本发明主要涉及适用于汽车的结构部件的成型性优异的高强度钢板及其制造方法，特别得到一种具有780mpa以上的拉伸强度(ts)、延展性和拉伸凸缘性优异、并且ts的面内各向异性也优异的高强度钢板。
背景技术：
近年来，以确保碰撞时的乘客的安全性、改善基于车体轻量化的油耗效率为目的，正在积极进行将ts为780mpa以上且板厚较薄的高强度钢板应用于汽车结构部件的研究。应予说明，最近，也在研究具有980mpa级、1180mpa级的ts的强度极高的高强度钢板的应用。
然而，通常钢板的高强度化会导致成型性降低，因此难以兼得高强度和优异的成型性，期待兼具高强度和优异的成型性的钢板。
另外，因钢板的高强度化、薄壁化而使钢板的形状冻结性明显降低。因此，为了应对该情况，广泛地进行预先预测在冲压成型时脱模后的形状变化而设计将形状变化量估计在内的模具。
然而，当钢板的ts变化较大时，将形状变化作为一定的估计量的形状变化量与目标的偏差会变大，诱发形状不良。而且，形成该形状不良的钢板需要在冲压成型后对一个一个形状进行钣金加工等修整，因此使量产效率明显降低。因此，要求钢板的ts的偏差尽可能减小。
作为满足上述要求的钢板，例如在专利文献1中公开了一种拉伸强度为900mpa以上、且赋予了优异的伸长率、拉伸凸缘性、弯曲性的高强度钢板，其具有如下成分组成并成为如下组织，所述成分组成以质量％计，含有c：0.15～0.40％、si：1.0～2.0％、mn：1.5～2.5％、p：0.020％以下、s：0.0040％以下、al：0.01～0.1％、n：0.01％以下和ca：0.0020％以下，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，所述组织以相对于组织整体的面积比率计，铁素体相和贝氏体相的合计为40～70％，马氏体相为20～50％，残留奥氏体相为10～30％。
另外，在专利文献2中公开了一种延展性和拉伸凸缘性优异、且拉伸强度为780～1400mpa的高强度钢板，其具有如下钢成分并使钢板组织成为如下组织，所述钢成分以质量％计含有c：0.10％～0.59％、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％]([x％]为元素x的质量％)满足0.7％以上，剩余部分由fe和不可避免的杂质的组成构成，所述组织以相对于钢板组织整体的面积率计，马氏体的面积率为5～70％，残留奥氏体的量为5～40％，上贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率为5％以上，且上述马氏体的面积率、上述残留奥氏体的面积率和上述贝氏体铁素体的面积率的合计为40％以上，上述马氏体中的25％以上为回火马氏体，多边形铁素体的相对于钢板组织整体的面积率超过10％且小于50％，且其平均粒径为8μm以下，将由邻接的多边形铁素体晶粒构成的一组铁素体晶粒作为多边形铁素体晶粒组时，其平均直径为15μm以下，此外，上述残留奥氏体中的平均c量为0.70质量％以上。
此外，在专利文献3中对于拉伸强度为780mpa以上的高强度钢板，公开了一种具有良好的延展性、并且具有低温韧性优异的特性的高强度钢板，该钢板以质量％计满足c：0.10～0.5％、si：1.0～3.0％、mn：1.5～3％、al：0.005～1.0％、p：超过0％且为0.1％以下和s：超过0％且为0.05％以下，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，该钢板的金属组织如下：包含多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体和残留奥氏体，上述多边形铁素体的面积率a相对于金属组织整体为10～50％，上述贝氏体由邻接的残留奥氏体彼此、邻接的碳化物彼此、邻接的残留奥氏体与碳化物的中心位置间距离的平均间隔小于1μm以上的高温区域生成贝氏体，和邻接的残留奥氏体彼此、邻接的碳化物彼此、邻接的残留奥氏体与碳化物的中心位置间距离的平均间隔小于1μm的低温区域生成贝氏体的复合组织构成，上述高温区域生成贝氏体的面积率相对于金属组织整体满足超过0％且为80％以下，上述低温区域生成贝氏体和上述回火马氏体的合计面积率相对于金属组织整体满足超过0％且为80％以下，利用饱和磁化法测定的残留奥氏体的体积率相对于金属组织整体为5％以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2014-189868号公报
专利文献2：日本专利第5454745号公报
专利文献3：日本专利第5728115号公报
技术实现要素：
然而，专利文献1～3中记载的高强度钢板公开了加工性中的伸长率、拉伸凸缘性和弯曲性优异，但对ts的面内各向异性都没有考虑。
本发明是鉴于上述情况而开发的，目的在于提供通过积极利用上贝氏体组织、使适当量的残留奥氏体微细地分散而具有780mpa以上的ts、且延展性和拉伸凸缘性都优异、并且ts的面内各向异性也优异的高强度钢板，并同时提供其有利的制造方法。
应予说明，本发明中，延展性即el(总伸长率)优异是指ts×el的值为19000mpa·％以上。
另外，拉伸凸缘性优异是指作为拉伸凸缘性的指标的λ的值无论钢板的强度如何都为20％以上。
此外，ts的面内各向异性优异是指作为ts的面内各向异性的指标的│δts│的值为50mpa以下。应予说明，│δts│由下式(1)求出。
│δts│＝(tsl-2×tsd+tsc)/2····(1)
但是，tsl、tsd和tsc是指使用分别从钢板的轧制方向(l方向)、相对于钢板的轧制方向的45°方向(d方向)、相对于钢板的轧制方向的直角方向(c方向)这3个方向采取的jis5号试验片，依据jisz2241(2011年)的规定，以十字头速度10mm/分钟进行拉伸试验所测定的ts的值。
