本发明涉及适用于汽车、电气等工业领域中使用的构件的成型性优异的高强度钢板及其制造方法，特别涉及具有980mpa以上的ts(拉伸强度)、不仅延展性优异而且扩孔性也优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，从全球环境保护的观点出发，改善汽车的油耗已成为重要的课题。因此，正在活跃地进行通过车身材料的高强度化来实现车身材料的薄壁化，使车身本身轻质化的研究。然而，作为车身材料之一的钢板的高强度化导致钢板的成型性降低，因此希望开发出兼具高强度和高延展性的钢板。作为高强度且高延展性的钢板，提出了利用残留奥氏体的加工诱导相变的高强度钢板。该高强度钢板呈现出具有残留奥氏体的组织，在成型时因残留奥氏体而容易成型，另一方面，在成型后残留奥氏体发生马氏体化，因此具备高强度。
例如，专利文献1中记载了一种拉伸强度为1000mpa以上、总伸长率(el)为30％以上的利用了残留奥氏体的加工诱导相变的具有非常高延展性的高强度钢板。另外，专利文献2中记载了如下发明：通过使用高mn钢并实施铁素体和奥氏体的二相区域的热处理，从而实现高强度-延展性平衡。另外，专利文献3中记载了如下发明：用高mn钢进行热轧后，使组织为包含贝氏体、马氏体的组织，通过退火和回火而形成微细的残留奥氏体，进一步形成包含回火贝氏体、回火马氏体的组织，由此来改善局部延展性。此外，专利文献4中记载了如下发明：通过使用中mn钢并实施铁素体和奥氏体的二相区域的热处理，从而使mn富集于未相变奥氏体中，由此形成稳定的残留奥氏体、使总伸长率提高。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-157625号公报
专利文献2：日本特开平1-259120号公报
专利文献3：日本特开2003-138345号公报
专利文献4：日本专利第6179677号公报
技术实现要素：
发明所要解决的课题
专利文献1中记载的高强度钢板通过进行如下所谓的等温淬火处理而制造，所述等温淬火处理是在将以c、si、mn作为基本成分的钢板发生奥氏体化后在贝氏体相变温度范围内进行淬火并等温保持。通过由该等温淬火处理引起的c向奥氏体的富集而生成残留奥氏体，但为了得到大量的残留奥氏体，需要添加含量超过0.3％的大量的c。然而，钢中的c浓度增高时，点焊性降低，特别是在超过0.3％的c浓度的情况下，其降低变得明显。因此，难以将专利文献1中记载的高强度钢板作为汽车用钢板而实用化。另外，专利文献1中记载的发明的主要目的在于提高高强度钢板的延展性，并未考虑扩孔性、弯曲性。
另外，在专利文献2所记载的发明中，未研究由mn向未相变奥氏体中的富集所带来的延展性的提高，在成型性方面存在改善的余地。另外，在专利文献3所记载的发明中，由于高mn钢是大量包含在高温下经回火的贝氏体或马氏体的组织，因此难以确保强度，另外，为了改善局部延展性而限制残留奥氏体量，总伸长率也不足。另外，在专利文献4所记载的发明中，热处理时间短、且mn的扩散速度慢，因此推测出mn的富集并不充分。
本发明是鉴于上述课题而完成的，其目的在于提供具有980mpa以上的ts(拉伸强度)、且具有优异的成型性的高强度钢板及其制造方法。需要说明的是，在本说明书中，成型性是指延展性和扩孔性。
用于解决课题的方法
本发明的发明人等为了解决上述的课题来制造具有优异的成型性的高强度钢板，从钢板的成分组成及制造方法的观点出发进行了深入研究，结果得到以下的见解。即，认识到，通过含有3.10质量％以上且4.20质量％以下的mn，并适当地调整ti等其它合金元素的成分组成，在进行热轧后，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟，进行冷轧，然后，在ac1相变点以上的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，接着，进行酸洗处理，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且43200秒钟以下后，进行冷却，由此能够制造高强度钢板，所述高强度钢板以面积率计，铁素体为35％以上且80％以下，回火马氏体为超过5％且20％以下，以体积率计，残留奥氏体为8％以上，另外，铁素体的平均结晶粒径为6μm以下，残留奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下，并且将块状奥氏体的面积率除以板条(lath)状奥氏体与块状奥氏体的面积率之和而得到的值为0.6以上，将残留奥氏体中的mn的平均含量(质量％)除以铁素体中的mn的平均含量(质量％)而得到的值为1.5以上，而且将残留奥氏体中的c的平均含量(质量％)除以铁素体中的c的平均含量(质量％)而得到的值为3.0以上，由此，确保由mn稳定化的残留奥氏体使延展性、扩孔性等成型性优异。
本发明是基于以上的见解而完成的，其主旨如下。
本发明的高强度钢板具有以下成分组成：以质量％计，含有c：0.030％以上且0.250％以下、si：0.01％以上且3.00％以下、mn：3.10％以上且4.20％以下、p：0.001％以上且0.100％以下、s：0.0001％以上且0.0200％以下、n：0.0005％以上且0.0100％以下、al：0.001％以上且1.200％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35％以上且80％以下、回火马氏体为超过5％且20％以下、残留奥氏体为8％以上，另外，所述铁素体的平均结晶粒径为6μm以下，所述残留奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下，而且将块状奥氏体的面积率除以板条状奥氏体与块状奥氏体的面积率之和而得到的值为0.6以上，将所述残留奥氏体中的mn的平均含量(质量％)除以铁素体中的mn的平均含量(质量％)而得到的值为1.5以上，且将所述残留奥氏体中的c的平均含量(质量％)除以铁素体中的c的平均含量(质量％)而得到的值为3.0以上。
