具体实施方式

本发明人等对在高强度钢板中使材质稳定化的方法进行了深入探索。在热轧后，热轧钢板被卷取而制成卷状，但卷取后的热轧钢板的冷却速度有时根据卷材内的位置而不同。由于该冷却速度的不同，相变组织的体积分率以及析出物的个数密度等有时在卷材内的每个位置较大地不同。本发明人等明确了这可能会产生材质的不稳定化。

相对于此，如果在热轧的精轧后的冷却带中，在将热轧钢板冷却至较低温度(500℃以下)后进行卷取，则热轧钢板的组织整体成为低温相变组织(贝氏体或马氏体)，有助于强度的置换型元素(Ti、Nb)的析出物也不怎么析出。在这种情况下，本发明人等明确了，难以产生相变组织的体积分率的偏差以及析出物的个数密度的偏差，结果，材质被稳定化。但是，通过上述方法得到的组织是以加工硬化性能低的低温相变组织为主体的组织。因此，通过上述方法得到的钢板的总伸长率为小于10％或9％以下，为比较低水平。为了将钢板的应用部件的种类扩大，期望进一步提高成形性。

因此，本发明人等尝试了将如上所述在低温下卷取的热轧钢板在500℃以上的温度下进行回火。其结果，在相变时导入的位错恢复，热轧钢板显示出总伸长率10％以上的优异的特性。但是，低温相变组织的回火会导致强度降低。因此，本发明人等通过使钢板中含有在550℃以上析出的Ti和Nb等合金元素，从而使钢板产生析出强化，提高总伸长率和强度的双方。

但是，已知如果回火前的热轧钢板的表面具有由精轧时的氧化皮的除氧化皮不均等引起的粗糙度的不均，则在回火的升温过程中粗糙度的不均成为辐射率的不均的原因，每个位置的加热温度有可能不同。像这样产生的温度偏差，成为析出物密度的偏差的原因，结果成为材质不稳定化的原因。

因此，本发明人等进一步反复深入研究，发明了以下方法：通过适当地控制热轧时的温度、钢板成分、除氧化皮方法，来抑制回火前的热轧钢板的表面粗糙度，降低由此引起的回火工序中的温度偏差，得到材质稳定性优异的高强度钢板。

以下，对本发明的一实施方式的高强度钢板进行详细说明。但本发明并不仅限制于本实施方式所公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内能够进行各种变更。另外，在以下的数值限定范围中，下限值和上限值包含在其范围内。“超过”或“小于”所表示的数值，其值不包含在数值范围内。关于各元素的含量的“％”是指“质量％”。

在本实施方式的高强度钢板1中，图1和图2所示的轧制方向RD、板厚方向TD以及板宽方向WD如以下所述被定义。轧制方向RD是指在轧制时钢板通过轧制辊而移动的方向。板厚方向TD是指与钢板的轧制面11垂直的方向。板宽方向WD是指与轧制方向RD和板厚方向TD垂直的方向。此外，轧制方向RD能够基于钢板的晶粒的延伸方向而容易地确定。因此，即使在从轧制后的原材料钢板切出的钢板中，轧制方向RD也能够确定。

在本实施方式的高强度钢板中，规定了回火马氏体和贝氏体的合计面积率。这些金属组织的面积率在与轧制方向RD平行且与轧制面11垂直的截面12中进行测定(参照图1)。以下，有时将与轧制方向RD平行且与轧制面11垂直的截面12仅记载为与轧制方向RD平行的截面。关于详细的金属组织的评价方法后述说明。

在本实施方式的高强度钢板中，规定了直径为10nm以下且含有Ti和Nb中的至少一方的析出物(含Ti/Nb析出物)的个数密度的标准偏差。含Ti/Nb析出物的个数密度在与轧制方向RD平行且与轧制面11垂直的截面12的板厚1/4位置121处进行测定(参照图2)。将与轧制方向RD平行且与轧制面11垂直的截面12沿板宽方向WD每隔50mm制成10面，在这些面中测定出的10个个数密度的标准偏差被视为本实施方式的含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差。

此外，板厚1/4位置是指距钢板1的轧制面11为钢板1的厚度的1/4深度的位置。在图1和图2中，仅将距钢板1的上侧的轧制面11为钢板1的厚度的1/4深度的位置表示为板厚1/4位置。但是，当然也可以将距钢板1的下侧的轧制面11为钢板1的厚度的1/4深度的位置作为板厚1/4位置进行处理。另外，在图2中，仅图示出10面的个数密度测定面中的一部分。进而，图2仅是概念性地表示个数密度的测定部位，只要满足规定的要件，并不需要如图2所述那样形成个数密度的测定面。关于含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差的详细的评价方法后述说明。

[高强度钢板]

本实施方式的高强度钢板，作为化学成分，以质量％计包含：

C：0.030～0.280％、

Si：0.05～2.50％、

Mn：1.00～4.00％、

sol.Al：0.001～2.000％、

P：0.100％以下、

S：0.0200％以下、

N：0.01000％以下、

O：0.0100％以下、

Ti：0～0.20％、

Nb：0～0.20％、

Ti和Nb的合计：0.04～0.40％、

B：0～0.010％、

V：0～1.000％、

Cr：0～1.000％、

Mo：0～1.000％、

Cu：0～1.000％、

Co：0～1.000％、

W：0～1.000％、

Ni：0～1.000％、

Ca：0～0.0100％、

Mg：0～0.0100％、

REM：0～0.0100％、

Zr：0～0.0100％、以及

剩余部分：Fe和杂质，

金属组织中的回火马氏体和贝氏体的合计面积率为80％以上，

在与轧制方向平行且与轧制面垂直的截面的板厚1/4位置处，沿板宽方向每隔50mm在10处，对直径为10nm以下且含有Ti和Nb中的至少一方的析出物的个数密度进行测定时，所述个数密度的标准偏差小于5×10¹⁰个/mm³，

