本发明涉及主要适于汽车的结构构件的成型性优异的高强度钢板及其制造方法，特别是获得具有780mpa以上的拉伸强度(ts)，拉伸凸缘性优异，并且ts的面内各向异性优异的高强度钢板的方法。
背景技术：
近年来，为了确保碰撞时的乘客的安全性、利用车身轻质化改善油耗，正在积极推进使ts为780mpa以上且板厚薄的高强度钢板应用于汽车结构构件。而且，最近还正在研究具有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降低，因此难以兼顾高强度和优异的成型性，期望同时保持高强度和优异的成型性的钢板。
另外，随着钢板的高强度化、薄壁化，钢板的形状冻结性显著降低。因此，为了应对这样的情况，广泛进行了在压制成型时预测脱模后的形状变化、并设计预计了形状变化量的模具的实践。
然而，在钢板的ts大幅变化的情况下，将形状变化作为一定的预测量的形状变化量与目标的偏差增大，引起形状不良。而且，变成该形状不良的钢板在压制成型后，需要逐一的对形状进行板金加工等修整，因此批量生产效率显著降低。因此，要求钢板的ts的波动尽可能小。
作为与上述的要求对应的钢板，例如专利文献1中公开了一种高强度钢板，其具有如下成分组成：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％以下及ca：0.0020％以下，余量由fe及不可避免的杂质构成，所述钢板具有如下组织：以相对于组织总体的面积比率计，铁素体相和贝氏体相的总计为40～70％，马氏体相为20～50％，残留奥氏体相为10～30％，由此，所述钢板的拉伸强度900mpa以上，且赋予了优异的伸长率、拉伸凸缘性、弯曲性。
另外，专利文献2中公开了一种高强度钢板，其具有如下钢成分：以质量％计，含有c：0.10％以上且0.59％以下、si：3.0％以下、mn：0.5％以上且3.0％以下、p：0.1％以下、s：0.07％以下、al：3.0％以下及n：0.010％以下，且满足[si％]+[al％]([x％]为元素x的质量％)为0.7％以上，余量由fe及不可避免的杂质的组成构成，所述钢板具有如下组织：以相对于钢板组织总体的面积率计，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总计为40％以上，上述马氏体中25％以上为回火马氏体，多边形铁素体相对于钢板组织总体的面积率为大于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粒构成的一组铁素体粒设为多边形铁素体粒组时，其平均直径为15μm以下，而且上述残留奥氏体中的平均c量为0.70质量％以上，由此，使延展性及拉伸凸缘性优异，且拉伸强度为780～1400mpa。
另外，在专利文献3中公开了一种高强度钢板，其具有如下成分组成：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：大于0％且0.1％以下及s：大于0％且0.05％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成，该钢板的金属组织包含多边形铁素体、贝氏体、回火马氏体及残留奥氏体，相对于金属组织总体，上述多边形铁素体的面积率a为10～50％，上述贝氏体由高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体的复合组织构成，对于所述高温区域生成贝氏体而言，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为1μm以上，对于所述低温区域生成贝氏体而言，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，上述高温区域生成贝氏体的面积率相对于金属组织总体满足大于0％且80％以下，上述低温区域生成贝氏体与上述回火马氏体的总面积率相对于金属组织总体满足大于0％且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总体为5％以上，对于拉伸强度为780mpa以上的高强度钢板，具有良好的延展性，并且具有低温韧性优异的特性。
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：
发明所要解决的技术问题
然而，专利文献1～3中记载的高强度钢板公开了加工性当中伸长率、拉伸凸缘性及弯曲性优异的情况，但对于ts的面内各向异性没有考虑。
本发明是鉴于该情况而开发的，其目的在于提供通过积极利用下贝氏体组织，使适量的残留奥氏体微细分散，从而具有780mpa以上的ts，同时拉伸凸缘性优异，并且ts的面内各向异性优异的高强度钢板、及其有利的制造方法。
需要说明的是，在本发明中，拉伸凸缘性优异是指作为拉伸凸缘性的指标的λ的值为20％以上而与钢板的强度无关。
另外，所谓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。需要说明的是，│δts│根据下式(1)求出。
│δts│＝(tsl-2×tsd+tsc)/2······(1)
其中，tsl、tsd及tsc是指，使用分别从钢板的轧制方向(l方向)、与钢板的轧制方向成45°方向(d方向)、与钢板的轧制方向成直角方向(c方向)的三个方向采集的jis5号试验片，按照jisz2241(2011年)的规定为基准，以滑块速度10mm/分进行拉伸试验而测定得到的ts的值。
用于解决问题的方法
发明人等为了开发具有780mpa以上的ts且拉伸凸缘性优异、并且ts的面内各向异性优异的高强度钢板，深入进行了研究，发现以下的情况。
(1)将适当地调整了成分组成的钢坯加热后，进行热轧，根据需要实施热轧板退火，使热轧板软化，然后，进行冷轧，加热得到的冷轧板，在奥氏体单相区域的第一次退火后进行控制冷却，抑制铁素体相变及珠光体相变，使第二次退火前的组织为以马氏体单相组织、或贝氏体单相组织、或马氏体和贝氏体混合存在的组织作为主体，由此，可在最终退火后的组织中适量含有微细的残留奥氏体。