在上述发明中，本发明的高强度钢板的钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下。
在上述发明中，本发明的高强度钢板的成分组成还含有选自以下的至少1种元素：以质量％计，ti：0.005％以上且0.200％以下、nb：0.005％以上且0.200％以下、v：0.005％以上且0.500％以下、w：0.005％以上且0.500％以下、b：0.0003％以上且0.0050％以下、ni：0.005％以上且1.000％以下、cr：0.005％以上且1.000％以下、mo：0.005％以上且1.000％以下、cu：0.005％以上且1.000％以下、sn：0.002％以上且0.200％以下、sb：0.002％以上且0.200％以下、ta：0.001％以上且0.1000％以下、ca：0.0005％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0050％以下、zr：0.0005％以上且0.0050％以下、rem：0.0005％以上且0.0050％以下，余量由fe及不可避免的杂质构成。
本发明的高强度钢板的制造方法包括如下工序：对具有本发明的高强度钢板的成分组成的钢坯进行加热，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟，进行冷轧，然后，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且43200秒钟以下后，进行冷却。
本发明的高强度钢板的制造方法包括如下工序：对具有本发明的高强度钢板的成分组成的钢坯进行加热，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟，进行冷轧，然后，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，实施镀锌处理，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且43200秒钟以下后，进行冷却。
本发明的高强度钢板的制造方法包括如下工序：对具有本发明的高强度钢板的成分组成的钢坯进行加热，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟，进行冷轧，然后，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，实施镀锌处理，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施合金化处理，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且43200秒钟以下后，进行冷却。
本发明的高强度钢板的制造方法包括如下工序：对具有本发明的高强度钢板的成分组成的钢坯进行加热，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟，进行冷轧，然后，在ac1相变点以上的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，接着，进行酸洗处理，然后，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，根据需要实施镀锌处理，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且43200秒钟以下后，进行冷却。
本发明的高强度钢板的制造方法包括如下工序：对具有本发明的高强度钢板的成分组成的钢坯进行加热，将精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下的温度范围内进行热轧，在300℃以上且750℃以下的温度范围内进行卷取，接着，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟，进行冷轧，然后，在ac1相变点以上的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，接着，进行酸洗处理，然后，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下后，进行冷却，实施镀锌处理，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施合金化处理，进一步，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且43200秒钟以下后，进行冷却。
发明的效果
根据本发明，可以提供具有980mpa以上的ts(拉伸强度)、且具有优异的成型性的高强度钢板及其制造方法。
具体实施方式
以下，对本发明的高强度钢板及其制造方法进行说明。
(1)对将本发明的高强度钢板中钢的成分组成限定为上述范围内的原因进行说明。
〔c：0.030％以上且0.250％以下〕