拉伸强度为780MPa以上。

1.化学成分

以下，对本实施方式的高强度钢板的成分组成进行详细说明。本实施方式的高强度钢板作为化学成分包含基本元素，并根据需要包含选择元素，剩余部分由Fe和杂质构成。

(C：0.030％以上且0.280％以下)

C是在确保钢板强度方面重要的元素。如果C含量小于0.030％，则不能确保拉伸强度780MPa以上。因此，C含量为0.030％以上，优选为0.050％以上、0.100％以上或0.120％以上。

另一方面，如果C含量超过0.280％，则焊接性变差，因此将上限设为0.280％。优选C含量为0.250％以下或0.200％以下，进而优选为0.150％以下、0.140％以下、0.130％以下或0.120％以下。

(Si：0.05％以上且2.50％以下)

Si是能够通过固溶强化而提高材料强度的重要的元素。如果Si含量小于0.05％，则屈服强度降低，因此Si含量为0.05％以上。Si含量优选为0.10％以上，进而优选为0.30％以上、1.00％以上或1.20％以上。

另一方面，如果Si含量超过2.50％，则会引起表面性状恶化，因此Si含量为2.50％以下。Si含量优选为2.00％以下、更优选为1.80％以下、1.50％以下或1.30％以下。

(Mn：1.00％以上且4.00％以下)

Mn是在提高钢板的机械强度方面有效的元素。如果Mn含量小于1.00％，则不能确保780MPa以上的拉伸强度。因此，Mn含量为1.00％以上。Mn含量优选为1.50％以上，更优选为1.80％以上、2.00％以上或2.20％以上。

另一方面，如果过剩地添加Mn，则由于Mn偏析而组织变得不均匀，弯曲加工性降低。因此，Mn含量为4.00％以下，优选为3.00％以下，更优选为2.80％以下、2.60％以下或2.50％以下。

(sol.Al：0.001％以上且2.000％以下)

Al是具有使钢脱氧而使钢板健全化的作用的元素。如果sol.Al含量小于0.001％，则不能充分地脱氧，因此sol.Al含量为0.001％以上。但是，在需要充分脱氧的情况下，更优选添加0.010％以上。进而优选sol.Al含量为0.020％以上、0.030％以上或0.050％以上。

另一方面，如果sol.Al含量超过2.000％，则焊接性的降低显著，并且氧化物系夹杂物增加而表面性状的恶化显著。因此，sol.Al含量为2.000％以下，优选为1.500％以下，更优选为1.000％以下，最优选为0.090％以下、0.080％以下或0.070％以下。此外，sol.Al是指未成为Al₂O₃等氧化物而可溶于酸的酸可溶Al。

(Ti和Nb的合计：0.04％以上且0.40％以下)

在本发明中，Ti和Nb在对热轧钢板进行退火时作为析出物而有助于强度，因此是重要的元素。为了得到该效果，Ti和Nb合计需要为0.04％以上。如果Ti和Nb合计小于0.04％则得不到充分的强度。Ti和Nb合计优选为0.08％以上，更优选为0.10％以上、0.12％以上或0.15％以上。另一方面，如果过剩地添加Ti和Nb，则抑制热轧时的再结晶，特定的结晶取向的织构会发达，由此作为汽车用钢板的成形性的指标之一的扩孔性会恶化。因此，Ti和Nb合计需要为0.40％以下。Ti和Nb合计优选为0.35％以下，更优选为0.32％以下、0.30％以下或0.25％以下。

(Ti：0.20％以下)

如上所述，如果过剩地添加Ti，则抑制热轧时的再结晶，特定的结晶取向的织构会发达，由此作为汽车用钢板的成形性的指标之一的扩孔性会恶化。因此，Ti的含量需要为0.20％以下。也可以将Ti含量设为0.18％以下、0.15％以下或0.10％以下。Ti单独的含量的下限没有特别限定，根据上述的Ti和Nb的合计含量的观点来确定Ti的含量的下限。因此，Ti含量也可以为0％。但是，例如也可以将Ti含量规定为0.01％以上、0.02％以上或0.05％以上。

(Nb：0.20％以下)

如上所述，如果过剩地添加Nb，则抑制热轧时的再结晶，特定的结晶取向的织构会发达，由此作为汽车用钢板的成形性的指标之一的扩孔性会恶化。因此，Nb的含量需要为0.20％以下。也可以将Nb含量设为0.18％以下、0.15％以下或0.10％以下。Nb单独的含量的下限没有特别限定，根据上述的Ti和Nb的合计含量的观点来确定Nb的含量的下限。因此，Nb含量也可以为0％。但是，例如也可以将Nb含量规定为0.01％以上、0.02％以上或0.05％以上。

本实施方式的高强度钢板作为化学成分含有杂质。此外，“杂质”例如是指在工业上制造钢时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质等。杂质例如是指P、S、N等元素。为了充分发挥本实施方式的效果，优选如以下这样限制这下杂质。另外，由于优选杂质的含量少，因此不需要限制下限值，杂质的下限值也可以为0％。

(P：0.100％以下)

P是一般钢中含有的杂质，由于具有提高拉伸强度的作用，因此也可以积极地含有P。但是，如果P含量超过0.100％则焊接性的恶化显著。因此，P含量限制为0.100％以下。P含量优选限制为0.080％以下、0.070％以下或0.050％以下。