(2)另外，在铁素体+奥氏体的二相区域的第二次退火后的冷却过程中，通过冷却至马氏体相变开始温度以下，能够适当地控制下贝氏体相变的过冷程度。其结果是，通过随后升温至下贝氏体生成温度范围，可增大下贝氏体相变的驱动力，能够有效地生成下贝氏体组织。
由此，使第二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合存在的组织作为主体，在随后的第二次退火时适当地控制下贝氏体相变的过冷程度，从而可充分利用下贝氏体组织，同时能够实现残留奥氏体的微细分散化。
其结果是可以制造具有780mpa以上的ts、而且拉伸凸缘性优异、且ts的面内各向异性优异的高强度钢板。
本发明是基于上述见解而完成的。
即，本发明的主旨如下。
1.一种高强度钢板，其具有以下成分组成：以质量％计，含有
c：0.08％以上且0.35％以下、
si：0.50％以上且2.50％以下、
mn：1.50％以上且3.00％以下、
p：0.001％以上且0.100％以下、
s：0.0001％以上且0.0200％以下、以及
n：0.0005％以上且0.0100％以下，余量由fe及不可避免的杂质构成，
所述高强度钢板具有以下钢组织：以面积率计，
铁素体为20％以上且50％以下、
下贝氏体为5％以上且40％以下、
马氏体为1％以上且20％以下、
回火马氏体为20％以下，
以体积率计，残留奥氏体为5％以上，所述残留奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下，且
钢板的集合组织具有以γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比计为3.0以下的微观组织。
2.在上述1所述的高强度钢板中，还含有选自以下的至少1种元素：
以质量％计，
al：0.01％以上且1.00％以下、
ti：0.005％以上且0.100％以下、
nb：0.005％以上且0.100％以下、
v：0.005％以上且0.100％以下、
b：0.0001％以上且0.0050％以下、
cr：0.05％以上且1.00％以下、
cu：0.05％以上且1.00％以下、
sb：0.0020％以上且0.2000％以下、
sn：0.0020％以上且0.2000％以下、
ta：0.0010％以上且0.1000％以下、
ca：0.0003％以上且0.0050％以下、
mg：0.0003％以上且0.0050％以下、以及
rem：0.0003％以上且0.0050％以下。
3.一种高强度钢板的制造方法，其是制造上述1或2所述的高强度钢板的方法，该方法包括：
将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在精轧出口侧的温度为800℃以上且1000℃以下进行热轧，在卷取温度为300℃以上且700℃以下进行卷取，在酸洗处理后，直接或在450℃以上且800℃以下的温度范围保持了900秒钟以上且36000秒钟以下的时间后，以30％以上的压下率实施冷轧，接着，将得到的冷轧板在t1温度以上且950℃以下实施第一次退火处理后，在平均冷却速度为5℃/秒以上的条件下冷却至至少t2温度，然后冷却至室温，
接着，再加热至740℃以上且t1温度以下的温度范围，实施第二次退火处理，进一步将至少至t2温度的平均冷却速度设为8℃/秒以上，冷却至冷却停止温度(t3温度-150℃)以上且t3温度以下，接着，再加热至(t2温度-10℃)以下的再加热温度范围，且将再加热温度设为(冷却停止温度+5℃)以上，在该再加热温度范围保持10秒钟以上的时间。
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]
t3温度(℃)＝445-566×[％c]-150×[％c]×[％mn]+15×[％cr]-67.6×[％c]×[％cr]-7.5×[％si]
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，其在上述1或2所述的高强度钢板的表面具有镀锌层。
发明的效果
根据本发明，能够有效得到具有780mpa以上的ts、拉伸凸缘性优异、且ts的面内各向异性优异的高强度钢板。
因此，通过将根据本发明得到的高强度钢板应用于例如汽车结构构件，可以实现车身轻质化带来的油耗改善，在工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，对在本发明中将高强度钢板的成分组成限定为上述范围的原因进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，表示钢的成分元素的含量的“％”只要没有特别说明，就是指“质量％”。
[c：0.08％以上且0.35％以下]
c(碳)是确保钢板的高强度化及稳定的残留奥氏体量所需要的不可缺少的元素，是为了确保马氏体量及在室温下使奥氏体残留所需要的元素。
c量低于0.08％时，难以确保钢板的强度和加工性。另一方面，c量超过0.35％时，会产生钢板的脆化、延迟断裂的隐患，而且，焊接部及热影响部的硬化显著，焊接性变差。因此，c量设定为0.08％以上且0.35％以下。优选为0.12％以上且0.30％以下，更优选为0.15％以上且0.26％以下。
[si：0.50％以上且2.50％以下]
si(硅)对于通过抑制碳化物的生成、促进残留奥氏体的生成而提高钢板的延展性是有用的元素。另外，对于抑制残留奥氏体分解引起的碳化物生成也是有效的。而且，由于在铁素体中具有高的固溶强化能力，因此有助于钢的强度提高。另外，固溶于铁素体的si具有提高加工硬化能力，提高铁素体自身的延展性的效果。
为了获得这样的效果，需要含有0.50％以上的si量。另一方面，si量超过2.50％时，会导致铁素体中的固溶量的增加而造成加工性、韧性变差，另外，引起红氧化皮等的产生而导致的表面性状变差，或者在实施熔融镀敷的情况下，引起镀敷的附着性及密合性变差。因此，si量设定为0.50％以上且2.50％以下，优选为0.80％以上且2.00％以下，更优选为1.00％以上且1.80％以下，进一步优选为1.20％以上且1.80％以下。