c(碳)是生成马氏体等低温相变相、使强度升高所必须的元素。另外，c是对于提高残留奥氏体的稳定性、提高钢的延展性有效的元素。c的含量低于0.030％时，铁素体的面积率变得过大，无法得到希望的强度。而且，难以充分地确保残留奥氏体的体积率，无法获得良好的延展性。另一方面，将c过量添加而超过0.250％时，硬质的马氏体的面积率变得过大。因此，在扩孔试验时，马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，扩孔性降低。另外，焊接部及热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性降低，因此点焊性、电弧焊接性等变差。从这样的观点出发，c的含量设为0.030％以上且0.250％以下、优选设为0.080％以上且0.200％以下的范围内。
〔si：0.01％以上且3.00％以下〕
si(硅)提高铁素体的加工硬化能力，因此对于确保良好的延展性是有效的。si的含量低于0.01％时，si的添加效果不足，因此将si的含量的下限设为0.01％。然而，过量添加si而含量超过3.00％时，引起钢的脆化，延展性及扩孔性(冲孔)变差。进一步，会引起由红锈等的产生所导致的表面性状的变差，使化学转化处理性及镀敷品质变差。因此，si的含量设为0.01％以上且3.00％以下，优选设为0.20％以上且2.00％以下的范围内。
〔mn：3.10％以上且4.20％以下〕
mn(锰)是本发明中极其重要的添加元素。mn是使残留奥氏体稳定化的元素，对于确保良好的延展性是有效的，另外，是通过固溶强化而使钢的强度升高的元素。这样的作用在mn的含量为3.10％以上时可得到确认。但是，过量添加mn而含量超过4.20％时，使化学转化处理性及镀敷品质恶化。从这样的观点出发，mn的含量为3.10％以上且4.20％以下、优选设为3.20％以上且低于4.10％、更优选设为3.20％以上且低于3.80％的范围内。
〔p：0.001％以上且0.100％以下〕
p(磷)具有固溶强化的作用，是可以根据希望的强度而添加的元素。另外，p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，需要将p的含量设为0.001％以上。另一方面，p的含量超过0.100％时，导致焊接性的变差，而且在对熔融镀锌进行合金化处理的情况下，会使合金化速度降低，损害熔融镀锌的品质。因此，p的含量设为0.001％以上且0.100％以下、优选设为0.005％以上且0.050％以下的范围内。
〔s：0.0001％以上且0.0200％以下〕
s(硫)偏析于晶界而在热加工时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在而使局部变形能力降低。因此，s的含量的上限需要设为0.0200％以下、优选设为0.0100％以下，更优选设为0.0050％以下。然而，从生产技术上的限制的方面考虑，s的含量需要设为0.0001％以上。因此，s的含量设为0.0001％以上且0.0200％以下、优选设为0.0001％以上且0.0100％以下，更优选设为0.0001％以上且0.0050％以下的范围内。
〔n：0.0005％以上且0.0100％以下〕
n(氮)是使钢的耐时效性变差的元素。特别是在n的含量超过0.0100％时，钢的耐时效性的变差变得明显。n的含量越少越好，但由于生产技术上的限制，n的含量需要设为0.0005％以上。因此，n的含量设为0.0005％以上且0.0100％以下、优选设为0.0010％以上且0.0070％以下的范围内。
〔al：0.001％以上且1.200％以下〕
al(铝)使铁素体和奥氏体的二相区域扩大，是对于退火温度依赖性的降低、即材质稳定性有效的元素。另外，al作为脱氧剂而发挥作用，是对钢的清洁度有效的元素，优选在脱氧工序中添加。al的含量低于0.001％时，其添加效果不足，因此将其下限设为0.001％。然而，大量添加al而含量超过1.20％时，连续铸造时产生钢片裂纹的危险性增高，制造性降低。从这样的观点出发，al的含量设为0.001％以上且1.200％以下、优选设为0.020％以上且1.000％以下，更优选设为0.030％以上且0.800％以下的范围内。
另外，除了上述的成分以外，还可以含有选自以下的至少1种元素：以质量％计，ti：0.005％以上且0.200％以下、nb：0.005％以上且0.200％以下、v：0.005％以上且0.500％以下、w：0.005％以上且0.500％以下、b：0.0003％以上且0.0050％以下、ni：0.005％以上且1.000％以下、cr：0.005％以上且1.000％以下、mo：0.005％以上且1.000％以下、cu：0.005％以上且1.000％以下、co：0.001％以上且1.000％以下、sn：0.002％以上且0.200％以下、sb：0.002％以上且0.200％以下、ta：0.001％以上且0.1000％以下、ca：0.0005％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0050％以下、rem：0.0005％以上且0.0050％以下，余量为fe及不可避免的杂质。
〔ti：0.005％以上且0.200％以下〕
ti(钛)对钢的析出强化有效，通过提高铁素体的强度而能够降低与硬质第2相(马氏体或残留奥氏体)的硬度差，可以确保良好的扩孔性。该效果通过使ti的含量为0.005％以上可以得到。然而，ti的含量超过0.200％时，硬质的马氏体的面积率变得过大。因此，在扩孔试验时，马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，扩孔性降低。因此，在添加ti的情况下，ti的含量设为0.005％以上且0.200％以下、优选设为0.010％以上且0.100％以下的范围内。