发明人等为了开发具有780mpa以上的ts、延展性和拉伸凸缘性均优异、并且ts的面内各向异性也优异的高强度钢板，反复进行深入研究，结果发现了以下的见解。
(1)通过将适当调整了成分组成的板坯加热后，进行热轧，根据需要实施热轧板退火使热轧板软质化后，进行冷轧，加热所得到的冷轧板，在奥氏体单相区域的第1次退火后进行控制冷却，抑制铁素体转变和珠光体转变，使第2次退火前的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在一起的组织为主体，能够使最终退火后的组织含有适当量的微细的残留奥氏体。
(2)另外，通过在铁素体+奥氏体二相区域的第2次退火后的冷却过程中，冷却至小于上贝氏体生成温度，且对冷却过程中的冷却速度进行与后段区域相比在前段区域增大的控制，能够抑制冷却中的铁素体转变和珠光体转变，并且能够适当地控制其后的上贝氏体转变的过冷度。其结果，通过其后再加热到上贝氏体生成温度区域，能够增大上贝氏体转变的驱动力，有效地生成上贝氏体组织。
由此，使第2次退火前的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在一起的组织为主体，在其后的第2次退火后的冷却过程适当地控制冷却速度，适当地控制上贝氏体转变的过冷度，从而能够积极利用上贝氏体组织，同时能够实现残留奥氏体的微细分散。
其结果，能够制造具有780mpa以上的ts、同时延展性和拉伸凸缘性均优异、并且ts的面内各向异性也优异的高强度钢板。
本发明是基于上述见解而完成的。
即，本发明的要旨构成如下。
1.一种高强度钢板，其特征在于，成分组成以质量％计含有c：0.08％～0.35％、si：0.50％～2.50％、mn：1.50％～3.00％、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，
钢组织以面积率计，铁素体为20％～50％，上贝氏体为5％～45％，马氏体为1％～20％，
以体积率计，残留奥氏体为5％以上，上述残留奥氏体的平均晶粒直径为2μm以下，
且钢板的集合组织具有γ-纤维与α-纤维的逆强度比(インバース強度比)为3.0以下的微观组织。
2.根据上述1所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有选自al：0.01％～1.00％、ti：0.005％～0.100％、nb：0.005％～0.100％、v：0.005％～0.100％、b：0.0001％～0.0050％、cr：0.05％～1.00％、cu：0.05％～1.00％、sb：0.0020％～0.2000％、sn：0.0020％～0.2000％、ta：0.0010％～0.1000％、ca：0.0003％～0.0050％、mg：0.0003％～0.0050％和rem：0.0003％～0.0050％中的至少1种元素。
3.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，是制造上述1或2所述的高强度钢板的方法，
将具有上述1或2中记载的成分组成的钢坯加热到1100℃～1300℃，以精轧出口侧温度为800℃～1000℃进行热轧，以卷取温度为300℃～700℃进行卷取，酸洗处理后，直接或者在450℃～800℃的温度区域保持900s～36000s的时间后，以30％以上的压下率实施冷轧，接着对得到的冷轧板以t1温度～950℃实施第1次退火处理后，以平均冷却速度：5℃/s以上的条件冷却到至少(t2温度+100℃)后，冷却至室温，
接下来，再加热到740℃～t1温度的温度区域实施第2次退火处理，进一步作为1次冷却以8℃/s以上的第1平均冷却速度冷却到t2温度～(t2温度+150℃)后，作为2次冷却以3℃/s以上的第2平均冷却速度冷却到冷却停止温度：150℃～(t2温度－10℃)，此时，对于第2次退火处理后的平均冷却速度，与2次冷却相比，使1次冷却的平均冷却速度更大，进一步再加热到(t2温度－50℃)～(t2温度+50℃)的再加热温度区域，且再加热温度为(冷却停止温度+5℃)以上，在该再加热温度区域保持10s以上的时间。
t1温度(℃)＝946－203×[％c]1/2+45×[％si]－30×[％mn]+150×[％al]－20×[％cu]+11×[％cr]+400×[％ti]
t2温度(℃)＝740－490×[％c]－100×[％mn]－70×[％cr]
其中，[％x]为钢板的成分元素x的质量％，不含有的成分元素为零。
4.一种高强度镀锌钢板，其特征在于，在上述1或2中记载的高强度钢板的表面具有镀锌层。
根据本发明，能够有效地得到具有780mpa以上的ts、延展性和拉伸凸缘性均优异、并且ts的面内各向异性也优异的高强度钢板。
因此，通过将由本发明得到的高强度钢板用于例如汽车结构部件，能够实现由车体轻量化所带来的油耗效率改善，产业上的利用价值极大。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
首先，本发明中，对将高强度钢板的成分组成限定在上述范围的理由进行说明。应予说明，以下的说明中，表示钢的成分元素的含量的“％”只要没有特别说明，就表示“质量％”。
[c：0.08％～0.35％]
c是对确保钢板的高强度化和稳定的残留奥氏体量不可缺少的元素，是对确保马氏体量和室温下使奥氏体残留所必需的元素。
c量小于0.08％时，难以确保钢板的强度和加工性。另一方面，如果c量超过0.35％，则会存在钢板脆化、延迟破坏的可能，另外，焊接部和热影响部的固化明显使焊接性劣化。因此，c量为0.08％～0.35％。优选为0.12％～0.30％，更优选为0.15％～0.26％。