[mn：1.50％以上且3.00％以下]
mn(锰)对于确保钢板的强度是有效的。而且，提高淬火性使复合组织化变得容易。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，使从奥氏体向马氏体的相变变得容易。为了获得这样的效果，需要使mn量为1.50％以上。另一方面，在mn量超过3.00％时，板厚方向的mn偏析变得明显，导致材质稳定性的降低。另外，引起铸造性变差等。因此，mn量设为1.50％以上且3.00％以下，优选为1.50％以上且2.70％以下，更优选为1.80％以上且2.40％以下。
[p：0.001％以上且0.100％以下]
p(磷)具有固溶强化的作用，是可根据希望的强度而添加的元素。另外，是为了促进铁素体相变而对复合组织化也有效的元素。为了获得这样的效果，需要使p量为0.001％以上。另一方面，p量超过0.100％时，导致焊接性变差，并且在对镀锌层进行合金化处理的情况下，会使合金化速度大幅度降低，损害镀锌层的品质。而且，因晶界偏析而发生脆化，由此使耐冲击性变差。因此，p量设定为0.001％以上且0.100％以下，优选为0.005％以上且0.050％以下。
[s：0.0001％以上且0.0200％以下]
s(硫)偏析于晶界且在热加工时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在，使局部变形能力降低。因此，钢中含量需要设定为0.0200％以下。另一方面，由于生产技术上的限制，需要使s量为0.0001％以上。因此，s量设定为0.0001％以上且0.0200％以下，优选为0.0001％以上且0.0050％以下。
[n：0.0005％以上且0.0100％以下]
n(氮)是使钢的耐时效性最大程度变差的元素。特别是在n量超过0.0100％时，耐时效性变差变得显著，因此其量越少越好，由于生产技术上的限制，n量需要为0.0005％以上。因此，n量设定为0.0005％以上且0.0100％以下，优选为0.0005％以上且0.0070％以下。
本发明的高强度钢板除了上述的基本成分以外，根据需要，还可以单独或复合含有选自al、ti、nb、v、b、cr、cu、sb、sn、ta、ca、mg及rem中的至少一种元素。需要说明的是，钢板的成分组成的余量是fe及不可避免的杂质。
[al：0.01％以上且1.00％以下]
al(铝)对于抑制碳化物的生成并促进残留奥氏体的生成是有效的元素。另外，是炼钢工序中作为脱氧剂而添加的元素。为了获得这样的效果，需要使al量为0.01％以上。另一方面，al量超过1.00％时，钢板中的夹杂物增多，使延展性变差。因此，al量设定为0.01％以上且1.00％以下，优选为0.03％以上且0.50％以下。
ti：0.005％以上且0.100％以下、nb：0.005％以上且0.100％以下、v：0.005％以上且0.100％以下
ti(钛)、nb(铌)及v(钒)在热轧时或退火时形成微细的析出物，使强度升高。为了获得这样的效果，ti、nb及v需要分别添加0.005％以上。另一方面，ti、nb及v量分别超过0.100％时，成型性降低。因此，在添加ti、nb及v的情况下，其含量分别设定为0.005％以上且0.100％以下。
b：0.0001％以上且0.0050％以下
b(硼)是对于钢的强化有效的元素，其添加效果在0.0001％以上时获得。另一方面，在b过量添加超过0.0050％时，马氏体的面积率变得过大，产生明显的强度升高导致延展性降低的隐患。因此，b量设定为0.0001％以上且0.0050％以下，优选为0.0005％以上且0.0030％以下。
cr：0.05％以上且1.00％以下、cu：0.05％以上且1.00％以下
cr(铬)及cu(铜)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，复合组织化变得容易。为了获得这样的效果，cr量及cu量需要分别设定为0.05％以上。另一方面，cr量、cu量均超过1.00％时，钢板的成型性降低。因此，在添加cr及cu的情况下，其含量分别设定为0.05％以上且1.00％以下。
sb：0.0020％以上且0.2000％以下、sn：0.0020％以上且0.2000％以下
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的数十μm左右的区域的脱炭的观点考虑，根据需要添加sb(锑)及sn(锡)。这是由于，在抑制这样的氮化、氧化时，防止钢板表面的马氏体的生成量减少，对于确保钢板的强度、材质稳定性是有效的。另一方面，对于这些任一元素，均过量添加超过0.2000％时，会导致韧性降低。因此，在添加sb及sn的情况下，其含量分别设定为0.0020％以上且0.2000％以下的范围内。
ta：0.0010％以上且0.1000％以下
ta(钽)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。而且，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，显著抑制析出物的粗大化，可以认为具有使析出强化产生的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，上述的析出物稳定化的效果通过将ta的含量设定为0.0010％以上而得到，另一方面，即使过量添加ta，析出物稳定化效果也饱和，而且合金成本增加。因此，在添加ta的情况下，其含量为0.0010％以上且0.1000％以下的范围内。
ca：0.0003％以上且0.0050％以下、mg：0.0003％以上且0.0050％以下及rem：0.0003％以上且0.0050％以下