P含量的下限值没有特别限定，但为了更可靠地得到基于上述作用的效果，也可以将P含量设为0.001％以上、0.002％以上或0.005％以上。

(S：0.0200％以下)

S是钢中含有的杂质，从焊接性的观点出发越少越优选。如果S含量超过0.0200％，则焊接性的降低显著，并且MnS的析出量增加，低温韧性降低。因此，S含量限制为0.0200％以下。S含量优选限制为0.0100％以下，进而优选限制为0.0080％以下、0.0070％以下或0.0050％以下。

S含量的下限值没有特别限定，但从脱硫成本的观点出发，S含量也可以为0.0010％以上、0.0015％以上或0.0020％以上。

(N：0.01000％以下)

N是钢中含有的杂质，从焊接性的观点出发越少越优选。如果N含量超过0.01000％则焊接性的降低显著。因此，N含量限制为0.01000％以下，也可以优选为0.00900％以下、0.00700％以下或0.00500％以下。N含量的下限值没有特别限定，但例如也可以将N含量设为0.00005％以上、0.00010％以上或0.00020％以上。

(O：0.0100％以下)

O是钢中含有的杂质，从焊接性的观点出发越少越优选。如果O含量超过0.0100％则焊接性的降低显著。因此，O含量限制为0.0100％以下、优选为0.0090％以下、0.0070％以下或0.0050％以下。O含量的下限值没有特别限定，但例如也可以将O含量设为0.0005％以上、0.0008％以上或0.0010％以上。

本实施方式的高强度钢板，在上述说明的基本元素和杂质之外，也可以含有选择元素。例如，替代作为上述的剩余部分的Fe的一部分，作为选择元素也可以含有B、V、Cr、Mo、Cu、Co、W、Ni、Ca、Mg、REM、Zr。这些选择元素可以根据其目的而含有。因此，不需要限制这些的选择元素的下限值，下限值也可以为0％。另外，这些选择元素即使作为杂质而含有，上述效果也不会被损害。

(B：0％以上且0.010％以下)

B在晶界偏析，提高晶界强度，由此能够抑制冲裁时的冲裁截面的粗糙。因此，也可以含有B。即使B含量超过0.010％，上述效果也饱和，在经济上变得不利，因此B含量的上限为0.010％以下。B含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。为了适当地得到上述效果，B含量可以为0.001％以上。

(V：0％以上且1.000％以下)

(Cr：0％以上且1.000％以下)

(Mo：0％以上且1.000％以下)

(Cu：0％以上且1.000％以下)

(Co：0％以上且1.000％以下)

(W：0％以上且1.000％以下)

(Ni：0％以上且1.000％以下)

V、Cr、Mo、Cu、Co、W、Ni均是为了稳定地确保强度而具有效果的元素。因此，也可以含有这些元素。但是，关于任意一种元素，即使分别含有超过1.000％，基于上述作用的效果也容易饱和，有时在经济上不利。因此，V含量、Cr含量、Mo含量、Cu含量、Co含量、W含量以及Ni含量优选分别为1.0％以下或1.000％以下。也可以将V含量、Cr含量、Mo含量、Cu含量、Co含量、W含量以及Ni含量各自的上限值设为0.500％以下、0.300％以下或0.100％以下。

此外，为了更可靠地得到基于上述作用的效果，优选含有：

V：0.005％以上、0.008％以上或0.010％以上、

Cr：0.005％以上、0.008％以上或0.010％以上、

Mo：0.005％以上、0.008％以上或0.010％以上、

Cu：0.005％以上、0.008％以上或0.010％以上、

Co：0.005％以上、0.008％以上或0.010％以上、

W：0.005％以上、0.008％以上或0.010％以上、以及

Ni：0.005％以上、0.008％以上或0.010％以上

中的至少一种。

(Ca：0％以上且0.100％以下)

(Mg：0％以上且0.100％以下)

(REM：0％以上且0.100％以下)

(Zr：0％以上且0.100％以下)

Ca、Mg、REM、Zr均是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化，具有提高韧性的作用的元素。因此，也可以含有这些元素中的一种或两种以上。但是，关于任意一种元素，如果分别含有超过0.0100％，则有时表面性状的恶化会显著化。因此，各元素的含量优选分别为0.01％以下或0.0100％以下。也可以将Ca、Mg、REM、Zr各自的含量的上限设为0.0080％、0.0050％或0.0030％。此外，为了更可靠地得到基于上述作用的效果，优选将这些元素中的至少一个的含量的设为0.0003％以上、0.0005％以上或0.0010％以上。

在此，REM是指Sc、Y以及镧系元素的合计17种元素，为其中至少一种。上述REM含量是这些元素中的至少一种的合计含量。在镧系元素的情况下，在工业上以混合金属的形式被添加。

此外，在本实施方式的高强度钢板中，作为化学成分，以质量计优选含有：Ca：0.0003％以上且0.0100％以下、Mg：0.0003％以上且0.0100％以下、REM：0.0003％以上且0.0100％以下、以及Zr：0.0003％以上且0.0100％以下中的至少一种。

上述钢成分可以通过钢的一般分析方法测定。例如，钢成分可以使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体-原子发射光谱法)来测定。此外，C和S可以使用燃烧-红外线吸收法来测定，N可以使用惰性气体熔融-热传导法来测定，O可以使用惰性气体熔融-非分散型红外线吸收法来测定。

2.金属组织

在本实施方式的高强度钢板中，金属组织中的回火马氏体和贝氏体的合计面积率为80％以上。

(贝氏体和回火马氏体的合计面积率为80％以上)