[si：0.50％～2.50％]
si是通过抑制碳化物的生成，促进残留奥氏体的生成而对提高钢板的延展性有用的元素。另外，对因残留奥氏体分解而抑制碳化物的生成也有效。此外，在铁素体中具有较高的固溶强化能力，因此有助于钢的强度提高。另外，固溶于铁素体的si具有提高加工固化能力、提高铁素体本身的延展性的效果。
为了得到这样的效果，需要含有0.50％以上的si量。另一方面，如果si量超过2.50％，则由于在铁素体中的固溶量增加而导致加工性、韧性劣化，另外引起因产生红鳞等所致的表面性状的劣化、在实施热浸镀时镀覆附着性和密合性的劣化。因此，si量为0.50％～2.50％。优选为0.80％～2.00％，更优选为1.00％～1.80％，进一步优选为1.20％～1.80％。
[mn：1.50％～3.00％]
mn对确保钢板的强度有效。另外，提高淬透性容易进行复合组织化。同时，mn具有抑制冷却过程中的珠光体、贝氏体的生成的作用，容易进行从奥氏体向马氏体的转变。为了得到这样的效果，需要使mn量为1.50％以上。另一方面，如果mn量超过3.00％，则板厚方向的mn偏析显著，导致材质稳定性降低。另外，引起铸造性劣化等。因此，mn量为1.50％～3.00％。优选为1.50％～2.70％，更优选为1.80％～2.40％。
[p：0.001％～0.100％]
p是具有固溶强化的作用、可以根据所希望的强度进行添加的元素。另外，是因促进铁素体转变而对复合组织化也有效的元素。为了得到这样的效果，需要使p量为0.001％以上。另一方面，如果p量超过0.100％，则会导致焊接性的劣化，而且在对锌镀进行合金化处理时，大幅延迟合金化速度损害锌镀的品质。另外，因晶界偏析而脆化，从而使耐冲击性劣化。因此，p量为0.001％～0.100％。优选为0.005％～0.050％。
[s：0.0001％～0.0200％]
s偏析于晶界在热加工时使钢脆化，并以硫化物的形式存在使局部变形能力降低。因此，钢中含量需要为0.0200％以下。另一方面，由于生产技术上的制约，需要使s量为0.0001％以上。因此，s量为0.0001％～0.0200％。优选为0.0001％～0.0050％。
[n：0.0005％～0.0100％]
n是最使钢的耐时效性劣化的元素。特别是，如果n量超过0.0100％，则耐时效性的劣化变得显著，因此其量越少越好，但由于生产技术上的制约，n量需要为0.0005％以上。因此，n量为0.0005％～0.0100％。优选为0.0005％～0.0070％。
本发明的高强度钢板除了上述的基本成分以外，可以根据需要单独或复合含有选自al、ti、nb、v、b、cr、cu、sb、sn、ta、ca、mg和rem中的至少1种元素。应予说明，钢板的成分组成的剩余部分为fe和不可避免的杂质。
[al：0.01％～1.00％]
al是对抑制碳化物的生成、促进残留奥氏体的生成有效的元素。另外，是在炼钢工序中以脱氧剂的形式添加的元素。为了得到这样的效果，需要使al量为0.01％以上。另一方面，如果al量超过1.00％，则钢板中的夹杂物变多而使延展性劣化。因此，al量为0.01％～1.00％。优选为0.03％～0.50％。
ti：0.005％～0.100％、nb：0.005％～0.100％、v：0.005％～0.100％
ti、nb和v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，ti、nb和v分别需要添加0.005％以上。另一方面，如果ti、nb和v量分别超过0.100％，则成型性降低。因此，添加ti、nb和v时，它们的含量分别为0.005％～0.100％。
b：0.0001％～0.0050％
b是对钢的强化有效的元素，在0.0001％以上得到其添加效果。另一方面，如果b过量添加超过0.0050％，则马氏体的面积率变得过大，会有因明显的强度上升所致的延展性降低的可能。因此，b量为0.0001％～0.0050％。优选为0.0005％～0.0030％。
cr：0.05％～1.00％、cu：0.05％～1.00％
cr和cu不仅以固溶强化元素的形式发挥作用，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，cr量和cu量分别需要为0.05％以上。另一方面，如果cr量和cu量都超过1.00％，则钢板的成型性降低。因此，添加cr和cu时，它们的含量分别为0.05％～1.00％。
sb：0.0020％～0.2000％、sn：0.0020％～0.2000％
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考虑，sb和sn根据需要进行添加。如果抑制这样的氮化、氧化，则防止钢板表面的马氏体的生成量减少，对确保钢板的强度、材质稳定性有效。另一方面，它们中的任一元素过量添加超过0.2000％时会导致韧性降低。因此，添加sb和sn时，它们的含量分别在0.0020％～0.2000％的范围内。
ta：0.0010％～0.1000％
ta与ti、nb同样生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。此外，认为一部分固溶于nb碳化物、nb碳氮化物，生成(nb、ta)(c、n)这样的复合析出物，明显抑制析出物的粗大化，具有因析出强化而使对钢板强度提高的贡献率稳定化的效果。因此，优选含有ta。
这里，前述的析出物稳定化的效果通过使ta的含量为0.0010％以上而得到，另一方面，即便过量添加ta，析出物稳定化效果也饱和，而且合金成本增加。因此，添加ta时，其含量在0.0010％～0.1000％的范围内。
ca：0.0003％～0.0050％、mg：0.0003％～0.0050％和rem：0.0003％～0.0050％