ca(钙)、mg(镁)及rem(稀土元素)是用于脱氧的元素，并且是对于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对局部延展性及拉伸凸缘性的不良影响的有效元素。为了获得该效果，需要分别添加0.0003％以上。然而，在过量添加ca、mg及rem超过0.0050％时，引起夹杂物等的增加，在表面、内部产生缺陷等。因此，在添加ca、mg及rem的情况下，其含量分别设定为0.0003％以上且0.0050％以下。
接着，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％以上且50％以下]
在本发明中是极重要的发明结构要件。本发明的高强度钢板由在富于延展性的软质的铁素体中分散主要担负延展性的残留奥氏体和担负强度的下贝氏体的复合组织构成。另外，为了确保充分的延展性及强度和延展性的平衡，需要将在第二次退火及冷却过程中生成的铁素体的面积率设定为20％以上。另一方面，为了确保强度，需要将铁素体的面积率设定为50％以下。
[下贝氏体的面积率：5％以上且40％以下]
在本发明中是极重要的发明构成要件。
为了使未相变奥氏体中的c富集、且得到在加工时能够在高应变区域表现出trip效果的残留奥氏体，贝氏体的生成是必须的。另外，为了高强度化，使贝氏体自身的强度升高也是有效的，与上贝氏体相比，下贝氏体对高强度化是有利的。
以下，对贝氏体、特别是对下贝氏体进行说明。从奥氏体向贝氏体的相变在约150～550℃的广大温度范围发生，在该温度范围内生成的贝氏体中存在各种贝氏体。在现有的技术中，大多将这样的各种贝氏体简单限定为贝氏体，但本发明中为了得到目标的加工性，需要严格限定贝氏体组织，因此分为上贝氏体和下贝氏体进行限定。
这里，上贝氏体及下贝氏体如下所述进行定义。
上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，其特征在于，在板条状的贝氏体铁素体中不存在有规则地排列的细的碳化物。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，这与上贝氏体相同，但其特征在于，在下贝氏体中，在板条状的贝氏体铁素体中存在有规则地排列的细的碳化物。
即，上贝氏体和下贝氏体可通过贝氏体铁素体中有无规则排列的细的碳化物来区分。这样的贝氏体铁素体中的碳化物的生成状态的差异对c向残留奥氏体中的富集及贝氏体的硬度造成很大的影响。
在本发明中，下贝氏体的面积率低于5％时，在第二次退火后的保持过程中，因下贝氏体相变产生的c向奥氏体的富集未充分进行，因此加工时能够在高应变区域表现出trip效果的残留奥氏体量减少。而且，在第二次退火后的保持过程中未相变奥氏体的百分率升高，冷却后的马氏体的百分率升高，因此ts虽然上升，但延展性及拉伸凸缘性降低。因此，下贝氏体的面积率以相对于钢板组织总体的面积率计需要为5％以上。另一方面，下贝氏体的面积率超过40％时，对延展性有利的铁素体的百分率降低，因此ts虽然上升，但ei减少，因此设定为40％以下。因此，下贝氏体以面积率计设定为5％以上且40％以下的范围，优选为6％以上且30％以下的范围，更优选为7％以上且25％以下的范围。
[马氏体的面积率：1％以上且20％以下]
在本发明中，为了确保钢板的强度，以面积率计需要1％以上的马氏体。另一方面，为了确保良好的延展性，以面积率计需要将马氏体设定为20％以下。需要说明的是，为了确保更良好的延展性及拉伸凸缘性，马氏体的面积率优选设定为15％以下。
[回火马氏体的面积率：20％以下]
回火马氏体是在第二次退火处理中冷却停止后的再加热及保持的过程中产生的，在本发明中，回火马氏体的量以面积率计超过20％时，下贝氏体的生成比例减少，其结果是，由于残留奥氏体的百分率减少，因此延展性降低。对于这一点而言，在将回火马氏体的量以面积率计设定为20％以下的情况下、即在将第二次退火后再加热及保持过程中的马氏体的生成比例设定为20％以下的情况下，具有促进再加热后的保持过程中的下贝氏体的生成的效果。因此，回火马氏体的面积率设定为20％以下，优选设定为15％以下，可以为0％。
需要说明的是，铁素体及马氏体的面积率可以通过以下方式求出，将钢板的与轧制方向平行的板厚截面(l截面)进行抛光后，用1体积％硝酸乙醇液进行腐蚀，使用sem(scanningeiectronmicroscope；扫描电子显微镜)以3000倍的倍率对板厚1/4位置(从钢板表面起沿深宽方向相当于板厚的1/4的位置)观察3个视场，将得到的组织图像使用adobesystems公司的adobephotoshop计算出3个视场量的结构相(铁素体及马氏体)的面积率，并对这些值进行平均，从而求出。另外，在上述的组织图像中，铁素体呈现灰色的组织(基底组织)，另外，马氏体呈现白色的组织。
另外，在sem观察中，下贝氏体和回火马氏体均呈现出在灰色的基底中析出有微细的白色碳化物的组织，因此难以对它们进行区分。因此，下贝氏体和回火马氏体通过使用tem(transmissioneiectronmicroscopy)观察碳化物的变体形态来进行区分。需要说明的是，下贝氏体的碳化物形态是在下部组织内部沿一个方向规则地析出的单一变体，与此相对，回火马氏体的碳化物是在下部组织内部析出方向为无规的多变体。显示出这些特征的下贝氏体和回火马氏体的面积率可以通过以下方式求出，使用tem观察10个视场的1.5μm见方的区域，得到的组织图像使用上述adobephotoshop计算出10个视场量的结构相(下贝氏体及回火马氏体)的面积率，对这些值进行平均，从而求出。
[残留奥氏体的体积率：5％以上]
在本发明中，为了确保良好的延展性及强度与延展性的平衡，以体积率计需要将残留奥氏体的量设定为5％以上。为了确保更良好的延展性及强度与延展性的平衡，以体积率计优选将残留奥氏体的量设定为8％以上，进一步优选为10％以上。需要说明的是，残留奥氏体量的上限以体积率计优选设定为20％。
需要说明的是，对于残留奥氏体的体积率而言，将钢板沿板厚方向磨削/抛光至板厚的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，根据奥氏体的(200)、(220)、(311)各面相对于铁素体的(200)、(211)各面的衍射强度的强度比计算出残留奥氏体量。