〔nb：0.005％以上且0.200％以下、v：0.005％以上且0.500％以下、w：0.005％以上且0.5000％以下〕
nb(铌)、v(钒)、w(钨)对钢的析出强化有效，该效果通过使各自的含量为0.005％以上可以得到。另外，与添加ti的效果同样，通过提高铁素体的强度，能够降低与硬质第2相(马氏体或残留奥氏体)的硬度差，可以确保良好的扩孔性。该效果通过使nb、v、w各自的含量为0.005％以上可以得到。然而，nb的含量超过0.100％、v、w的含量超过0.5％时，硬质的马氏体的面积率变得过大。因此，在扩孔试验时，在马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，扩孔性降低。因此，在添加nb的情况下，nb的含量设为0.005％以上且0.200％以下、优选设为0.010％以上且0.100％以下的范围内。另外，在添加v、w的情况下，v、w的含量设为0.005％以上且0.500％以下的范围内。
〔b：0.0003％以上且0.0050％以下〕
b(硼)具有抑制铁素体由奥氏体粒界的生成和生长的作用，通过提高铁素体的强度，能够降低与硬质第2相(马氏体或残留奥氏体)的硬度差，可以确保良好的扩孔性。该效果通过使b的含量为0.0003％以上而得到。然而，b的含量超过0.0050％时，成型性降低。因此，在添加b的情况下，b的含量设为0.0003％以上且0.0050％以下、优选设为0.0005％以上且0.0030％以下的范围内。
〔ni：0.005％以上且1.000％以下〕
ni(镍)是使残留奥氏体稳定化的元素，对确保良好的延展性是有效的，另外，是通过固溶强化而使钢的强度升高的元素。该效果通过使ni的含量为0.005％以上而得到。另一方面，添加ni而使含量超过1.000％时，硬质的马氏体的面积率变得过大。因此，在扩孔试验时，马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，扩孔性降低。因此，在添加ni的情况下，ni的含量设为0.005％以上且1.000％以下的范围内。
〔cr：0.005％以上且1.000％以下、mo：0.005％以上且1.000％以下〕
cr(铬)、mo(钼)具有提高钢的强度与延展性的平衡的作用，因此可以根据需要进行添加。该效果通过使cr的含量为0.005％以上、使mo的含量为0.005％以上而得到。然而，过量添加cr而使含量超过1.000％、过量添加mo而含量超过1.000％时，硬质的马氏体的面积率变得过大。因此，在扩孔试验时，马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，扩孔性降低。因此，在添加这些元素的情况下，cr的含量设为0.005％以上且1.00％以下的范围内，mo的含量设为0.005％以上且1.000％以下的范围内。
〔cu：0.005％以上且1.000％以下〕
cu(铜)是对钢的强化有效的元素，只要在本发明中限定的范围内就可以用于钢的强化。该效果通过使cu的含量为0.005％以上而得到。另一方面，添加cu而使含量超过1.000％时，硬质的马氏体的面积率变得过大。因此，在扩孔试验时，马氏体的晶界的微孔增加，进一步进行裂纹的扩展，扩孔性降低。因此，在添加cu的情况下，cu的含量设为0.005％以上且1.000％以下的范围内。
〔sn：0.005％以上且0.200％以下、sb：0.005％以上且0.200％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出发，根据需要添加sn(锡)和sb(锑)。通过抑制这样的氮化、氧化，可以抑制钢板表面中马氏体的面积率减少，对于确保强度、材质稳定性是有效的。另一方面，对于这些任一种元素，在均过量添加而使含量超过0.200％时，会导致韧性降低。因此，在添加sn及sb的情况下，sn、sb的含量分别设为0.002％以上且0.200％以下的范围内。
〔ta：0.001％以上且0.100％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钢的高强度化。另外，ta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，从而显著抑制析出物的粗大化，可以认为具有使析出强化所带来的对钢板强度提高的贡献稳定化的效果。因此，优选含有ta。这里，上述的析出物稳定化的效果通过使ta的含量为0.001％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，ta的含量设为0.001％以上且0.100％以下的范围内。
〔ca：0.0005％以上且0.0050％以下、mg：0.0005％以上且0.0050％以下、zr：0.0005％以上且0.0050％以下、rem：0.0005％以上且0.0050％以下〕
ca(钙)、mg(镁)、zr(锆)及rem(稀土元素)是用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对扩孔性的不良影响的有效的元素。为了获得该效果，需要含量分别为0.0005％以上。然而，过量添加而使含量分别超过0.0050％时，引起夹杂物等的增加，引起表面和内部缺陷等。因此，在添加ca、mg、zr及rem的情况下，其含量分别设为0.0005％以上且0.0050％以下的范围内。
