验时(负荷拉伸负载时)的空隙的产生·龟裂的传播，因此对确保良好的局部延展性是有效的。
另外，这里所说的贝氏体铁素体是指在740℃～840℃的温度下的退火后在向600℃以下的冷却和保持过程中生成的铁素体，与通常的铁素体相比是位错密度高的铁素体。
此外，作为铁素体的形态，针状铁素体为主体，也可以包含多边形铁素体、未再结晶铁素体。然而，为了确保良好的延展性，多边形铁素体的面积率优选为20％以下，未再结晶铁素体的面积率优选为5％以下。应予说明，多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率也可以分别为0％。
此外，铁素体和贝氏体铁素体的面积率可以是在将与钢板的轧制方向平行的板厚断面(L断面)研磨后，以3vol.％硝酸乙醇腐蚀，对板厚1/4位置(与距钢板表面在深度方向板厚的1/4相当的位置)使用SEM(扫描型电子显微镜)以2000倍的倍率观察10个视野，使用所得的组织图像，利用Media Cybernetics公司的Image-Pro算出10个视野的铁素体和贝氏体铁素体的面积率，将这些值平均而求出。
应予说明，上述组织图像中，铁素体和贝氏体铁素体呈现灰色的组织(基底组织)，残留奥氏体、马氏体呈现白色的组织。
进而，铁素体和贝氏体铁素体的识别通过EBSD(电子背散射衍射法)测定而进行。即，将包含晶界角度小于15°的亚晶界的晶粒(相)判断为贝氏体铁素体，求出其面积率而设为贝氏体铁素体的面积率。此外，铁素体的面积率可以通过从上述灰色的组织的面积率减去贝氏体铁素体的面积率而算出。
残留奥氏体的体积率：10％以上
为了确保良好的延展性和强度与延展性的平衡，残留奥氏体的体积率需要设为10％以上。为了确保更良好的延展性和强度与延展性的平衡，残留奥氏体的体积率优选为12％以上。应予说明，残留奥氏体的体积率的上限没有特别限定，为35％左右。
此外，残留奥氏体的体积率是将钢板研磨至板厚方向的1/4面，通过该板厚1/4面的衍射X射线强度而求出。入射X射线使用MoKα射线，求出残留奥氏体的{111}、{200}、{220}、{311}面的峰的积分强度相对于铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的全部12种组合的强度比，将这些平均值作为残留奥氏体的体积率。
残留奥氏体的平均结晶粒径：2μm以下
残留奥氏体的晶粒的微细化有助于钢板的延展性和疲劳特性的提高。因此，为了确保良好的延展性和疲劳特性，需要将残留奥氏体的平均结晶粒径设为2μm以下。为了确保更良好的延展性和疲劳特性，优选将残留奥氏体的平均结晶粒径设为1.5μm以下。此外，对下限没有特别限定，为0.1μm左右。
另外，残留奥氏体的平均结晶粒径可以使用TEM(透射型电子显微镜)以15000倍的倍率观察20个视野，使用所得的组织图像利用上述Image-Pro求出各个残留奥氏体晶粒的面积，算出当量圆直径，将这些值平均而求出。
贝氏体铁素体的平均自由行程：3μm以下
贝氏体铁素体的平均自由行程极其重要。即，贝氏体铁素体是在740℃～840℃的温度区域的退火后的600℃以下的冷却和保持过程中生成的。这里，贝氏体铁素体与铁素体和残留奥氏体邻接而生成，具有缓和铁素体与残留奥氏体的硬度差而抑制疲劳龟裂的产生、龟裂传播的效果。因此，贝氏体铁素体为致密的分散状态，即，贝氏体铁素体的平均自由行程小较为有利。
这里，为了确保良好的疲劳特性，需要将贝氏体铁素体的平均自由行程设为3μm以下。为了确保更良好的疲劳特性，优选将贝氏体铁素体的平均自由行程设为2.5μm以下。此外，对下限没有特别限定，为0.5μm左右。
另外，贝氏体铁素体的平均自由行程(LBF)可以由下式算出。
LBF：贝氏体铁素体的平均自由行程(μm)
dBF：贝氏体铁素体的平均结晶粒径(μm)
f：贝氏体铁素体的面积率(％)÷100
这里，贝氏体铁素体的平均结晶粒径可以如下求出：通过EBSD测定而算出的测定范围内的贝氏体铁素体的面积除以测定范围内的贝氏体铁素体的晶粒的个数而求出晶粒的平均面积，算出当量圆直径。
另外，在根据本发明的微观组织中，除了铁素体和贝氏体铁素体、残留奥氏体以外，也可以含有马氏体、回火马氏体、珠光体、渗碳体等碳化物、作为其它钢板的组织而公知的组织，只要以面积率计为20％以下，就不会损害本发明的效果。
实施例
