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CN120958160A - 钢板、构件和它们的制造方法 - Google Patents

钢板、构件和它们的制造方法

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Publication number
CN120958160A
CN120958160A CN202480021832.3A CN202480021832A CN120958160A CN 120958160 A CN120958160 A CN 120958160A CN 202480021832 A CN202480021832 A CN 202480021832A CN 120958160 A CN120958160 A CN 120958160A
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
steel sheet
steel plate
temperature
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202480021832.3A
Other languages
English (en)
Inventor
山岸大起
王芳怡
川崎由康
中垣内达也
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN120958160A publication Critical patent/CN120958160A/zh
Pending legal-status Critical Current

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Abstract

本发明提供拉伸强度TS为780MPa以上且小于1180MPa、并且具有高的屈服应力YS、总伸长率、局部伸长率、弯曲性和能量吸收特性优良的钢板、构件和它们的制造方法。将基体钢板设为规定的成分组成，在基体钢板的表层具有20μm以上的表层软质层，在基体钢板的板厚1/4位置的钢组织中，将铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体、残余奥氏体、新鲜马氏体设为规定范围，将存在于贝氏体铁素体中的包含残余奥氏体和新鲜马氏体的硬质第二相的平均粒径设为3.0μm以下。

Description

钢板、构件和它们的制造方法
技术领域
本发明涉及高强度且碰撞特性优良的钢板、构件和它们的制造方法。本发明的钢板主要能够适合用于作为汽车用钢板的用途。
背景技术
从保护地球环境的观点考虑，为了削减CO2排放量，在维持汽车车身的强度的同时谋求其轻量化、改善汽车的燃料效率在汽车业界经常成为重要的课题。为了在维持汽车车身的强度的同时谋求其轻量化，通过作为汽车部件用原材的钢板的高强度化来使钢板薄壁化是有效的。另一方面，以钢板作为原材的汽车部件在碰撞时确保车内人员的安全成为前提。因此，对于作为汽车部件用原材使用的高强度钢板，除了要求具有期望的强度以外，还要求优良的碰撞特性。
近年来，在汽车车身中拉伸强度TS为780MPa以上的高强度钢板的应用不断扩大。从碰撞特性的观点考虑，汽车部件大致分为中柱、保险杠等非变形构件和侧梁等能量吸收构件，为了在汽车走行中万一发生碰撞的情况下确保乘务人员的安全，分别要求必要的碰撞特性。非变形构件中，高强度化在发展，拉伸强度(以下也简称为TS)为780MPa以上的高强度钢板已经实用化。但是，在应用于能量吸收构件时，780MPa以上的高强度钢板在碰撞时受到基于成形的一次加工的位置成为起点而容易引起构件断裂，存在不能稳定地发挥碰撞能量吸收能力的问题，主要应用590MPa以下的材料。因此，尚有通过抑制碰撞时的构件断裂、稳定地发挥高吸收能量来确保碰撞时的安全性、并且通过轻量化来有助于环境保护的余地。基于以上情况，要求能量吸收构件应用碰撞特性优良的TS为780MPa以上的高强度钢板。
作为这样的作为汽车部件用原材的钢板，例如专利文献1公开了一种TS-El平衡高、延伸凸缘性优良并且YR低的加工性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，其具有：含有以质量%计C：0.05～0.3%、Si：0.01～2.5%、Mn：0.5～3.5%、P：0.003～0.100%、S：0.02%以下、Al：0.010～1.5%、N：0.007%以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且具有含有以面积率计铁素体20～87%、马氏体和残余奥氏体合计3～10%、回火马氏体10～60%的显微组织。