(2)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：35％以上且80％以下〕
为了确保充分的钢的延展性，需要将铁素体的面积率设为35％以上。另外，为了确保980mpa以上的强度，需要将软质的铁素体的面积率设为80％以下。铁素体的面积率优选设为40％以上且75％以下的范围内。
〔回火马氏体的面积率：超过5％且为20％以下〕
回火马氏体是是为了确保良好的扩孔性所需要的。另外，为了实现980mpa以上的ts，需要将回火马氏体的面积率设为20％以下。回火马氏体的面积率优选设为超过5％且18％以下，更优选设为超过10％且18％以下的范围内。需要说明的是，铁素体和回火马氏体的面积率通过以下方式求出：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3体积％硝酸乙醇液进行腐蚀，使用sem(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率观察10个视场的板厚1/4的位置(从钢板表面起沿深宽方向相当于板厚的1/4的位置)，使用得到的组织图像，利用mediacybernetics公司的image-pro计算出10个视场量的各组织(铁素体、回火马氏体)的面积率，并对这些值进行平均化而求出。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)，回火马氏体呈现为在白色的马氏体的内部具有灰色的内部结构的组织。
〔残留奥氏体的体积率：8％以上〕
为了确保充分的钢的延展性，需要将残留奥氏体的体积率设为8％以上。残留奥氏体的体积率优选设为12％以上的范围内。需要说明的是，残留奥氏体的体积率通过如下方式求出：将钢板从板厚1/4的位置抛光至0.1mm的表面后，对于通过化学抛光进一步进行了0.1mm抛光的表面，利用x射线衍射装置使用cokα线测定了fcc铁的(200)、(220)、(311)面及bcc铁的(200)、(211)、(220)面的衍射峰的各自的积分强度比，对得到的9个积分强度比进行平均化而求出。
〔铁素体的平均结晶粒径：6μm以下〕
铁素体的晶粒的微细化有助于提高ts。因此，为了确保希望的ts，需要使铁素体的平均结晶粒径为6μm以下。铁素体的平均结晶粒径优选为5μm以下的范围内。
〔残留奥氏体的平均结晶粒径：3μm以下〕
残留奥氏体的晶粒的微细化有助于提高钢的延展性及扩孔性。因此，为了确保良好的延展性及扩孔性，需要使残留奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下。残留奥氏体的平均结晶粒径优选为2.5μm以下的范围内。需要说明的是，铁素体、回火马氏体、残留奥氏体的平均结晶粒径通过如下方式求出：使用上述的image-pro，求出铁素体晶粒、回火马氏体晶粒、残留奥氏体晶粒各自的面积，计算出等效圆直径，对这些值进行平均而求出。
〔将块状奥氏体的面积率除以板条状奥氏体与块状奥氏体的面积率之和而得到的值为0.6以上〕
块状奥氏体的面积率有助于提高钢的扩孔性。因此，为了确保良好的扩孔性，需要将块状奥氏体的面积率除以板条状奥氏体与块状奥氏体的面积率之和而得到的值设为0.6以上的范围内。将块状奥氏体的面积率除以板条状奥氏体与块状奥氏体的面积率之和而得到的值优选设为0.8以上的范围内。这里所谓的块状奥氏体是指长轴与短轴的长径比低于2.0的奥氏体，板条状奥氏体是指为2.0以上的奥氏体。需要说明的是，残留奥氏体的长径比通过如下方式计算：使用photoshopelements13，描绘与残留奥氏体晶粒外接的椭圆，将其长轴长度除以短轴长度而计算出。
〔将残留奥氏体中的mn的平均含量(质量％)除以铁素体中的mn的平均含量(质量％)而得到的值：1.5以上〕
将残留奥氏体中的mn的平均含量(质量％)除以铁素体中的mn的平均含量(质量％)而得到的值为1.5以上是本发明中极其重要的构成部分。为了确保良好的延展性，需要使富集了mn的稳定的残留奥氏体的体积率多。将残留奥氏体中的mn的平均含量(质量％)除以铁素体中的mn的平均含量(质量％)而得到的值优选为2.0以上的范围内。残留奥氏体中的mn的平均含量通过如下方式求出：使用epma(electronprobemicroanalyzer；电子探针微量分析仪)对mn在板厚1/4的位置的轧制方向截面的各相中的分布状态进行定量化，通过30个残留奥氏体晶粒及30个铁素体晶粒的量的分析结果的平均值而求出。
〔将残留奥氏体中的c的平均含量(质量％)除以铁素体中的c的平均含量(质量％)而得到的值：3.0以上〕
将残留奥氏体中的c的平均含量(质量％)除以铁素体中的c的平均含量(质量％)而得到的值为3.0以上是本发明中极其重要的构成部分。为了确保良好的延展性，需要使富集了c的稳定的残留奥氏体的体积率多。将残留奥氏体中的c的平均含量(质量％)除以铁素体中的c的平均含量(质量％)而得到的值优选设为5.0以上的范围内。残留奥氏体中的c的平均含量通过如下方式求出：使用epma，对c在板厚1/4的位置的轧制方向截面的各相中的分布状态进行定量化，通过30个残留奥氏体晶粒及30个铁素体晶粒的量的分析结果的平均值而求出。
〔钢中扩散性氢量：0.3质量ppm以下〕
钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下是本发明中重要的构成部分。为了确保良好的扩孔性，需要使钢中扩散性氢量为0.3质量ppm以下。钢中扩散性氢量优选为0.2质量ppm以下的范围内。从退火板上采集长度为30mm、宽度为5mm的试验片，磨削去除镀敷层后，测定了钢中的扩散性氢量及扩散性氢的释放峰。释放峰利用热解吸光谱法(thermaldesorptionspectrometry；tds)进行测定，升温速度设为200℃/小时。需要说明的是，将以300℃以下检测出的氢作为扩散性氢。