在本发明中，为了尽量减少在热轧钢板卷取时由于卷材内的冷却速度的不同而引起的组织和特性偏差，例如通过在热轧后的冷却带中冷却至500℃以下的温度等，将组织的80％以上设为作为低温相变组织的贝氏体和马氏体是重要的。马氏体在之后的回火工序中成为回火马氏体。因此，贝氏体和回火马氏体的合计面积率为整体的80％以上。在该合计面积率小于80％的情况下，材质偏差增大，因此不优选。也可以将贝氏体和回火马氏体的合计面积率设为85％以上、90％以上或95％以上。不需要规定贝氏体和回火马氏体的合计面积率的上限，例如也可以将贝氏体和回火马氏体的合计面积率设为100％。另一方面，铁素体等也可以作为金属组织的剩余部分而包含于钢板。因此，例如也可以将贝氏体和回火马氏体的合计面积率设为98％以下、95％以下或92％以下。

本发明的金属组织的剩余部分也可以具有铁素体、珠光体、残留奥氏体、初生马氏体以及渗碳体。

金属组织的测定方法

通过以下方法进行这些金属组织的鉴定、存在位置的确认以及面积分率的测定。

首先，使用硝酸乙醇试剂和日本特开昭59-219473号公报中公开的试剂，对与轧制方向平行的截面(即，与轧制方向平行且与轧制面垂直的截面)进行腐蚀。关于截面的腐蚀，具体而言，将在100ml的乙醇中溶解有1～5g的苦味酸的溶液作为A液，将在100ml的水中溶解有1～25g的硫代硫酸钠和1～5g的柠檬酸的溶液作为B液，将A液与B液以1：1的比例进行混合制成混合液，将相对于该混合液的总量进一步添加1.5～4％的比例的硝酸而混合制成的液体作为预处理液。另外，将在2％硝酸乙醇液体中添加相对于2％硝酸乙醇液体的总量为10％的比例的上述预处理液而混合制成的液体作为后处理液。将与轧制方向平行的截面(即，与轧制方向平行且与轧制面垂直的截面)在上述预处理液中浸渍3～15秒，用乙醇洗净并干燥后，在上述后处理液中浸渍3～20秒后进行水洗、干燥，由此对上述截面进行腐蚀。

接着，如图1所示，通过在距钢板1的表面(轧制面11)为板厚的1/4深度且板宽方向WD的中央的位置，使用扫描型电子显微镜以倍率1000～100000倍，对40μm×30μm的区域至少进行3个区域的观察，来进行上述金属组织的鉴定、存在位置的确认以及面积分率的测定。此外，不论在测定对象是制造后未受到特别的机械加工的钢板(换言之，未从卷材切出的钢板)的情况下，或是从卷材切出的钢板，板宽方向中央位置都是指从板宽方向WD观察到的距钢板1的两端实质上处于等距离的位置。

此外，通过上述的测定方法难以区分下部贝氏体和回火马氏体。因此，在本实施方式中，不需要对二者进行区分。即，“贝氏体和回火马氏体”的合计的面积分率通过对“上部贝氏体”和“下部贝氏体或回火马氏体”的面积分率进行测定而得到。上部贝氏体是板条的集合体，是在板条间包含碳化物的组织。下部贝氏体是在内部包含长径5nm以上且沿同一方向伸长的铁系碳化物的组织。回火马氏体是板条状的晶粒的集合，是在内部包含长径5nm以上且沿不同方向伸长的铁系碳化物的组织。

(在与轧制方向平行且与轧制面垂直的截面的板厚1/4位置处，沿板宽方向每隔50mm在10处，对直径为10nm以下且含有Ti和Nb中的至少一方的析出物的个数密度进行测定时，该个数密度的标准偏差小于5×10¹⁰个/mm³)

在本发明中，为了确保伸长率和弯曲性并保证强度，含有Ti和Nb中的至少一方的析出物(以下，称为含Ti/Nb析出物)是重要的。一般地，钢板的强度与钢板的伸长率和弯曲性具有反比例的倾向。但是，通过使用含Ti/Nb析出物，能够不损害伸长率和弯曲性而提高钢板的强度。

另一方面，由于强度或伸长率根据含Ti/Nb析出物的析出量而变化，因此含Ti/Nb析出物的析出量沿板宽方向(即，与轧制方向垂直的方向)均匀分布是重要的。如果含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差为5×10¹⁰个/mm³以上，则成为机械特性偏差的原因，得不到材质稳定性。因此，将含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差设为小于5×10¹⁰个/mm³，优选为小于4×10¹⁰个/mm³或小于3×10¹⁰个/mm³。

此外，由于只要化学成分以及含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差在上述范围内，则推定为为了确保伸长率和弯曲性而得到适当量的含Ti/Nb析出物，因此不需要特别限定含Ti/Nb析出物的个数密度自身的上下限值。另一方面，也可以将含Ti/Nb析出物的个数密度规定为3.5×10¹⁰个/mm³以上、3.8×10¹⁰个/mm³以上或4.0×10¹⁰个/mm³以上。

含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差通过以下方法测定。

在图2所示的与轧制方向RD平行且与轧制面11垂直的截面12的板厚1/4位置121处，采集按照日本特开2004-317203号公报所记载的方法制作的复制试样，使用透射型电子显微镜进行观察。视野为50000倍的倍率，在3个视野中，对作为(长径×短径)的平方根而求出的值(当量圆直径的近似值)为10nm以下的含Ti/Nb析出物的个数进行计数。并且，通过将计数得到的含Ti/Nb析出物的个数除以电解后的试样的体积，算出合计析出物密度。此外，当量圆直径超过10nm的析出物对于析出强化的贡献小，不会对在本发明中得到的特性造成很大影响。因此，不进行关于当量圆直径超过10nm的析出物的个数密度的限定。