另外，专利文献2公开了一种确保拉伸最大强度900MPa以上的高强度且得到高的延展性、机械切割特性优良的高强度热镀锌钢板，其为在钢板的表面具有镀层的板厚0.6～5.0mm的高强度热镀锌钢板，其特征在于，钢板组织含有以体积百分率计40～90%的铁素体相和3～25%的残余奥氏体相，残余奥氏体相的固溶碳量为0.70～1.00%、平均粒径为2.0μm以下、粒子间的平均距离为0.1～5.0μm，钢板表层部的脱碳层的厚度为0.01～10.0μm，钢板表层部中所含的氧化物的平均粒径为30～120nm且平均密度为1.0×1012个/m2以上，进而，3～7%的塑性变形时的加工硬化系数(n值)平均为0.080以上。
另外，专利文献3公开了一种耐延迟断裂特性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，其具有以体积百分率计40～90%的铁素体相和5%以下的残余奥氏体相，并且未再结晶铁素体在铁素体相整体中所占的比例为50%以下，进而，铁素体相的晶粒的轧制方向上的平均粒径除以板宽方向上的平均粒径而得的值即粒径比为0.75～1.33，呈岛状分散的硬质组织的轧制方向上的平均长度除以板宽方向上的平均长度而得的值即长度比为0.75～1.33，夹杂物的平均长径比为5.0以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5256689号公报
专利文献2：日本专利第5354135号公报
专利文献3：日本专利第5352793号公报
发明内容
发明所要解决的问题
然而，专利文献1中，虽然公开了钢板内部的冲压成形性即延展性和钢板端部的冲压成形性即延伸凸缘性均得到提高的高强度热镀锌钢板，但是弯曲性、能量吸收特性不能说是充分的。
专利文献2中，虽然公开了通过在钢板内部生成残余奥氏体而提高延展性、通过在钢板表层形成脱碳层而提高机械切割特性的高强度热镀锌钢板，但是弯曲性、能量吸收特性不能说是充分的。
专利文献3中，虽然公开了通过使钢板内部的主体组织为软质的铁素体、将未再结晶铁素体限制为少量而提高延展性、通过在钢板表层形成脱碳层而改善耐延迟断裂特性和其各向异性的高强度热镀锌钢板，但是弯曲性、能量吸收特性不能说是充分的。
基于上述理由，专利文献1～3公开的钢板不能说TS为780MPa以上且小于1180MPa并且具有高的YS、总伸长率和局部伸长率优良、具有优良的弯曲性和优良的能量吸收特性。
本发明是鉴于所述情况而完成的，目的在于提供拉伸强度TS为780MPa以上且小于1180MPa、并且具有高的屈服应力YS、总伸长率和局部伸长率优良、具有优良的弯曲性和优良的能量吸收特性的钢板、构件和它们的制造方法。
在此所述的钢板也包括镀锌钢板，镀锌钢板是指热镀锌钢板(以下也称为GI)、合金化热镀锌钢板(以下也称为GA)或电镀锌钢板(以下也称为EG)。
在此，拉伸强度TS利用基于JIS Z 2241(2011)的拉伸试验进行测定。
另外，具有高的屈服应力YS、总伸长率(T-El)和局部伸长率(L-El)优良、具有优良的弯曲性和优良的能量吸收特性是指满足以下条件。
屈服应力YS高是指，利用基于JIS Z 2241(2011)的拉伸试验测定的YS根据利用该拉伸试验测定的TS而满足以下的(A)式或(B)式。
(A)780MPa≤TS＜980MPa时，400MPa≤YS≤650MPa
(B)980MPa≤TS时，600MPa≤YS≤980MPa
总伸长率与胀形性相关，总伸长率优良是指，利用基于JIS Z 2241(2011)的拉伸试验测定的总伸长率(T-El)根据利用该拉伸试验测定的TS而满足以下的(A)式或(B)式。
(A)780MPa≤TS＜980MPa时，17.0%≤T-El
(B)980MPa≤TS时，11.0%≤T-El
局部伸长率与延伸凸缘成形性相关，局部伸长率优良是指，利用基于JIS Z 2241(2011)的拉伸试验测定的局部伸长率(L-El)根据利用该拉伸试验测定的TS而满足以下的(A)式或(B)式。
(A)780MPa≤TS＜980MPa时，7.0%≤L-El
(B)980MPa≤TS时，5.0%≤L-El
具有优良的弯曲性是指，在基于由德国汽车工业协会规定的VDA标准(VDA238-100)的弯曲试验中来自压弯夹具的载荷F达到最大时的板状试验片的中央部的弯曲外侧的角度(极限弯曲角度(α))为80°以上。
具有优良的能量吸收特性是指，对钢板进行基于由德国汽车工业协会规定的VDA标准(VDA238-100)的弯曲试验而得到的载荷F(N)-冲程X(mm)曲线上，从变形开始起至载荷显示最大值的冲程Xmax为止的载荷F(N)的积分值AE(N·mm)满足下述的式(1)，优选满足下述式(2)。
上述式(1)、式(2)中，