[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及材质稳定性的提高。因此，为了确保良好的延展性及材质稳定性，需要将残留奥氏体的平均结晶粒径设定为2μm以下。为了确保更良好的延展性及材质稳定性，优选将残留奥氏体的平均结晶粒径设定为1.5μm以下。
需要说明的是，在本发明中，使用tem(透射电子显微镜)以15000倍的倍率观察20个视场，使用得到的组织图像利用mediacybernetics公司的image-pro求出各残留奥氏体晶粒的面积，计算出等效圆直径，对这些值进行平均，从而可以求出残留奥氏体的平均结晶粒径。需要说明的是，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等效圆直径计设定为10nm。
另外，在根据本发明的微观组织中，除了上述的铁素体、下贝氏体、马氏体、回火马氏体及残留奥氏体以外，有时也包含珠光体、渗碳体等碳化物及作为其它钢板组织而公知的组织，它们的比例以面积率计只要为5％以下，就不会损害本发明的效果。
接着，对钢板的集合组织进行说明。
[γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比(inverseintensityratio)：3.0以下]
α-纤维是＜110＞轴与轧制方向平行的纤维集合组织，另外，γ-纤维是＜111＞轴与轧制面的法线方向平行的纤维集合组织。体心立方金属中具有如下特征，α-纤维及γ-纤维通过轧制变形而非常发达，在再晶体退火后，这些集合组织也残留。
在本发明中，钢板的集合组织的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比超过3.0时，集合组织沿钢板的特定方向取向，机械特性的面内各向异性、特别是ts的面内各向异性增大。因此，钢板的集合组织的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比设定为3.0以下，优选设定为2.5以下。
需要说明的是，γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比的下限没有特别限制，优选设定为0.5以上。
需要说明的是，在通过现有的通常制造方法得到的高强度钢板中，γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比为3.0～4.0左右，但根据本发明，通过在第一次退火时在奥氏体单相区域实施退火，可以适当降低该逆强度比。
需要说明的是，γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比可以通过以下方式计算，通过湿法抛光及使用了胶体二氧化硅溶液的抛光将表面进行了平滑化，然后，将钢板的与轧制方向平行的板厚截面(l截面)用0.1体积％的硝酸乙醇液进行腐蚀，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，使用sem-ebsd(eiectronback-scatterdiffraction；电子背散射衍射)法对于板厚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)测定结晶位向，对得到的数据使用ametekedax公司的oimanalysis，分别求出α-纤维及γ-纤维的逆强度，从而计算。
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。
将具有上述的限定成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，将精轧出口侧温度设为800℃以上且1000℃以下进行热轧，将卷取温度设为300℃以上且700℃以下进行卷取。接着，在进行酸洗处理后，直接或在450℃以上且800℃以下的温度范围保持900秒钟以上且36000秒钟以下之间保持后，以30％以上的压下率实施冷轧。接着，将得到的冷轧板在t1温度以上且950℃以下实施第一次退火处理，然后，在平均冷却速度为5℃/秒以上的条件下至少冷却至t2温度后，冷却至室温。接着，再加热至740℃以上且t1温度以下的温度范围，实施第二次退火处理，进而将至少至t2温度的平均冷却速度设定为8℃/秒以上，冷却至冷却停止温度(t3温度-150℃)以上且t3温度以下。接着，再加热至(t2温度-10℃)以下的再加热温度范围，且再加热温度设定为(冷却停止温度+5℃)以上，并在该再加热温度范围保持10秒钟以上的时间。
另外，本发明的高强度镀锌钢板可以通过对上述的高强度钢板实施公知公用的镀锌处理来制造。
以下，对各制造工序进行说明。
在本发明中，将具有上述的限定成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，将精轧出口侧温度设为800℃以上且1000℃以下进行热轧，将卷取温度设为300℃以上且700℃以下进行卷取。
[钢坯的加热温度：1100℃以上且1300℃以下]
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，对于强度没有帮助，因此需要使铸造时析出的析出物再溶解。
这里，在钢坯的加热温度低于1100℃时，难以充分溶解析出物，产生因轧制负载增大引起的热轧时发生不良情况的危险增大等的问题。另外，还需要将钢坯表层的气泡、偏析等缺陷除去，减少钢板表面的裂纹、凹凸，实现平滑的钢板表面。另外，在铸造时生成的析出物未再溶解而以粗大的析出物的形式残留的情况下，也会产生延展性及拉伸凸缘性降低的问题。而且，不能有效地生成残留奥氏体，存在延展性下降的隐患。因此，钢坯的加热温度需要设为1100℃以上。另一方面，在钢坯的加热温度超过1300℃时，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℃以上且1300℃以下，优选为1150℃以上且1280℃以下，进一步优选为1150℃以上且1250℃以下。