在沿板宽方向WD每隔50mm在10处(参照图2)采集该复制试样，求出各试样中的含Ti/Nb析出物的个数密度。并且，将10种复制试样各自的含Ti/Nb析出物的个数密度的平均值视为钢板的含Ti/Nb析出物的个数密度。另外，将10种复制试样各自的含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差视为钢板的含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差。

此外，在成为测定对象的钢板的沿板宽方向的大小足够大时，含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差的测定部位可以配置在沿板宽方向的一条直线上。另一方面，在成为测定对象的钢板的沿板宽方向的大小不足450mm时，含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差的测定部位可以配置在沿板宽方向的两条以上的直线上。在测定含Ti/Nb析出物的个数密度之外的特性(例如表面粗糙度等)的板宽方向的标准偏差时，也可以如上述这样配置测定部位。

3.表面粗糙度Ra的标准偏差

(沿板宽方向每隔50mm在10处测定出的表面粗糙度Ra的标准偏差优选为1.0μm以下)

只要化学成分、金属组织以及后述的拉伸强度在规定的范围内，本实施方式的钢板没有特别限定。另一方面，在沿板宽方向(即，与轧制方向垂直的方向)每隔50mm在10处对轧制面11的表面粗糙度Ra进行测定时，也可以将表面粗糙度Ra的标准偏差设为1.0μm以下。通过抑制表面粗糙度Ra的偏差，能够抑制弯曲加工性的偏差，进一步提高材质稳定性。因此，优选将该标准偏差设为1.0μm以下。但是，钢板的表面粗糙度能够通过追加加工自由地变更。例如，在通过后述的优选的制造方法制造材质稳定性优异的高强度钢板后，也可以对该高强度钢板进行发纹加工等变更表面粗糙度的加工。从该观点出发，并非必须将表面粗糙度Ra的标准偏差设为上述范围内。

此外，表面粗糙度Ra使用接触式粗糙度计(Mitutoyo制SURFTEST SJ-500)，在各测定位置，在板宽方向上在5mm的长度上取得粗糙度曲线，通过JIS B0601：2001所记载的方法求出算术平均粗糙度Ra。使用这样求出的各测定位置处的算数平均粗糙度Ra，求出表面粗糙度Ra的标准偏差。

另外，在钢板的表面配置有镀敷和涂装等表面处理覆膜的情况下，“钢板的表面粗糙度Ra”是指从钢板除去表面处理覆膜后测定的表面粗糙度。即，钢板的表面粗糙度Ra是指基底铁表面的粗糙度。在对基底铁的表面粗糙度不造成影响的范围内，能够根据表面处理覆膜的种类而适当选择除去表面处理覆膜的方法。例如，在表面处理覆膜为镀锌的情况下，可以使用添加了抑制剂的稀盐酸使镀锌层溶解。由此，能够仅将镀锌层从钢板剥离。抑制剂是指为了抑制因防止基底铁的过溶解导致的粗糙度的变化而使用的添加剂。例如，可以将在稀释至10～100倍的盐酸中以达到0.6g/L的浓度的方式添加了朝日化学工业株式会社制的盐酸酸洗用腐蚀抑制剂“IBIT No.700BK”而得到试剂，作为镀锌层的剥离手段来使用。

4.机械强度

(拉伸强度TS：780MPa以上)

作为有助于汽车的轻量化的充分的强度，本实施方式的高强度钢板具有780MPa以上的拉伸强度(TS)。钢板的拉伸强度也可以为800MPa以上、900MPa以上或1000MPa以上。另一方面，推定在本实施方式的构成中难以超过1470MPa。因此，拉伸强度的上限不需要特别限定，但在本实施方式中能够将实质上的拉伸强度的上限设为1470MPa。另外，也可以将钢板的拉伸强度设为1400MPa以下、1300MPa以下或1200MPa以下。

此外，拉伸试验可以依据JIS Z2241(2011)，按照以下步骤进行。从高强度钢板的沿板宽方向50mm间隔的10个位置采集JIS5号试验片。在此，使钢板的板宽方向与试验片的长度方向一致。另外，在沿钢板的轧制方向错开的位置采集各试验片，以使得各试验片的采集位置不干扰。依据JIS Z2241(2011)的规定对这些试验片实施拉伸试验，求出拉伸强度TS(MPa)，计算它们的平均值。将该平均值视为高强度钢板的拉伸强度。

另外，作为成形性的指标，本实施方式的高强度钢板的伸长率、扩孔性也可以分别具有以下特性。这些机械特性是通过上述的本实施方式的高强度钢板的各特性而得到的。

(总伸长率EL：10％以上)

作为成形性的指标，本实施方式的高强度钢板也可以具有9％或10％以上的总伸长率。另一方面，在本实施方式的构成中难以使总伸长率超过35％。因此，实质上的总伸长率的上限也可以为35％。

(极限弯曲R/t(弯曲性)：2.0以下)

在使用将极限弯曲R(mm)除以板厚t(mm)的值R/t作为弯曲性的指标的情况下，本实施方式的高强度钢板也可以具有2.0以下的R/t。另一方面，在本实施方式的构成中，难以使弯曲性的指标R/t为0.1以下。因此，也可以将实质上的弯曲性的指标R/t的下限值设为0.1。

极限弯曲R通过反复实施应用了各种弯曲半径的弯曲试验而求出。在弯曲试验中，依据JIS Z 2248(2006)(V形块90°弯曲试验)进行弯曲加工。弯曲半径(准确而言，弯曲的内侧半径)以0.5mm间距变更。弯曲试验的弯曲半径越小，则钢板越容易产生裂纹和其他缺点。将在该试验中求出的在钢板上不产生裂纹和其他缺点的最小的弯曲视为极限弯曲R。并且，将该极限弯曲R除以钢板的厚度t而得到的值用作评价弯曲性的指标R/t。