ca、mg和rem是用于脱氧的元素，同时是对将硫化物的形状球形化、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。为了得到这些效果，需要分别添加0.0003％以上。然而，如果ca、mg和rem过量添加超过0.0050％，则引起夹杂物等增加而在表面、内部产生缺陷等。因此，添加ca、mg和rem时，它们的含量分别为0.0003％～0.0050％。
接下来，对本发明的高强度钢板的微观组织进行说明。
[铁素体的面积率：20％～50％]
在本发明中是极其重要的发明构成要件。本发明的高强度钢板由在富有延展性的软质的铁素体中分散有主要担负延展性的残留奥氏体和担负强度的上贝氏体的复合组织构成。另外，为了确保充分的延展性和强度与延展性的平衡，需要使第2次退火和冷却过程中生成的铁素体的面积率为20％以上。另一方面，为了确保强度，需要铁素体的面积率为50％以下。
应予说明，由本发明得到的铁素体的平均晶粒直径为5～8μm左右。
[上贝氏体的面积率：5％～45％]
在本发明中是极其重要的发明构成要件。
贝氏体的生成是使未转变奥氏体中的c稠化而得到能够于加工时在高应变区域体现trip效应的残留奥氏体所必需的。另外，为了兼得高强度和高延展性，增大残留奥氏体的生成量是有效的，与下贝氏体相比，上贝氏体对高延展性化更有利。
以下，对贝氏体、特别是上贝氏体进行说明。由奥氏体向贝氏体的转变在大约150～550℃的较宽温度范围发生，在该温度范围内生成的贝氏体存在各种贝氏体。在以往技术中，将这样的各种贝氏体简单规定为贝氏体的情况很多，但因为在本发明中为了得到目标的加工性，需要对贝氏体组织进行严格规定，所以分开规定为上贝氏体和下贝氏体。
在此，上贝氏体和下贝氏体定义如下。
上贝氏体的特征在于：由板条状的贝氏体铁素体和存在于贝氏体铁素体之间的残留奥氏体和/或碳化物构成，板条状的贝氏体铁素体中不存在规则排列的细小的碳化物。另一方面，下贝氏体由板条状的贝氏体铁素体和存在于贝氏体铁素体之间的残留奥氏体和/或碳化物构成，这与上贝氏体是共通的，但下贝氏体的特征在于，在板条状的贝氏体铁素体中存在规则排列的细小的碳化物。
即，上贝氏体和下贝氏体根据有无贝氏体铁素体中的规则排列的细小的碳化物进行区别。这样的贝氏体铁素体中的碳化物的生成状态的差异对c在残留奥氏体中的稠化和贝氏体的硬度造成很大影响。
本发明中，上贝氏体的面积率小于5％时，在第2次退火后的保持过程中，因上贝氏体转变所致的c在奥氏体中的稠化进行不充分，因此加工时在高应变区域体现trip效应的残留奥氏体量减少。另外，因为在第2次退火后的保持过程中的未转变奥氏体的分率上升，冷却后的马氏体的分率上升，所以虽然ts提高，但延展性和拉伸凸缘性降低。因此，上贝氏体的面积率相对于钢板组织整体的面积率需要为5％以上。另一方面，如果上贝氏体的面积率超过45％，则有利于延展性的铁素体的分率降低，因此虽然ts提高，但el降低，因而为45％以下。因此，上贝氏体以面积率计为5％～45％的范围。优选为6％～40％、更优选7％～35％的范围。
[马氏体的面积率：1％～20％]
本发明中，为了确保钢板的强度，需要面积率为1％以上的马氏体。另一方面，为了确保良好的延展性，需要使马氏体以面积率计为20％以下。应予说明，为了确保更良好的延展性和拉伸凸缘性，马氏体的面积率优选为15％以下。
应予说明，铁素体、上贝氏体和马氏体的面积率如下求出：可以将与钢板的轧制方向平行的板厚截面(l截面)研磨后，用1vol.％硝酸酒精进行腐蚀，使用sem(scanningelectronmicroscope；扫描电子显微镜)以3000倍的倍率对板厚1/4位置(相当于距钢板表面在深度方向板厚的1/4的位置)观察3个视野，对得到的组织图像利用adobesystems公司的adobephotoshop算出3个视野的构成相(铁素体、上贝氏体和马氏体)的面积率，将这些值平均而求出。另外，在上述的组织图像中，铁素体呈现为灰色的组织(基底组织)，马氏体呈现为白色，以及上贝氏体呈现为一部分白色的组织混合存在于灰色的基底的组织。
[残留奥氏体的体积率：5％以上]
本发明中，为了确保良好的延展性和强度与延展性的平衡，残留奥氏体的量以体积率计需要为5％以上。为了确保更良好的延展性和强度与延展性的平衡，残留奥氏体的量以体积率计优选为8％以上，进一步优选为10％以上。应予说明，残留奥氏体量的上限以体积率计优选为25％。
应予说明，残留奥氏体的体积率通过对钢板在板厚方向研削、研磨到板厚的1/4，利用x射线衍射强度测定而求出。入射x射线使用co-kα，由相对于铁素体的(200)、(211)各面的衍射强度的奥氏体的(200)、(220)、(311)各面的强度比而算出残留奥氏体量。
[残留奥氏体的平均晶粒直径：2μm以下]
残留奥氏体的晶粒的微细化有助于提高钢板的延展性和材质稳定性。因此，为了确保良好的延展性和材质稳定性，需要使残留奥氏体的平均晶粒直径为2μm以下。为了确保更良好的延展性和材质稳定性，优选使残留奥氏体的平均晶粒直径为1.5μm以下。
应予说明，本发明中，对于残留奥氏体的平均晶粒直径，可以使用tem(透射式电子显微镜)以15000倍的倍率观察20个视野，使用得到的组织图像利用mediacybernetics公司的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。应予说明，从测定极限的观点考虑，作为测定对象的残留奥氏体晶粒的下限以当量圆直径计为10nm。
另外，在根据本发明的微观组织中，除了上述的铁素体、上贝氏体、马氏体和残留奥氏体以外，有时含有回火马氏体、下贝氏体、珠光体、渗碳体等碳化物、作为其它钢板组织所公知的组织，只要它们的比例以面积率计为5％以下，就不损害本发明的效果。
接下来，对钢板的集合组织进行说明。