[精轧出口侧温度：800℃以上且1000℃以下]
加热后的钢坯通过粗轧及精轧进行热轧而制成热轧钢板。此时，精轧出口侧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增多，基础钢板与氧化物的界面变粗糙，存在酸洗、冷轧后的表面品质变差的倾向。另外，酸洗后在局部存在热轧氧化皮的残留等时，对延展性、拉伸凸缘性造成不良影响。另外，结晶粒径变得过度粗大，有时会在加工时发生压制品表面粗糙。
另一方面，精轧出口侧温度低于800℃时，轧制负载增大，轧制负担变大，奥氏体在未再晶体状态下的压下率增高，异常的集合组织发达，最终产品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，需要将热轧的精轧出口侧温度设定为800℃以上且1000℃以下，优选为820℃以上且950℃以下的范围。
需要说明的是，为了防止宏观偏析，优选钢坯通过连续铸造法来制造，但也可以通过铸锭法、薄钢坯铸造法等来制造。另外，除了在制造了钢坯之后暂时冷却至室温、然后进行再加热的现有方法以外，还可以没有问题地应用不冷却至室温而将热片直接装入加热炉、或者在稍作保热后立即进行热轧的直送轧制/直接轧制等节能工艺。另外，钢坯在通常的条件下通过粗轧制成板料，但在降低了加热温度的情况下，从防止热轧时的不良情况的观点考虑，优选在精轧前使用板带加热器等对板料进行加热。
[热轧后的卷取温度：300℃以上且700℃以下]
热轧后的卷取温度超过700℃时，热轧板组织的铁素体的结晶粒径增大，难以确保最终退火板的期望的强度及延展性。另一方面，热轧后的卷取温度低于300℃时，热轧板强度上升，冷轧中的轧制负担增大，生产性降低。另外，在对以马氏体作为主体的硬质热轧板实施冷轧时，易产生沿着马氏体的旧奥氏体晶界的微小的内部裂纹(脆性裂纹)，而且，由于最终退火板的粒径微细化、且硬质相百分率增大，因此最终退火板的延展性及拉伸凸缘性降低。因此，需要将热轧后的卷取温度设定为300℃以上且700℃以下，优选为400℃以上且650℃以下，更优选为400℃以上且600℃以下。
需要说明的是，也可以在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，也可以将粗轧板暂时卷取。另外，为了降低热轧时的轧制负载，还可以将精轧的一部分或全部设为润滑轧制。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。需要说明的是，优选润滑轧制时的摩擦系数设为0.10以上且0.25以下的范围。
对这样制造的热轧钢板进行酸洗。由于酸洗可除去钢板表面的氧化物，因此，对于确保最终产品的高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀敷品质是重要的。另外，酸洗可以进行一次，也可以分为多次。
在上述的酸洗处理后，直接、或者在450℃以上且800℃以下的温度范围保持900秒钟以上且36000秒钟以下的时间后，以压下率30％以上实施冷轧。
接着，在t1温度以上且950℃以下的温度范围实施了第一次退火处理，然后，在平均冷却速度为5℃/秒以上的条件下至少冷却至t2温度后，冷却至室温。
[热轧板酸洗处理后的热处理温度范围和保持时间：在450℃以上且800℃以下的温度范围保持900秒钟以上且36000秒钟以下的时间]
在热处理温度范围低于450℃或热处理保持时间少于900秒钟时，热轧后的回火不充分，因此，随后的冷轧时形成铁素体、贝氏体及马氏体混合存在的不均匀的组织，受到该热轧板组织的影响，均匀微细化变得不充分。其结果是，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、拉伸凸缘性及材质稳定性(面内各向异性)降低。
另一方面，在热处理保持时间超过36000秒钟的情况下，有时会对生产性产生不良影响。另外，在热处理温度范围超过800℃的情况下，成为铁素体和马氏体或珠光体不均匀且硬质化的粗大的两相组织，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、拉伸凸缘性及材质稳定性仍然降低。
因此，需要将热轧板酸洗处理后的热处理温度范围设为450℃以上且800℃以下，将保持时间设为900秒钟以上且36000秒钟以下。
[冷轧时的压下率：30％以上]
冷轧时的压下率低于30％的情况下，在接下来的退火时，成为向奥氏体逆相变的核的晶界、每单位体积的位错的总数减少，难以得到上述的最终的微观组织。而且，微观组织中产生不均匀时，钢板的延展性及面内各向异性降低。因此，冷轧时的压下率需要设定为30％以上，优选为35％以上，更优选为40％以上。需要说明的是，可以对于轧制道次的次数、各道次的压下率没有特别限定地得到本发明的效果。另外，上述压下率的上限没有特别限定，工业上优选设定为80％左右。
[第一次退火处理的温度范围：t1温度以上且950℃以下]
在第一次退火温度范围低于t1温度的情况下，该热处理为在铁素体和奥氏体的两相区域的热处理，因此，在最终组织中大量含有在铁素体和奥氏体的两相区域生成的铁素体(多边形铁素体)，无法生产希望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，在第一次退火温度超过950℃的情况下，退火中的奥氏体的晶粒粗大化，最终无法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，生产性降低。这里，t1温度是指ac3点。
需要说明的是，第一次退火处理的保持时间没有特别限定，优选为10秒钟以上且1000秒钟以下的范围。
[至第一次退火处理后的t2温度的平均冷却速度：5℃/秒以上]
在第一次退火处理后，至少至t2温度的平均冷却速度低于5℃/秒时，在冷却中生成铁素体及珠光体，因此，在第二次退火前组织中无法得到马氏体单相组织、或者贝氏体单相组织、或者马氏体与贝氏体混合存在的组织，最终无法生成希望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，也损害钢板的材质稳定性(面内各向异性)。需要说明的是，t2温度是指上贝氏体相变开始温度。