作为材质稳定的指标，本实施方式的高强度钢板在沿板宽方向(即，与轧制方向成直角的方向)每隔50mm在10处测定出的拉伸试验结果中，也可以是TS的标准偏差为50MPa以下以及EL的标准偏差为1％以下。求出TS标准偏差和EL标准偏差的方法与上述的用于求出拉伸强度的平均值的拉伸试验方法相同。通过求出基于上述方法的10次拉伸试验的结果的标准偏差，得到TS标准偏差和EL标准偏差。

另外，在本实施方式的高强度钢板中，也可以使沿板宽方向每隔50mm在10处测定出的R/t(极限弯曲R(mm)、板厚t(mm))的标准偏差为0.2以下。

5.制造方法

接着，对本实施方式的高强度钢板的优选的制造方法的一个示例进行说明。但是，希望注意本实施方式的高强度钢板的制造方法没有特别限定。满足上述要件的钢板不论其制造方法如何全部视为本实施方式的钢板。

在热轧之前进行的制造工序没有特别限定。即，在基于高炉或电炉的熔炼后，进行各种二次冶炼，接着只要通过通常的连续铸造、基于铸锭法的铸造或薄板坯铸造等方法进行铸造即可。在连续铸造的情况下，可以将铸造板坯一度冷却至低温后再次进行加热之后进行热轧，也可以不将铸造板坯冷却至低温，而在铸造后直接进行热轧。原料也可以使用废料。

对铸造的板坯实施加热工序。在该加热工序中，在将板坯加热至1100℃以上且1350℃以下的温度后，保持30分钟以上。在添加有Ti或Nb的情况下，在加热至1200℃以上且1350℃以下的温度后，保持30分钟以上。如果加热温度小于1200℃，则作为析出物元素的Ti、Nb未充分溶解，因此在之后的热轧时得不到充分的析出强化，并且作为粗大的碳化物残留，从而使成形性恶化，因此不优选。因此，在包含Ti、Nb的情况下，板坯的加热温度为1200℃以上。另一方面，如果加热温度超过1350℃，则氧化皮生成量增大，成品率降低，因此加热温度为1350℃以下。为了使Ti、Nb充分溶解，加热保持时间优选为30分以上。另外，为了抑制过度的氧化皮损耗，优选将加热保持时间设为10小时以下，进而优选为5小时以下。

接着，对加热后的板坯进行粗轧，实施制成粗轧板的粗轧工序。

粗轧只要将板坯制成所期望的尺寸形状即可，其条件没有特别限定。此外，粗轧板的厚度对精轧工序中的从轧制开始时至轧制完成时的从热轧钢板前端至尾端的温度降低量造成影响，因此优选考虑此情况来决定。

对粗轧板实施精轧。在该精轧工序中，进行多级精轧。在本实施方式中，在满足以下式(1)的条件下在850℃～1200℃的温度范围内进行精轧。

K’/Si^*≧2.50…(1)

在此，Si≧0.35时为Si^*＝140√Si，Si<0.35时为Si^*＝80。此外，Si表示钢板的Si含量(质量％)。

另外，上述式(1)中的K’由以下式(2)表示。

K’＝D×(DT-930)×1.5+Σ((FT_n-930)×S_n)…(2)

在此，D为精轧开始前的水压除氧化皮的每单位时间的吹送量(m³/min)，DT为进行精轧开始前的水压除氧化皮时的钢板温度(℃)，FT_n为精轧的第n级中的钢板温度(℃)，S_n为在精轧的第n-1级与n级之间将水喷雾状地向钢板吹送时的每单位时间的吹送量(m³/min)。

Si^*是表示由氧化皮引起的凹凸的产生容易度的与钢板成分相关的参数。如果钢板成分的Si量多，则热轧时在表层生成的氧化皮，从比较容易被除氧化皮而难以在钢板上形成凹凸的氧化亚铁(FeO)变化为以在钢板上生根的方式生长而容易形成凹凸的橄榄石(Fe₂SiO₄)。因此，Si量越大，即Si^*越大则表层的凹凸越容易形成。在此，因Si添加导致的表层的凹凸的形成容易度在添加0.35质量％以上的Si时效果特别显著。因此，在添加0.35质量％以上时，Si^*为Si的函数，但在0.35质量％以下则为常数。

K’是表示凹凸的形成困难度的制造条件的参数。上述式(2)的第1项目表示为了抑制凹凸的形成而在精轧开始前进行水压除氧化皮时，水压除氧化皮的每时间单位的吹送量越多、钢板温度越高，则在除氧化皮的观点上越有效。在精轧开始前进行多次除氧化皮时，使用距精轧最近的除氧化皮的值。

上述式(2)的第2项目是表示对于在精加工前的除氧化皮中未能完全剥离的氧化皮或在精轧中再次形成的氧化皮，在精轧中进行除氧化皮时的效果的项，表示在高温中，通过将大量的水喷雾状地向钢板吹送而容易进行除氧化皮。

如果表示凹凸的形成困难度的制造条件的参数K’与表示氧化皮伤部的形成容易度的与钢板成分相关的参数Si^*的比为2.50以上，则能够充分地抑制凹凸，并能够抑制回火时的温度偏差。因此，将K’/Si^*设为2.50以上，优选为3.00以上，更优选为3.50以上。