[γ-纤维与α-纤维的逆强度比：3.0以下]
α-纤维是指＜110＞轴与轧制方向平行的纤维集合组织，另外，γ-纤维是指＜111＞轴与轧制面的法线方向平行的纤维集合组织。在体心立方金属中具有如下特征：α-纤维和γ-纤维因轧制变形而强烈地发展，即便再结晶退火后这些集合组织也残留。
本发明中，如果钢板的集合组织的γ-纤维与α-纤维的逆强度比超过3.0，则集合组织在钢板的特定方向取向，机械特性的面内各向异性、特别是ts的面内各向异性变大。因此，钢板的集合组织的γ-纤维与α-纤维的逆强度比为3.0以下，优选为2.5以下。
应予说明，γ-纤维与α-纤维的逆强度比的下限没有特别限制，优选为0.5以上。
应予说明，在由以往的一般的制造方法得到的高强度钢板中，γ-纤维与α-纤维的逆强度比为3.0～4.0左右，但通过根据本发明在第1次退火中在奥氏体单相区域实施退火，能够适当地减小该逆强度比。
应予说明，γ-纤维与α-纤维的逆强度比可以如下算出：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(l截面)利用湿式研磨和使用胶体二氧化硅溶液的磨光使表面平滑化后，用0.1vol.％硝酸酒精进行腐蚀，由此尽量减少试样表面的凹凸，且完全除去加工变质层，接着对板厚1/4位置(相当于距钢板表面在深度方向板厚的1/4的位置)利用sem-ebsd(electronback-scatterdiffraction；电子背散射衍射)法测定晶体取向，使用ametekedax公司的oimanalysis对得到的数据分别求出α-纤维和γ-纤维的逆强度而算出。
接下来，对制造方法进行说明。
本发明的高强度钢板可以通过下述的工序而得到。
将具有上述的规定的成分组成的钢坯加热到1100℃～1300℃，以精轧出口侧温度800℃～1000℃进行热轧，以卷取温度300℃～700℃进行卷取。接着，酸洗处理后，直接或在450℃～800℃的温度区域保持900s～36000s的时间后，以压下率：30％以上进行冷轧。接下来，对得到的冷轧板在t1温度～950℃的温度区域实施第1次退火处理后，以平均冷却速度：5℃/s以上的条件冷却到至少(t2温度+100℃)后，冷却至室温。接着，再加热到740℃～t1温度的温度区域，实施第2次退火处理，进一步作为1次冷却以8℃/s以上的第1平均冷却速度冷却到t2温度～(t2温度+150℃)。接下来，作为2次冷却以3℃/s以上的第2平均冷却速度冷却至冷却停止温度：150℃～(t2温度－10℃)，此时，对于第2次退火处理后的平均冷却速度，相对于2次冷却，使1次冷却的平均冷却速度更大。进而，再加热到(t2温度－50℃)～(t2温度+50℃)的再加热温度区域，且再加热温度为(冷却停止温度+5℃)以上，在该再加热温度区域保持10s以上的时间。
另外，本发明的高强度镀锌钢板可以通过对上述高强度钢板实施公知通用的镀锌处理进行制造。
以下，对各制造工序进行说明。
本发明中，将具有前述的规定的成分组成的钢坯加热到1100℃～1300℃，以精轧出口侧温度800℃～1000℃进行热轧，以卷取温度300℃～700℃进行卷取。
[钢坯的加热温度：1100℃～1300℃]
由于在钢坯的加热阶段存在的析出物在最终得到的钢板内以粗大的析出物的形式存在，对强度没有贡献，因此需要使在铸造时析出的析出物再溶解。
这里，钢坯的加热温度小于1100℃时，难以充分溶解析出物，产生因轧制载荷增大所致的热轧时的故障产生的危险增大等问题。另外，还需要缩小板坯表层的气泡、偏析等缺陷，减少钢板表面的龟裂、凹凸，实现平滑的钢板表面。并且，铸造时生成的析出物不再溶解而以粗大的析出物的形式残留时，也产生延展性和拉伸凸缘性降低的问题。而且，无法有效地生成残留奥氏体，延展性有可能降低。因此，钢坯的加热温度需要为1100℃以上。另一方面，钢坯的加热温度超过1300℃时，随着氧化量增加会使氧化皮损失增大。因此，钢坯的加热温度需要为1300℃以下。
因此，板坯的加热温度为1100℃～1300℃。优选为1150℃～1280℃，进一步优选为1150℃～1250℃。
[精轧出口侧温度：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，如果精轧出口侧温度超过1000℃，则氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，基底铁与氧化物的界面粗糙，存在酸洗、冷轧后的表面品质劣化的趋势，另外，如果在酸洗后部分存在热轧氧化皮的残留等，则对延展性、拉伸凸缘性造成不良影响。进而，晶体粒径变得过度粗大，存在加工时产生压制品表面粗糙的情况。
另一方面，精轧出口侧温度小于800℃时，轧制载荷增大，轧制负荷变大，奥氏体在未再结晶状态下的压下率变高，异常的集合组织发展，最终产品中的面内各向异性变得显著，不仅损害材质的均匀性、材质稳定性，而且延展性本身也降低。
因此，需要使热轧的精轧出口侧温度为800℃～1000℃。优选为820℃～950℃的范围。
应予说明，为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连续铸造法进行制造，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等进行制造。另外，制造钢坯后，除了暂时冷却至室温、然后再次加热的现有方法以外，不冷却至室温而以温片的状态装入加热炉或者稍微进行保热后立即轧制的直送轧制、直接轧制等节能工艺也可以没有问题地应用。另外，板坯以通常的条件利用粗轧制成薄板坯，但在使加热温度略低时，从防止热轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用板带加热器等加热薄板坯。
[热轧后的卷取温度：300℃～700℃]