因此，在第一次退火处理后，至少至t2温度的平均冷却速度设定为5℃/秒以上，优选为8℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上，进一步优选为15℃/秒以上。需要说明的是，上述平均冷却速度的上限没有特别限定，工业上可以达到80℃/秒左右。
需要说明的是，对低于t2温度的低温范围的平均冷却速度没有特别限制，冷却至室温。另外，也可以实施使其通过过时效带的处理。需要说明的是，该温度范围的冷却方法没有特别限定，可以为气体喷射冷却、雾冷、水冷、空冷等任一种冷却。另外，酸洗可以根据常规方法进行。需要说明的是，不需要特别进行限定，但至室温或过时效带的平均冷却速度超过80℃/秒时，钢板形状有可能变差，因此优选平均冷却速度为80℃/秒以下。
通过实施以上所述的第一次退火处理及随后的冷却处理，使第二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、或马氏体与贝氏体混合存在的组织作为主体，由此，在后述的第二次退火后的冷却、再加热及保持过程中能够有效生成下贝氏体。由此，可确保适合量的微细的残留奥氏体，能够确保良好的延展性。
即，通过上述的第一次退火处理及随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合存在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，优选通过本发明得到的残留奥氏体的平均结晶粒径为0.1～1.5μm左右。
[第二次退火处理的温度范围：740℃以上且t1温度以下]
在第二次退火温度中的加热温度低于740℃的情况下，无法在退火中确保足够量的奥氏体，无法最终确保期望的马氏体的面积率和残留奥氏体的体积率，因此，难以确保本发明中期望的强度和良好的强度与延展性的平衡。另一方面，在第二次退火温度超过t1温度的情况下，由于处于奥氏体单相的温度范围，因此最终无法生成期望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。需要说明的是，第二次退火处理的保持时间没有特别限定，优选为10秒钟以上且1000秒钟以下。
[至第二次退火处理后的t2温度的平均冷却速度：8℃/秒以上]
在第二次退火处理后，至少至t2温度的平均冷却速度低于8℃/秒时，在冷却中，不仅铁素体粗大化，而且生成珠光体，因此，最终无法生成期望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，也会损害钢板的材质稳定性。因此，在第二次退火处理后，至少至t2温度的平均冷却速度设定为8℃/秒以上，优选为10℃/秒以上，更优选为15℃/秒以上。需要说明的是，上述平均冷却速度的上限没有特别限定，在工业上可到达80℃/秒左右。需要说明的是，对于从t2温度至后述的冷却停止温度的冷却速度没有特别限制。
[第二次退火处理后的冷却停止温度：(t3温度-150℃)以上且t3温度以下]
在本发明中是极重要的控制因子。该冷却通过冷却至t3温度以下，使再加热后的保持工序中生成的下贝氏体相变的过冷程度上升。这里，第二次退火处理后的冷却停止温度的下限低于(t3温度-150℃)时，未相变奥氏体在该时刻几乎全部发生马氏体化，因此无法确保期望的下贝氏体及残留奥氏体量。另一方面，第二次退火处理后的冷却停止温度的上限超过t3温度时，无法确保本发明的给定量的下贝氏体量及残留奥氏体量。因此，第二次退火处理后的冷却停止温度设定为(t3温度-150℃)以上且t3温度以下。这里，t3温度是指马氏体相变开始温度。
[再加热温度：(第二次退火处理后的冷却停止温度+5℃)以上且(t2温度-10℃)以下]
在本发明中是极重要的控制因子。再加热温度超过(t2温度-10℃)时，由于生成上贝氏体，因此难以确保期望的强度。另一方面，再加热温度低于(第二次退火处理后的冷却停止温度+5℃)时，无法确保下贝氏体相变的驱动力，不能确保期望的下贝氏体及残留奥氏体量。因此，再加热温度设定为(第二次退火处理后的冷却停止温度+5℃)以上且(t2温度-10℃)以下。需要说明的是，上述再加热温度低于150℃时，难以生成下贝氏体，因此再加热温度优选设定为(第二次退火处理后的冷却停止温度+5℃)以上且150℃以上。
[再加热温度范围的保持时间：10秒钟以上]
在上述再加热温度范围的保持时间低于10秒钟时，进行c向奥氏体的富集化的时间变得不足，最终难以确保期望的残留奥氏体的体积率。因此，在上述再加热温度范围的保持时间设定为10秒钟以上。另一方面，停留超过1000秒钟的情况下，残留奥氏体的体积率不会增加，未确认到延展性的显著提高，具有饱和的倾向，因此，优选上述再加热温度范围的保持时间设定为1000秒钟以下。
保持后的冷却不需要特别限定，可以通过任意的方法冷却至期望的温度。需要说明的是，上述期望的温度优选为室温的程度。
[镀锌处理]
在实施熔融镀锌处理时，将实施了上述退火处理的钢板浸渍在440℃以上且500℃以下的镀锌浴中，在实施了熔融镀锌处理后，通过气体吹扫等调节镀敷附着量。熔融镀锌优选使用al量为0.10质量％以上且0.23质量％以下的镀锌浴。另外，在实施镀锌的合金化处理时，在熔融镀锌处理后，在470℃以上且600℃以下的温度范围实施镀锌的合金化处理。在超过600℃的温度下进行合金化处理时，未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保期望的残留奥氏体的体积率，有时ei降低。因此，在进行镀锌的合金化处理时，优选在470℃以上且600℃以下的温度范围实施镀锌的合金化处理。另外，也可以实施电镀锌处理。另外，镀敷附着量优选每一面为20～80g/m2(两面镀敷)，合金化熔融镀锌钢板(ga)优选通过实施合金化处理而使镀层中的fe浓度为7～15质量％。
热处理后的表面光轧的压下率优选为0.1％以上且2.0％以下的范围。低于0.1％时效果小，控制也困难，因此将其设定为良好范围的下限。另外，超过2.0％时，生产性明显降低，因此将其设定为良好范围的上限。