此外，为了使作为本发明中优选的方式的沿板宽方向(即，与轧制方向成直角的方向)每隔50mm在10处测定出的表面粗糙度Ra的标准偏差为0.5μm以下，优选为K’/Si^*≧3.00。

继精轧后，以平均冷却速度50℃/s以上进行冷却，以卷取温度450℃以下进行卷取。如上所述，这是为了通过使作为低温相变组织的贝氏体和马氏体成为主要组织来抑制因卷取后的温度履历而引起的特性的偏差。在此，平均冷却速度是将冷却开始时与卷取前的温度的差除以该时间而得到的值。如果平均冷却速度小于50℃/s，则难以使贝氏体和回火马氏体的合计面积率为整体的80％以上。

如果卷取温度超过450℃，则同样难以使贝氏体和回火马氏体的合计面积率为整体的80％以上。从该观点出发，将卷取温度设为450℃以下，优选为400℃以下，更优选为200℃以下。另外，将卷取温度设为450℃以下也具有抑制卷取后在钢板表面形成内部氧化物，表层的粗糙度增大的效果。

以除去钢板表面的氧化物为目的，对这样制造的高强度钢板实施酸洗。酸洗处理例如可以在3～10％浓度的盐酸中在85℃～98℃的温度下进行20秒～100秒。

另外，也可以对制造的热轧钢板实施压下率20％以下的轻压下。轻压下具有导入成为回火时的析出物的析出点的位错的目的，若实施，则除了容易得到强度之外，还具有形状矫正的效果，因此优选。轻压下可以在酸洗工序之前实施，也可以在之后实施。如果在酸洗工序后进行轻压下，则具有进一步降低表层的粗糙度的效果。此外，为了成为本发明中优选的方式，即在沿板宽方向(即，与轧制方向成直角的方向)每隔50mm在10处测定表面粗糙度Ra时，表面粗糙度Ra的标准偏差为0.5μm以下，需要在酸洗工序后进行轻压下。

将得到的钢板在550℃～750℃下进行10秒～1000秒的回火(加热)。回火具有使低温相变组织的位错恢复而提高伸长率的目的，还具有使包含Ti或Nb的析出物析出以得到强度的目的。

如果回火温度小于550℃则不能充分地保证伸长率，另外，也不能保证强度，因此不优选。如果以回火温度超过750℃地进行加热，则析出物粗大化，不能保证强度，因此不优选。因此，在本实施方式的高强度钢板的制造方法中，将回火温度设为550℃～750℃。

如果加热时间小于10秒则不能充分地保证伸长率，另外，也不能保证强度，因此不优选。如果进行加热的加热时间超过1000秒，则通过位错的恢复提高伸长率和通过析出提高强度的效果会饱和，因此考虑到生产性，设为1000秒之内。因此，在本实施方式的高强度钢板的制造方法中，将回火时间设为10秒～1000秒。

可以在加热后实施热浸镀锌，也可以实施合金化热浸镀锌。通过使用本专利的技术降低表面的粗糙度，也可以得到热浸镀锌的润湿性提高，能够赋予均匀的镀敷的效果。

根据上述制造方法，能够制造本实施方式的高强度钢板。

[实施例]

以下，参照示例对本发明的高强度钢板进行更具体的说明。但是，以下实施例是本发明的高强度钢板的示例，本发明的高强度钢板不限定于以下的方式。以下所记载的实施例中的条件，是用于确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件示例，本发明不被限制于该一个条件示例。本发明只要不脱离本发明的主旨、达到本发明的目的，则能够采用各种条件。

铸造表1所示的化学成分的钢，铸造后，直接或暂时冷却至室温后进行再加热，加热至1200℃～1350℃的温度范围，之后，在1100℃以上的温度下对板坯进行粗轧，制作粗轧板。此外，在表1中，对发明范围外的值标注有下划线。

[表1]

在表2和表3所记载的条件下，对粗轧板实施了由全级7级构成的多级精轧。

之后，在表4和表5所记载的各条件下，实施了精轧后的冷却和卷取。

之后，对全部条件进行了酸洗，但对于一部分条件，在酸洗之前或之后续工序实施轻压下。之后，以加热速度30℃/s～150℃/s的速度升温至回火温度，以表4和表5所记载的回火温度、时间进行回火。之后，一部分条件实施了合金化热浸镀锌或热浸镀锌。在镀敷工序中，钢板处于400℃～520℃的温度范围内。

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

对得到的高强度钢板，通过以下方法对金属组织进行观察。

首先，使用硝酸乙醇试剂和日本特开昭59-219473号公报中公开的试剂，对与轧制方向平行且与轧制面垂直的截面进行腐蚀。关于截面的腐蚀，具体而言，将在100ml的乙醇中溶解有1～5g的苦味酸的溶液作为A液，将在100ml的水中溶解有1～25g的硫代硫酸钠和1～5g的柠檬酸的溶液作为B液，将A液与B液以1：1的比例进行混合制成混合液，将相对于该混合液的总量进一步添加1.5～4％的比例的硝酸而混合制成的液体作为预处理液。另外，将在2％硝酸乙醇液体中添加相对于2％硝酸乙醇液体的总量为10％的比例的上述预处理液而混合制成的液体作为后处理液。将与轧制方向平行且与轧制面垂直的截面在上述预处理液中浸渍3～15秒，用乙醇洗净并干燥后，在上述后处理液中浸渍3～20秒后进行水洗、干燥，由此对上述截面进行腐蚀。

接着，通过在从钢板表面到板厚的1/4深度且板宽方向中央位置，使用扫描型电子显微镜以倍率1000～100000倍，对40μm×30μm的区域至少进行3个区域的观察，来进行金属组织的鉴定、存在位置的确认以及面积分率的测定。