如果热轧后的卷取温度超过700℃，则热轧板组织的铁素体的晶体粒径变大，难以确保最终退火板的所希望的强度和延展性。另一方面，热轧后的卷取温度小于300℃时，热轧板强度提高，冷轧中的轧制负荷增大，生产率降低。另外，如果对以马氏体为主体的硬质的热轧板实施冷轧，则容易产生马氏体的沿原奥氏体晶界的微细的内部裂纹(脆性裂纹)，另外最终退火板的粒径微细化，硬质相分率增大，因而最终退火板的延展性和拉伸凸缘性降低。因此，需要使热轧后的卷取温度为300℃～700℃。优选为400℃～650℃，更优选为400℃～600℃。
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。另外，暂时卷取粗轧板也没关系。另外，为了减少热轧时的轧制载荷，可以使精轧的一部分或全部为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。应予说明，润滑轧制时的摩擦系数优选在0.10～0.25的范围。
对由此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，因此对确保最终产品的高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀覆品质是重要的。另外，酸洗可以为一次，也可以分成多次。
上述酸洗处理后，直接或者在450℃～800℃的温度区域保持900s～36000s的时间后，以压下率：30％以上实施冷轧。
接下来，在t1温度～950℃的温度区域实施第1次退火处理后，以平均冷却速度：5℃/s以上的条件冷却到至少(t2温度+100℃)后，冷却至室温。
[热轧板酸洗处理后的热处理温度区域和保持时间：在450℃～800℃的温度区域保持900s～36000s的时间]
热处理温度区域小于450℃或热处理保持时间小于900s时，热轧后的回火不充分，因此在其后的冷轧时成为铁素体、贝氏体和马氏体混在一起的不均匀的组织，受上述热轧板组织的影响，均匀微细化变得不充分。其结果，在最终退火板的组织中，粗大的马氏体的比例增加，成为不均匀的组织，有时最终退火板的延展性、拉伸凸缘性和材质稳定性(面内各向异性)降低。
另一方面，热处理保持时间超过36000s时，存在对生产率造成不良影响的情况。另外，热处理温度区域超过800℃时，成为铁素体和马氏体或珠光体的不均匀且硬质化的粗大的2相组织，在冷轧前成为不均匀的组织，最终退火板的粗大的马氏体的比例增加，有时最终退火板的延展性、拉伸凸缘性和材质稳定性还是会降低。
因此，热轧板酸洗处理后的热处理温度区域需要为450℃～800℃，保持时间为900s～36000s。
[冷轧时的压下率：30％以上]
冷轧时的压下率不足30％的情况下，在随后的退火时，成为向奥氏体逆转变的核的晶界、位错的每单位体积的总数减少，难以得到上述的最终的微观组织。而且，微观组织生长不均匀时，钢板的延展性和面内各向异性降低。因此，需要冷轧时的压下率为30％以上。优选为35％以上，更优选为40％以上。应予说明，轧制道次的次数、各道次的压下率没有特别限定，都能够得到本发明的效果。另外，上述压下率的上限没有特别限定，工业上优选为80％左右。
[第1次退火处理的温度区域：t1温度～950℃]
第1次的退火温度区域小于t1温度时，该热处理成为在铁素体和奥氏体的2相域内的热处理，因此在最终组织中含有大量在铁素体和奥氏体的2相域生成的铁素体(多边形铁素体)，未生成期待量的微细的残留奥氏体，难以确保良好的强度与延展性的平衡。另一方面，第1次退火温度超过950℃时，退火中的奥氏体的晶粒粗大化，最终未生成微细的残留奥氏体，仍然难以确保良好的强度与延展性的平衡，生产率降低。此时，t1温度是指ac3点。
应予说明，第1次退火处理的保持时间没有特别限定，优选10s～1000s的范围。
[第1次退火处理后的直到(t2温度+100℃)为止的平均冷却速度：5℃/s以上]
第1次退火处理后的直到(t2温度+100℃)为止的平均冷却速度小于5℃/s时，在冷却中生成铁素体和珠光体，因此在第2次退火前组织中，得不到马氏体单相组织或贝氏体单相组织或马氏体和贝氏体混在一起的组织，最终不生成期待量的微细的残留奥氏体，因此难以确保良好的强度与延展性的平衡。另外，也不损害钢板的材质稳定性。此时，t2温度是指上贝氏体转变开始温度。
因此，第1次退火处理后的直到(t2温度+100℃)为止的平均冷却速度为5℃/s以上，优选为8℃/s以上，更优选为10℃/s以上，进一步优选为15℃/s以上。应予说明，上述平均冷却速度的上限没有特别限定，工业上可实现的为80℃/s左右。
应予说明，在相对于(t2温度+100℃)的低温区域的平均冷却速度没有特别限制，冷却至室温。另外，也可以实施通过过时效段的处理。应予说明，在该温度区域的冷却方法没有特别规定，可以为气体喷射冷却、水雾冷却、水冷、空冷等中的任一种冷却。另外，酸洗按照常规方法即可。应予说明，无需特别限定，如果直到室温或过时效段为止的平均冷却速度超过80℃/s，则钢板形状有可能恶化，因此平均冷却速度优选为80℃/s以下。
通过实施以上所述的第1次退火处理以及其后的冷却处理，从而使第2次退火处理前的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在一起的组织为主体，由此能够在后述的第2次的退火后的冷却、再加热和保持过程中有效地生成上贝氏体。由此，能够确保适当量的微细的残留奥氏体，能够确保良好的延展性。
即，由于通过上述的第1次退火处理以及其后的冷却处理生成的马氏体单相组织或贝氏体单相组织或马氏体与贝氏体的混在一起的组织形成微细的组织，因此其后形成的残留奥氏体也成为微细的组织。这里，由本发明得到的残留奥氏体的平均晶粒直径为0.1～1.5μm左右。