本发明的高强度钢板的微观组织中除了铁素体和回火马氏体、残留奥氏体以外，以面积率计在10％以下的范围包含新马氏体、贝氏体、回火贝氏体、珠光体、渗碳体等碳化物，也不会损害本发明的效果。
(3)接下来，对本发明的高强度钢板的制造条件进行说明。
〔钢坯的加热温度〕
钢坯的加热温度优选设为1100℃以上且1300℃以下的范围内，没有特别限定。在钢坯的加热阶段中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，对于钢的强度没有帮助，因此需要使铸造时析出的ti、nb类析出物再溶解。在钢坯的加热温度低于1100℃时，碳化物难以充分固溶，产生由于轧制负荷增大而在热轧时发生不良情况的危险增大等问题。因此，需要将钢坯的加热温度设为1100℃以上。另外，从消除钢坯表层的气泡、偏析等的缺陷、减少钢板表面的裂纹、凹凸而实现平滑的钢板表面的观点出发，也需要将钢坯的加热温度设为1100℃以上。另一方面，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，因此需要将钢坯的加热温度设为1300℃以下。钢坯的加热温度更优选设为1150℃以上且1250℃以下的温度范围内。
为了防止宏观偏析，钢坯优选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出发，优选在精轧前使用板带加热器等对板料进行加热。
〔热轧的精轧出口侧温度：750℃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，对钢的延展性、扩孔性造成不良影响。另外，结晶粒径变得过度粗大，有时会在加工时发生压产品表面粗糙。另一方面，精轧出口侧温度低于750℃时，轧制负载增大，轧制负担变大。另外，奥氏体在未再结晶状态下的压下率增高，铁素体的平均结晶粒径粗大化、进而异常的集合组织发达，最终产品的面内各向异性变得明显，不仅损害材质的均匀性(材质稳定性)，而且也难以确保钢的强度及延展性。因此，热轧的精轧出口侧温度设为750℃以上且1000℃以下，优选为800℃以上且950℃以下的温度范围内。
〔热轧后的钢卷内平均卷取温度：300℃以上且750℃以下〕
热轧后的钢卷内平均卷取温度超过750℃时，热轧钢板组织的铁素体的结晶粒径增大，难以确保最终退火板的希望的强度及延展性。另一方面，热轧后的钢卷内平均卷取温度低于300℃时，热轧钢板强度升高，冷轧中的轧制负担增大、发生板形状不良，因此生产性降低。因此，热轧后的钢卷内平均卷取温度设为300℃以上且750℃以下、优选设为400℃以上且650℃以下的温度范围内。需要说明的是，也可以在热轧时将粗轧钢板彼此接合而连续地进行精轧。另外，还可以将暂时粗轧钢板卷取。此外，为了降低热轧时的轧制负载，可以将精轧的一部分或全部设为润滑轧制。从钢板形状、材质的均匀化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，润滑轧制时的摩擦系数优选设为0.25以上且0.10以下的范围内。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、镀敷品质是很重要的。另外，可以进行一次酸洗，也可以分为多次进行酸洗。
〔在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟〕
在热轧后的钢卷中于ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持超过21600秒钟在本发明中是极其重要的发明构成部分。在低于ac1相变点的温度范围内、超过ac1相变点+150℃的温度范围内、以及以低于21600秒钟进行保持的情况下，mn向奥氏体中的富集未充分地进行，最终退火后难以确保足够的残留奥氏体的体积率，钢的延展性降低。另外，保持时间优选为129600秒钟以下。保持超过129600秒钟时，mn向奥氏体中的富集饱和，不仅对最终退火后的延展性的影响变小，而且还可能导致成本增加。需要说明的是，热处理方法可以是连续退火、批次退火中任意的退火方法。另外，在上述的热处理后，将钢冷却至室温，其冷却方法及冷却速度没有特别限定，可以是批次退火中的炉冷、空冷及连续退火中的气体喷射冷却、喷雾冷却、水冷等中的任意的冷却方式。另外，实施酸洗处理的情况下，可以是常规方法。
〔在ac1相变点以上的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下〕
在冷轧后，根据需要进行在ac1相变点以上的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下的退火处理。在低于ac1相变点的温度范围内、保持低于20秒钟的情况及保持超过900秒钟的情况下，mn向奥氏体中的富集未充分地进行，在最终退火后难以确保足够的残留奥氏体的体积率，钢的延展性降低。
〔在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下〕