表面光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性进行目标压下率的表面光轧，也可以分成多次进行。其它的制造方法的条件没有特别限定，但从生产性的观点考虑，上述的退火、熔融镀锌、镀锌的合金化处理等一系列处理优选在通过作为熔融镀锌线的cgl(continuousgalvanizingline)进行。在熔融镀锌后，为了调节镀敷的单位面积重量，可以进行擦拭。需要说明的是，除上述的条件以外的镀敷等的条件可以依照熔融镀锌的常规方法。
实施例
(实施例1)
在转炉中熔炼具有表1所示的成分组成、且余量由fe及不可避免的杂质构成的钢，通过连续铸造法制成钢坯。将得到的钢坯在表2所示的条件下加热，进行热轧，然后实施酸洗处理，对表2所示的no.1～11、13～25、27、29、31、32、34～39、41、43、44实施热轧板热处理，进一步，对其中的no.31、32、34～39、41、43、44在热轧板热处理后实施了酸洗处理。
接着，在表2所示的条件下进行了冷轧，然后，在表3所示的条件下实施两次退火处理，得到了高强度冷轧钢板(cr)。
另外，对一部分高强度冷轧钢板(cr)实施镀锌处理，得到了熔融镀锌钢板(gi)、合金化熔融镀锌钢板(ga)、电镀锌钢板(eg)等。对于熔融镀锌浴而言，在gi的情况下，使用含有al：0.14质量％或0.19质量％的锌浴，另外，在ga的情况下，使用含有al：0.14质量％的锌浴，浴温设定为470℃。对于镀敷附着量而言，在gi的情况下，设定为每一面72g/m2或45g/m2(两面镀敷)，另外，在ga的情况下，设定为每一面45g/m2(两面镀敷)。另外，在ga的情况下，将镀层中的fe浓度设定为9质量％以上且12质量％以下。
需要说明的是，t1温度(℃)使用以下的式求出。
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(℃)可以通过下式求出。
t2温度(℃)＝740-490×[％c]-100×[％mn]-70×[％cr]
另外，t3温度(℃)可以通过下式求出。
t3温度(℃)＝445-566×[％c]-150×[％c]×[％mn]+15×[％cr]-67.6×[％c]×[％cr]-7.5×[％si]
需要说明的是，[％x]为钢板的成分元素x的质量％，不含有的成分元素为零。
需要说明的是，t1温度为ac3点，t2温度为上贝氏体相变开始温度，t3温度为马氏体相变开始温度。
将如上所述得到的高强度冷轧钢板(cr)、熔融镀锌钢板(gi)、合金化熔融镀锌钢板(ga)、电镀锌钢板(eg)作为供试钢，评价了机械特性。如以下所述进行拉伸试验及扩孔试验，评价了机械特性。
拉伸试验使用以使拉伸试验片的长度为钢板的轧制方向(l方向)、相对于钢板的轧制方向成45°的方向(d方向)、相对于钢板的轧制方向成直角的方向(c方向)这三个方向的方式采集样品而成的jis5号试验片，按照jisz2241(2011年)来进行，测定了ts(拉伸强度)及ei(总伸长率)。需要说明的是，在本发明中，ts的面内各向异性优异是指，将作为ts的面内各向异性的指标的│δts│的值为50mpa以下的情况判断为良好。
扩孔试验按照jisz2256(2010年)进行。将得到的各钢板切成100mm×100mm，然后，在以间隙12％±1％冲裁出直径10mm的孔后，使用内径75mm的冲模在以9吨(88.26kn)按压力按压的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定裂纹产生极限的孔直径，由下式求出极限扩孔率：λ(％)，根据该极限扩孔率的值评价了扩孔性。
极限扩孔率：λ(％)＝{(df-d0)/d0}×100
其中，df为裂纹产生时的孔径(mm)，d0是初始孔径(mm)。需要说明的是，在本发明中，将作为拉伸凸缘性的指标的极限扩孔率λ的值为20％以上、且与钢板的强度无关的情况判断为良好。
另外，按照上述的方法求出了铁素体(f)、下贝氏体(lb)、马氏体(m)及回火马氏体(tm)的面积率、残留奥氏体(ra)的体积率和平均结晶粒径、以及钢板的板厚1/4位置的γ-纤维相对于α-纤维的逆强度比。
将对于这样得到的各钢板的钢板组织进行研究的结果示于表4。另外，将对于各钢板的机械特性的测定结果示于表5。
[表2]
下划线：表示本发明范围以外。
[表3]
下划线：表示本发明范围以外。
*cr：冷轧钢板(无镀敷)、gi：熔融镀锌钢板(未进行镀锌的合金化处理)、ga：合金化熔融镀锌钢板、eg：电镀锌钢板
[表4]
下划线：表示本发明范围以外。
f：铁素体、lb：下贝氏体、m：马氏体、tm：回火马氏体、ra：残留奥氏体、ub：上贝氏体、p：珠光体、θ：渗碳体
[表5]
下划线：表示本发明范围以外。
f：铁素体、lb：下贝氏体、m：马氏体、tm：回火马氏体、ra：残留奥氏体、ub：上贝氏体、p：珠光体、θ：渗碳体
如表5所示，在本发明例中，ts为780mpa以上，延展性和拉伸凸缘性优异，具有很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，在比较例中，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项以上差。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明并不限定于通过本实施方式形成本发明公开的一部分的记载。即，基于本实施方式，由本领域技术人员实施的其它的实施方式、实施例及运用技术等全部包括在本发明的范畴内。例如，在上述的制造方法的一系列热处理中，只要满足加热过程条件，就对钢板实施热处理的设备等没有特别限定。
工业实用性
根据本发明，可制造具有780mpa以上的ts、拉伸凸缘性优异、且ts的面内各向异性优异的高强度钢板。另外，根据本发明的制造方法得到的高强度钢板可以通过应用于例如汽车结构构件来实现车身轻质化带来的油耗改善，在工业上的利用价值极大。