[第2次退火处理的温度区域：740℃～t1温度]
第2次退火温度中的加热温度小于740℃时，无法确保在退火中足够量的奥氏体，最终确保不了所希望的马氏体的面积率和残留奥氏体的体积率，因此确保本发明中所希望的强度和确保良好的强度与延展性的平衡都很难。另一方面，第2次退火温度超过t1温度时，成为奥氏体单相的温度区域，因此最终无法生成期待量的微细的残留奥氏体，仍然难以确保良好的强度与延展性的平衡。应予说明，第2次退火处理的保持时间没有特别限定，优选10s～1000s。
[第2次退火处理后的直到t2温度～(t2温度+150℃)为止的1次冷却的第1平均冷却速度：8℃/s以上]
在本发明中为极其重要的控制因素。通过使第2次退火处理后的直到t2温度～(t2温度+150℃)为止的1次冷却的第1平均冷却速度为8℃/s以上，能够使在其后的冷却和再加热后的保持工序中生成的上贝氏体转变的驱动力提高。这里，第2次退火处理后的直到t2温度～(t2温度+150℃)为止的1次冷却的第1平均冷却速度小于8℃/s时，在冷却中造成铁素体的粗大化和珠光体的生成，因此最终无法生成期待量的微细的残留奥氏体，而且残留奥氏体中的c量也减少，从而难以确保良好的强度与延展性的平衡。另外，还损害钢板的材质稳定性。因此，第2次退火处理后的直到t2温度～(t2温度+150℃)为止的1次冷却的第1平均冷却速度为8℃/s以上。优选为10℃/s以上，更优选为15℃/s以上，进一步优选为20℃/s以上。应予说明，上述平均冷却速度的上限没有特别限定，工业上可实现的为80℃/s左右。
[第2次退火处理后的直到150℃～(t2温度－10℃)为止的2次冷却的第2平均冷却速度：3℃/s以上]
第2次退火处理后的直到150℃～(t2温度－10℃)为止的2次冷却的第2平均冷却速度小于3℃/s时，在冷却中造成铁素体的粗大化和贝氏体、珠光体的生成，因此最终无法生成期待量的微细的残留奥氏体，难以确保良好的强度与延展性的平衡。另外，还损害钢板的材质稳定性。因此，第2次退火处理后的直到150℃～(t2温度－10℃)为止的2次冷却的第2平均冷却速度为3℃/s以上。优选为5℃/s以上，更优选为10℃/s以上，进一步优选为15℃/s以上。应予说明，上述平均冷却速度的上限没有特别限定，工业上可实现的为80℃/s左右。
[第2次退火处理后的平均冷却速度：与第2平均冷却速度相比第1平均冷却速度较大]
在本发明中是极其重要的控制因素。对于第2次退火处理后的平均冷却速度，第1平均冷却速度为第2平均冷却速度以下时，无法充分确保在其后的冷却和再加热后的保持工序中的上贝氏体转变的驱动力，无法确保所希望的上贝氏体和残留奥氏体量。因此，对于第2次退火处理后的平均冷却速度，使第1平均冷却速度大于第2平均冷却速度。应予说明，上述的第1平均冷却速度和第2平均冷却速度之差的上限没有特别限定，工业上可实现的为50℃/s以下。
[第2次退火处理后的冷却停止温度：150℃～(t2温度－10℃)]
在本发明中是极其重要的控制因素。该冷却通过冷却到(t2温度－10℃)以下而使在再加热后的保持工序中生成的上贝氏体转变的过冷度增大。这里，第2次退火处理后的冷却停止温度的下限小于150℃时，未转变奥氏体在该时刻几乎全部马氏体化，因此无法确保所希望的上贝氏体和残留奥氏体量。另一方面，如果第2次退火处理后的冷却停止温度的上限超过(t2温度－10℃)，则上贝氏体量和残留奥氏体量无法确保本发明的规定量。因此，第2次退火处理后的冷却停止温度为150℃～(t2温度－10℃)。
[再加热温度：(t2温度－50℃)～(t2温度+50℃)]
在本发明中是极其重要的控制因素。如果再加热温度超过(t2温度+50℃)，则在再加热后的保持中优先生成针状铁素体，因此难以确保所希望的上贝氏体和残留奥氏体量。另一方面，小于(t2温度－50℃)时，优先生成下贝氏体，因此无法确保所希望的上贝氏体和残留奥氏体量。因此，再加热温度为(t2温度－50℃)～(t2温度+50℃)。优选为(t2温度－40℃)～(t2温度+40℃)。
[再加热温度：(第2次退火处理后的冷却停止温度+5℃)以上]
再加热温度小于(冷却停止温度+5℃)时，无法确保上贝氏体转变的驱动力，无法确保所希望的上贝氏体和残留奥氏体量。因此，再加热温度为(冷却停止温度+5℃)以上。应予说明，上述再加热温度和冷却停止温度的温度差没有具体的上限，再加热温度只要为作为上限温度的(t2温度+50℃)以下即可。
[在再加热温度区域的保持时间：10s以上]
上述在再加热温度区域的保持时间小于10s时，c在奥氏体中的稠化进行的时间不够，最终难以确保所希望的残留奥氏体的体积率。因此，上述在再加热温度区域的保持时间为10s以上。另一方面，滞留超过1000s时，残留奥氏体的体积率不增加，看不到延展性的显著提高并趋于饱和，因此上述在再加热温度区域的保持时间优选为1000s以下。
保持后的冷却无需特别规定，可以通过任意方法冷却到所希望的温度。应予说明，上述所希望的温度优选室温左右。
[镀锌处理]
实施热浸镀锌处理时，将实施了上述退火处理的钢板浸渍于440℃～500℃的镀锌浴中实施热浸镀锌处理后，通过气体擦拭等来调整镀覆附着量。热浸镀锌优选使用al量为0.10质量％～0.23质量％的镀锌浴。另外，实施锌镀的合金化处理时，在热浸镀锌处理后，在470℃～600℃的温度区域实施锌镀的合金化处理。以超过600℃的温度进行合金化处理时，未转变奥氏体向珠光体进行转变，无法确保所希望的残留奥氏体的体积率，有时el降低。因此，进行锌镀的合金化处理时，优选在470℃～600℃的温度区实施锌镀的合金化处理。另外，也可以实施电镀锌处理。另外，镀覆附着量优选每单面为20～80g/m2(双面镀覆)，合金化热浸镀锌钢板(ga)优选通过实施合金化处理使镀层中的fe浓度为7～15质量％。