此外，“贝氏体和回火马氏体”的合计的面积分率通过对“上部贝氏体”和“下部贝氏体或回火马氏体”的面积分率进行测定而得到。

含Ti/Nb析出物的个数密度以及其标准偏差通过以下方法进行测定。

在图2所示的与轧制方向RD平行且与轧制面11垂直的截面12的板厚1/4位置121处，采集按照日本特开2004-317203号公报所记载的方法制作的复制试样，使用透射型电子显微镜进行观察。视野为50000倍的倍率，在3个视野中，对作为(长径×短径)的平方根而求出的值(当量圆直径的近似值)为10nm以下的含Ti/Nb析出物的个数进行计数。并且，通过将计数得到的个数除以电解后的体积，算出合计析出物密度。

沿板宽方向每隔50mm在10处采集该复制试样，求出各试样中的含Ti/Nb析出物的个数密度。并且，将10种复制试样各自的含Ti/Nb析出物的个数密度的平均值视为钢板的含Ti/Nb析出物的个数密度。另外，将10种复制试样各自的含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差视为钢板的含Ti/Nb析出物的个数密度的标准偏差。

通过以下步骤求出沿与轧制方向垂直的方向每隔50mm在10处的位置测定的表面粗糙度Ra的标准偏差。使用接触式粗糙度计(Mitutoyo制SURFTEST SJ-500)，在各测定位置，在轧制垂直方向上在5mm的长度上取得粗糙度曲线，通过JIS B0601：2001所记载的方法求出算术平均粗糙度Ra。使用这样求出的各测定位置处的算数平均粗糙度Ra，求出表面粗糙度Ra的标准偏差。

拉伸强度使用从高强度钢板以轧制方向和垂直方向(C方向)为长度方向的方式采集的JIS5号试验片，依据JIS Z2241(2011)的规定实施拉伸试验，求出拉伸强度TS(MPa)、对接伸长率(总伸长率)EL(％)。采集是从钢板的沿板宽方向50mm间隔的10个位置进行。将10个试验片的拉伸强度的平均值视为钢板的拉伸强度TS，在满足TS≧780MPa的情况下，认为是高强度热轧钢板而认为合格。

另外，求出钢板的沿板宽方向50mm间隔的10个位置的TS和EL的标准偏差。将TS的标准偏差为50MPa以下且EL的标准偏差为1％以下的钢板判定为材质稳定性优异的钢板。

弯曲试验依据JIS Z 2248(V形块90°弯曲试验)进行弯曲加工，弯曲R(mm)以0.5mm间距进行试验。

另外，沿板宽方向(与轧制方向垂直的方向)以50mm间隔在10个位置对R/t进行测定，求出其标准偏差。

[表6]

[表7]

在表6和表7中，对发明范围外的值标注了下划线。如表所示，在满足本发明的条件的实施例中，拉伸强度、总伸长率、弯曲性、拉伸强度的偏差以及总伸长率的偏差的全部都优异。另一方面，在不满足至少一个本发明的条件的比较例中，拉伸强度(表中记载的“平均拉伸强度TS”)、总伸长率(表中记载的“平均总伸长率EL”)、弯曲性(表中记载的“平均极限弯曲R/t”)、拉伸强度的偏差(表中记载的“TS标准偏差”)以及总伸长率的偏差(表中记载的“EL标准偏差”)中的至少一个特性不充分。

具体而言，在比较例1和比较例2中，在与轧制方向平行且与轧制面垂直的截面的板厚1/4位置测定的直径为10nm以下且含有Ti和Nb中的至少一方的析出物的个数密度的标准偏差(表中记载的“析出物标准偏差”)大。因此，在比较例1和比较例2中，拉伸强度的偏差和总伸长率的偏差不良。认为这是由于在K’/Si^*不足的条件下进行了比较例1和比较例2的制造，未能减小热轧结束后的钢板的表面粗糙度。

在比较例3中，金属组织中的回火马氏体和贝氏体的合计面积率不足，进而，析出物标准偏差大。因此，在比较例3中，TS标准偏差和EL标准偏差不良。认为这是由于在精轧后的平均冷却速度不足的条件下进行了比较例3的制造，未能抑制由卷曲后的温度履历引起的特性的偏差。

在比较例4中，金属组织中的回火马氏体和贝氏体的合计面积率不足，进而，析出物标准偏差大。因此，在比较例4中，TS标准偏差和EL标准偏差不良。推定这是由于在卷取温度过高的条件下进行了比较例4的制造，未能抑制卷曲后在钢板表面形成内部氧化物以及表层的粗糙度的增大。

在比较例5中，平均拉伸强度TS不足，平均总伸长率EL不足。认为这是由于在回火温度过高的条件下进行了比较例5的制造。

在比较例6中，平均拉伸强度TS不足，平均总伸长率EL不足。认为这是由于在回火时间不足的条件下进行了比较例的6制造。

在比较例22中，平均拉伸强度TS不足，平均总伸长率EL不足。认为这是由于在回火温度不足的条件下进行了比较例的22制造。

在比较例41中，Ti和Nb的合计量不足，平均拉伸强度TS不足。认为这是由于在比较例41中成为含Ti/Nb析出物的材料的Ti和Nb的量不足，因此未产生析出强化。

附图标记说明

1 高强度钢板(钢板)

11 轧制面

12 与轧制方向平行且与轧制面垂直的截面

121 与轧制方向平行且与轧制面垂直的截面的板厚1/4位置

RD 轧制方向(Rolling Direction)

TD 板厚方向(Thickness Direction)

WD 板宽方向(Width Direction)