在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下是本发明中极其重要的发明构成部分。在低于ac1相变点的温度范围内及保持低于20秒钟的情况下，升温中所形成的碳化物未熔解而残留，难以确保足够的体积率的残留奥氏体，钢的延展性降低。另外，铁素体的面积率增加，难以确保强度。另一方面，在超过ac1相变点+150℃的温度范围内及保持超过900秒钟的情况下，mn向奥氏体中的富集未充分地进行，无法得到用于确保延展性的足够体积率的残留奥氏体。另外，马氏体的面积率增加，变得高强度化，难以确保延展性。温度范围的上限优选为ac1相变点+100℃以下。在进行上述的在ac1相变点以上的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下退火处理的情况下，随后进行该在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下的退火处理。
〔实施镀敷处理〕
在实施熔融镀锌处理时，将实施了上述的在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下的退火处理的钢板浸渍于440℃以上且500℃以下的温度范围内的熔融镀锌浴中，实施熔融镀锌处理，然后，通过气体吹扫等调整镀敷附着量。需要说明的是，作为熔融镀锌浴，优选使用al量为0.08％以上且0.30％以下的范围内的熔融镀锌浴。在实施熔融镀锌的合金化处理时，在熔融镀锌处理之后，于450℃以上且600℃以下的温度范围内实施熔融镀锌的合金化处理。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，无法确保希望的残留奥氏体的体积率，有时钢的延展性降低。因此，在进行熔融镀锌的合金化处理时，优选在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施熔融镀锌的合金化处理。其它制造方法的条件没有特别限定，从生产性的观点出发，上述的退火处理优选利用连续退火设备进行。另外，退火、熔融镀锌、镀锌的合金化处理等一系列的处理优选通过熔融镀锌线cgl(continuousgalvanizingline)进行。
需要说明的是，在制造高强度熔融镀锌钢板及高强度合金化熔融镀锌钢板时，优选在冷轧后，进行ac1相变点以上的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下的退火处理，然后，实施在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下的退火处理，并在这2次退火处理之间实施酸洗处理。由此，最终可以得到良好的镀敷品质。其原因在于，可以抑制存在于即将进行镀敷处理之前的表面的氧化物，能够抑制由该氧化物导致的未镀敷。更具体而言，这是由于，在热处理时易氧化元素(mn、cr、si等)在钢板表面产生氧化物并富集，因此，在热处理后的钢板表面(氧化物正下方)形成易氧化元素欠缺层，通过随后的酸洗处理去除由易氧化元素产生的氧化物时，在钢板表面显现出易氧化元素欠缺层，在随后的热处理时易氧化元素的表面氧化被抑制。对于未进行镀敷处理的冷轧钢板而言，也可以在冷轧后，进行在ac1相变点以上的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下的退火处理，然后，实施在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下的退火处理。此时，也可以在这2次退火处理之间实施酸洗处理。
〔在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且43200秒钟以下〕
作为最后的热处理，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且43200秒钟以下是本发明中重要的发明构成部分。在低于50℃的温度范围内保持或保持低于1800秒钟的情况下，无法得到足够体积率的回火马氏体，另外，钢中扩散氢未从钢板中释放，因此扩孔性降低。另一方面，在超过300℃的温度范围内保持或保持超过43200秒钟的情况下，由于残留奥氏体的分解而无法得到足够体积率的残留奥氏体，钢的延展性降低。在进行上述镀敷处理时，在镀敷处理之后实施在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且43200秒钟以下的热处理。
需要说明的是，为了对上述的“高强度钢板”、“高强度熔融镀锌钢板”进行形状矫正、表面粗糙度的调整等，可以进行表面光轧。表面光轧的压下率优选设为0.1％以上且2.0％以下的范围内。低于0.1％的压下率时，效果小，也困以进行控制，因此将其设为良好范围的下限。另外，压下率超过2.0％时，生产性明显降低，因此将其设为良好范围的上限。需要说明的是，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。另外，还可以实施树脂、油脂涂层等各种涂装处理。
实施例