热处理后的表面光扎的压下率优选0.1％～2.0％的范围。小于0.1％时效果较小，也难以控制，因此将其作为良好范围的下限。另外，如果超过2.0％，则生产率明显降低，因此将其作为良好范围的上限。
表面光扎可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性地进行目标压下率的表面光扎，也可以分为多次进行。其它的制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点考虑，上述的退火、热浸镀锌、镀锌的合金化处理等一系列处理优选利用作为热浸镀锌生产线的cgl(continuousgalvanizingline)进行。热浸镀锌后为了调整镀覆的单位面积质量，可以进行擦拭。应予说明，上述条件以外的镀覆等的条件可以依照热浸镀锌的常规方法。
实施例
(实施例1)
将具有表1中示出的成分组成、剩余部分由fe和不可避免的杂质构成的钢使用转炉进行熔炼，利用连续铸造法制成板坯。将得到的板坯以表2中示出的条件进行加热，热轧后，实施酸洗处理，表2中示出的no.1～11、13～26、28、30、32、33、35～40、42、44实施热轧板热处理，其中的no.32、33、35～40、42、44在热轧板热处理后进一步实施酸洗处理。
接下来，按表2中示出的条件进行冷轧后，按表3中示出的条件实施2次退火处理，得到高强度冷轧钢板(cr)。
此外，对一部分高强度冷轧钢板(cr)实施镀锌处理，得到热浸镀锌钢板(gi)、合金化热浸镀锌钢板(ga)、电镀锌钢板(eg)等。热浸镀锌浴对gi使用含有al：0.14质量％或0.19质量％的锌浴，另外，对ga使用含有al：0.14质量％的锌浴，浴温为470℃。镀覆附着量在gi中为每单面72g/m2或45g/m2(双面镀覆)，另外，在ga中为每单面45g/m2(双面镀覆)。另外，ga使镀层中的fe浓度为9质量％～12质量％。
应予说明，t1温度(℃)使用以下的公式而求出。
t1温度(℃)＝946－203×[％c]1/2+45×[％si]－30×[％mn]+150×[％al]－20×[％cu]+11×[％cr]+400×[％ti]
另外，t2温度(℃)可以通过下式算出。
t2温度(℃)＝740－490×[％c]－100×[％mn]－70×[％cr]
应予说明，[％x]为钢板的成分元素x的质量％，不含有的成分元素为零。
应予说明，t1温度表示ac3点，t2温度表示上贝氏体转变开始温度。
将如上得到的高强度冷轧钢板(cr)、热浸镀锌钢板(gi)、合金化热浸镀锌钢板(ga)、电镀锌钢板(eg)作为受试钢，评价机械特性。机械特性如下进行拉伸试验和扩孔试验来评价。
拉伸试验使用以拉伸试验片的长边为钢板的轧制方向(l方向)、相对于钢板的轧制方向的45°方向(d方向)、相对于钢板的轧制方向的直角方向(c方向)这3个方向的方式采取样品而得的jis5号试验片，依据jisz2241(2011年)进行，测定ts(拉伸强度)和el(总伸长率)。应予说明，本发明中，延展性、即el优异是指将ts×el的值为19000mpa·％以上的情况判断为良好。另外，ts的面内各向异性优异是指将ts的面内各向异性的指标、即│δts│的值为50mpa以下的情况判断为良好。
扩孔试验依据jisz2256(2010年)进行。将得到的各钢板切断为100mm×100mm后，以间隙12％±1％冲裁成直径10mm的孔后，在使用内径75mm的模具以防皱压板压力9ton(88.26kn)按住的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定龟裂产生极限中的孔直径，由下述公式求出极限扩孔率：λ(％)，根据该极限扩孔率的值来评价扩孔性。
极限扩孔率：λ(％)＝{(df－d0)/d0}×100
其中，df为龟裂产生时的孔径(mm)，d0为初期孔径(mm)。应予说明，本发明中，无论钢板的强度如何，将作为拉伸凸缘性的指标的极限扩孔率：λ的值为20％以上的情况都判断为良好。
另外，根据前述的方法，求出铁素体(f)、上贝氏体(ub)和马氏体(m)的面积率，残留奥氏体(ra)的体积率和平均晶粒直径，以及钢板的板厚1/4位置处的γ-纤维与α-纤维的逆强度比。
将对如此得到的各钢板的钢板组织进行调查的结果示于表4。另外，将各钢板的机械特性的测定结果示于表5。
[表2]
表2
下划线部分：表示本发明范围外。
[表3]
表3
下划线部分：表示本发明范围外。
*cr：冷轧钢板(无镀覆)gi：热浸镀锌钢板(无锌镀的合金化处理)ga：合金化热浸镀锌钢板
eg：电镀锌钢板
[表4]
表4
下划线部分：表示本发明范围外。
f：铁素体ub：上贝氏体m：马氏体tm：回火马氏体ra：残留奥氏体
p：珠光体lb：下马氏体θ：渗碳体af：针状铁素体
[表5]
表5
下划线部分：表示本发明范围外。
如表5所示，本发明例中，ts为780mpa以上，延展性和拉伸凸缘性优异，具有较高的强度与延展性的平衡，且ts的面内各向异性也优异。另一方面，比较例中，强度、延展性、拉伸凸缘性、强度与延展性的平衡、ts的面内各向异性中的任一者以上差。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明不限定于形成基于本实施方式的本发明的公开的一部分的描述。即，基于本实施方式由本领域技术人员等所作出的其它实施方式、实施例和运用技术等全部包含在本发明的范围内。例如，在上述制造方法的一系列热处理中，只要满足热历程条件，则对钢板实施热处理等就没有特别限定。
产业上的可利用性
根据本发明，能够制造具有780mpa以上的ts、延展性和拉伸凸缘性均优异、且ts的面内各向异性也优异的高强度钢板。另外，通过将根据本发明的制造方法所得到的高强度钢板应用于例如汽车结构部件，能够实现由车体轻量化所带来的油耗效率改善，产业上的利用价值极大。