将具有表1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以转炉熔炼，以连续铸造法制成钢坯。将所得的钢坯在表2所示的条件下加热而热轧后，实施酸洗处理，在表2所示的No.1、3～6、8、9、12、14、16、17、19、22、24、27、29、31、33、35、36、38、40、41、45、48、49、51、54、58中，不实施冷轧而在表2所示的条件下实施退火处理而得到高强度热轧钢板(HR)。此外，在表2所示的No.2、7、10、11、13、15、18、20、21、23、25、26、28、30、32、34、37、39、42～44、46、47、50、52、53、55～57、59中，在冷轧后在表2所示的条件下实施退火处理而得到高强度冷轧钢板(CR)。进而，对一部分钢板实施镀锌处理而制成热浸镀锌钢板(GI)、合金化热浸镀锌钢板(GA)、电镀锌钢板(EG)。
应予说明，热浸镀锌浴对GI使用含有Al：0.19质量％的锌浴，对GA使用含有Al：0.14质量％的锌浴，浴温设为465℃。镀覆附着量设为每单面45g/m2(两面镀覆)，对于GA，将镀覆层中的Fe浓度设为9质量％～12质量％。
另外，表1中的Ac1相变点(℃)使用以下式子求出。
Ac1相变点(℃)＝751-16×(％C)+11×(％Si)-28×(％Mn)-5.5×(％Cu)+13×(％Cr)
其中，(％X)表示元素X的钢中含量(质量％)。
[表1-1]
[表1-2]
[表2-1]
表2
下线部：表示适当范围外
*HR：热轧钢板(无镀覆)、CR：冷轧钢板(无镀覆)、GI：热浸镀锌钢板(无镀锌的合金化处理)、GA：合金化热浸镀锌钢板、EG：电镀锌钢板
[表2-2]
表2(续表)
下线部：表示适当范围外。
*HR：热轧钢板(无镀覆)、CR：冷轧钢板(无镀覆)、GI：热浸镀锌钢板(无镀锌的合金化处理)、GA：合金化热浸镀锌钢板、EG：电镀锌钢板
对如此得到的高强度热轧钢板(HR)、高强度冷轧钢板(CR)、热浸镀锌钢板(GI)、合金化热浸镀锌钢板(GA)、电镀锌钢板(EG)等进行组织观察、拉伸试验和疲劳试验。
这里，拉伸试验是使用以拉伸试验片的长边与钢板的轧制方向垂直(C方向)的方式采取样品的JIS5号试验片，按照JIS Z 2241(2011年)进行，测定TS(拉伸强度)和EL(总伸长率)。
另外，这里，将TS780MPa级：EL≥34％、TS980MPa级：EL≥27％、TS1180MPa级：EL≥23％且TS×EL≥27000MPa·％的情况判断为良好。
此外，疲劳试验是以疲劳试验片的长边方向与钢板的轧制方向垂直的方式采取样品，按照JIS Z 2275(1978年)，在交变(应力比：-1)、频率：20Hz的条件下进行平面弯曲疲劳试验。
交变平面弯曲疲劳试验中，对直至107次循环为止未观察到断裂的应力进行测定，将该应力作为疲劳极限强度。
另外，算出疲劳极限强度除以拉伸强度TS而得的值(耐久比)。应予说明，这里，将疲劳极限强度≥400MPa且耐久比≥0.40的情况判断为疲劳特性良好。
另外，在制造钢板时，对生产率、以及热轧和冷轧时的通板性、最终的退火后得到的钢板(以下也称为最终退火板)的表面性状进行评价。
这里，对于生产率，根据
(1)产生热轧钢板的形状不良时、
(2)为了进行下一工序而需要进行热轧钢板的形状矫正时、
(3)退火处理的保持时间长时、
(4)等温淬火保持时间(退火处理的在冷却停止温度区域的保持时间)长时，
等前置时间成本，将不符合(1)～(4)中任一项的情况判断为“高”，将仅符合(4)的情况判断为“中”，将符合(1)～(3)中任一项的情况判断为“不良”。
此外，对于热轧的通板性，将由轧制负载的增大所致的轧制时的故障产生的危险增大的情况判断为不良。
同样地，对于冷轧的通板性，也将由轧制负载的增大所致的轧制时的故障产生的危险增大的情况判断为不良。
进而，对于最终退火板的表面性状，将无法剥落板坯表层的气泡、偏析等缺陷，钢板表面的龟裂、凹凸增大，无法得到平滑的钢板表面的情况判断为不良。此外，对于氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，基体铁与氧化物的界面粗糙，酸洗、冷轧后的表面品质劣化的情况或酸洗后存在一部分热轧氧化皮的残留等的情况，也判断为不良。
另外，对于组织观察，通过上述方法进行。
将这些结果示于表3和表4。
[表3-1]
表3
下线部：表示适当范围外。
F：铁素体、BF：贝氏体铁素体、RA：残留奥氏体、M：马氏体、TM：回火马氏体、P：珠光体、θ：渗碳体
[表3-2]
表3(续表)
下线部：表示适当范围外。
F：铁素体、BF：贝氏体铁素体、RA：残留奥氏体、M：马氏体、TM：回火马氏体、P：珠光体、θ：渗碳体
[表4-1]
表4
[表4-2]
表4(续表)
可知在本发明例中，均可以在高的生产率下制造TS为780MPa以上、延展性和疲劳特性优异的高强度钢板。此外，本发明例中，热轧和冷轧的通板性、以及最终退火板的表面性状也均优异。
另一方面，比较例中，拉伸强度、延展性、强度与延展性的平衡、疲劳特性、生产率中的任一个以上差。