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。将得到的钢坯再加热至1250℃后，在表2所示的条件下进行热轧，以ac1相变点以上进行退火、冷轧，根据需要进行在ac1相变点以上的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下的退火，在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内退火后，得到高强度冷轧钢板(cr)，进一步，根据需要实施熔融镀锌处理，得到了熔融镀锌钢板(gi)、合金化熔融镀锌钢板(ga)。实施熔融镀锌处理，在此之前进行在ac1相变点以上的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下的退火处理和在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内进行退火处理时，在这2个退火处理之间实施了酸洗处理。对于熔融镀锌浴而言，在熔融镀锌钢板(gi)的情况下，使用含有al：0.19质量％的锌浴，在合金化熔融镀锌钢板(ga)的情况下，使用含有al：0.14质量％的锌浴，将浴温设为465℃。镀敷附着量设为相当于一面45g/m2(双面镀敷)，ga的镀敷层中的fe浓度调整为9质量％以上且12质量％以下的范围内。然后，作为最后的热处理，在50℃以上且300℃以下的温度范围内保持1800秒钟以上且43200秒钟以下。对得到的钢板的截面微观组织、拉伸特性、扩孔性、化学转化处理性、镀敷性进行了评价。将评价结果示于表3。
[表2]
下划线：表示本发明范围以外。
*cr：冷轧钢板(未镀敷)、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
1)在ac1相变点以上的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下
2)在ac1相变点以上且ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20秒钟以上且900秒钟以下
需要说明的是，ac1相变点和ac3相变点使用下式求出。
ac1相变点(℃)
＝751－16×(％c)+11×(％si)－28×(％mn)－5.5×(％cu)－16×(％ni)
+13×(％cr)+3.4×(％mo)
ac3相变点(℃)
＝910－203√(％c)+45×(％si)－30×(％mn)－20×(％cu)－15×(％ni)
+11×(％cr)+32×(％mo)+104×(％v)+400×(％ti)+200×(％al)
这里，(％c)、(％si)、(％mn)、(％ni)、(％cu)、(％cr)、(％mo)、(％v)、(％ti)、(％al)为各元素的含量(质量％)。
拉伸试验使用以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角方向的方式采集到的样品的jis5号试验片，按照jisz2241(2011年)进行，测定了ts(拉伸强度)、el(总伸长率)。另外，机械特性将下述情况判断为良好。
ts980mpa以上且低于1080mpael≥20％
ts1080mpa以上且低于1180mpael≥16％
ts1180mpa以上且低于1270mpael≥12％
扩孔性按照jisz2256(2010年)进行了评价。将得到的各钢板切成100mm×100mm后，在以间隙12％±1％冲出直径10mm的孔、或通过铰孔加工扩削成直径10mm的孔后，使用内径75mm的冲模在以9吨的压边力(しわ押さえ力)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，根据下式求出极限扩孔率λ(％)，根据该极限扩孔率λ的值评价了扩孔性。这里，铰孔加工是指，将通过钻头加工成的内径使用切削刃部扩削成给定的孔尺寸，并进一步对加工面用边缘部一边摩损一边进行精加工。
极限扩孔率λ(％)＝{(df－d0)/d0}×100
其中，df为裂纹产生时的孔径(mm)，d0为初始孔径(mm)。需要说明的是，在本发明中，在各ts范围，将下述情况判断为良好。
ts980mpa以上且低于1080mpa(冲孔)λ≥15％、(铰孔加工)λ≥40％
ts1080mpa以上且低于1180mpa(冲孔)λ≥12％、(铰孔加工)λ≥35％
ts1180mpa以上且低于1270mpa(冲孔)λ≥10％、(铰孔加工)λ≥30％化学转化处理性通过如下方式进行了评价：使用nihonparkerizing公司制造的化学转化处理液(palbondl3080(注册商标))，通过下述方法对得到的冷轧钢板进行化学转化处理，由此形成化学转化被膜。具体而言，首先，使用nihonparkerizing公司制造的脱脂液finecleaner(注册商标)将得到的冷轧钢板脱脂，然后进行水洗。接着，使用nihonparkerizing公司制造的表面调整液prepalenez(注册商标)进行了30秒钟的表面调整。将经表面调整的冷轧钢板在43℃的化学转化处理液(palbondl3080)中浸渍120秒钟，然后进行水洗，用热风进行干燥。由此，对冷轧钢板实施了化学转化处理。对于化学转化处理后的冷轧钢板的表面，使用sem以倍率500倍随机观察了5个视场。通过图像处理求出未生成化学转化被膜的区域(透过)的面积率[％]，通过求出的面积率进行了以下的评价。在评分4或评分5的情况下，可以认为化学转化处理性良好。其中，优选为评分5。
评分5：5％以下
评分4：超过5％且为10％以下
评分3：超过10％且为25％以下
评分2：超过25％且为40％以下
评分1：超过40％
通过外观评价了镀敷性。将没有出现未镀敷、合金化不均、其它损害表面品质的缺陷等外观不良、且确保了适合的表面品质的情况判定为○，将可观察到一部分轻微的缺陷的情况判定为△，将可观察到大量表面缺陷的情况判定为×。
如根据表3所明确的那样，在本发明例中，均可以得到具有980mpa以上的ts、且成型性优异的高强度钢板。另一方面，在比较例中，ts、el、λ、化学转化处理性、镀敷性中的至少一种特性差。
工业实用性
根据本发明，可以提供具有980mpa以上的ts(拉伸强度)、且具有优异的成型性的高强度钢板及其制造方法。