F：载荷(N)
X：冲程(mm)
Xmax：载荷显示最大值的时刻的冲程(mm)
AE：从变形开始起至载荷显示最大值的冲程Xmax为止的载荷F的积分值(N·mm)
用于解决问题的方法
本发明人们为了解决上述课题反复进行了深入研究，结果发现了以下见解。
将基体钢板的成分组成调整为适当，并具有以面积率计铁素体：20.0%以上且70.0%以下、回火马氏体和贝氏体铁素体的合计：20.0%以上且70.0%以下、残余奥氏体：3.0%以上且20.0%以下、新鲜马氏体：20.0%以下(包括0.0%)、贝氏体铁素体的面积率在贝氏体铁素体和回火马氏体的合计面积率中所占的比例为40%以上、存在于贝氏体铁素体中的包含残余奥氏体和新鲜马氏体的硬质第二相的平均粒径为3.0μm以下的钢组织，基体钢板中，将除铁素体以外的组织的合计面积率为SA/2以下(SA：板厚1/4位置的截面的除铁素体以外的组织的合计面积率)的区域设为表层软质层时，具有从基体钢板表面起在板厚方向上为20μm以上的表层软质层，拉伸强度为780MPa以上且小于1180MPa。获知由此得到具有高的YS、优良的冲压成形性(钢板的弯曲性和延展性)和弯曲变形时的优良的能量吸收特性的钢板。
本发明是基于这样的见解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一种钢板，其是具备基体钢板的钢板，其中，
上述基体钢板具有：
含有以质量%计C：0.05～0.30%、Si：0.10～2.00%、Mn：1.00～3.50%、P：0.001～0.100%、S：0.0001～0.0200%、sol.Al：0.005～2.000%和N：0.010%以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；以及
在上述基体钢板的板厚1/4位置处、以面积率计铁素体为20.0%以上且70.0%以下、贝氏体铁素体和回火马氏体的合计为20.0%以上且70.0%以下、残余奥氏体为3.0%以上且20.0%以下、新鲜马氏体为20.0%以下(包括0.0%)、贝氏体铁素体的面积率在上述贝氏体铁素体和回火马氏体的合计的面积率中所占的比例为40%以上、存在于上述贝氏体铁素体中的包含上述残余奥氏体和上述新鲜马氏体的硬质第二相的平均粒径为3.0μm以下的钢组织，
还具有从基体钢板表面起在板厚方向上以20μm以上的厚度形成、并且上述钢组织中的除铁素体以外的组织的合计面积率为板厚1/4位置的1/2以下的表层软质层，
所述钢板的拉伸强度为780MPa以上且小于1180MPa。
[2]根据上述[1]所述的钢板，其中，上述成分组成还含有选自以质量%计Nb：0.200%以下、Ti：0.200%以下、V：0.200%以下、B：0.0100%以下、Cr：1.000%以下、Ni：1.000%以下、Mo：1.000%以下、Sb：0.200%以下、Sn：0.200%以下、Cu：1.000%以下、Ta：0.100%以下、W：0.500%以下、Mg：0.0200%以下、Zn：0.0200%以下、Co：0.0200%以下、Zr：0.1000%以下、Ca：0.0200%以下、Se：0.0200%以下、Te：0.0200%以下、Ge：0.0200%以下、As：0.0500%以下、Sr：0.0200%以下、Cs：0.0200%以下、Hf：0.0200%以下、Pb：0.0200%以下、Bi：0.0200%以下和REM：0.0200%以下中的至少一种。
[3]根据上述[1]或[2]所述的钢板，其中，在上述基体钢板的单面或两面具备锌镀层。
[4]一种构件，其是使用上述[1]～[3]中任一项所述的钢板而成的构件。
[5]一种钢板的制造方法，其包括：
热轧工序，其中，对具有上述[1]或[2]中记载的成分组成的钢坯实施热轧而制成热轧钢板；
酸洗工序，其中，对上述热轧钢板进行酸洗；
退火工序，其中，将上述酸洗工序后的钢板升温，以退火温度：720℃以上且860℃以下、保持时间：20秒以上、露点：-10℃以上的气氛下的条件进行退火；
快速加热工序，其中，以升温速度：10℃/秒以上的条件从上述退火温度快速加热到上述退火温度+10℃以上；
第一冷却工序，其中，将上述快速加热工序后的钢板冷却到第一冷却停止温度：400℃以上且600℃以下；
保持工序，其中，在400℃以上且600℃以下的温度范围内以保持时间：小于300秒进行保持；
第二冷却工序，其中，将上述保持工序后的钢板冷却到100℃以上且300℃以下的第二冷却停止温度；以及
再加热保持工序，其中，将上述第二冷却工序后的钢板加热到回火温度：460℃以下的温度范围，并且在上述温度范围内以回火时间：10秒以上且2000秒以下进行保持，
或者还包括：
冷轧工序，其中，对上述酸洗工序后且上述退火工序前的钢板实施压下率为20%以上且80%以下的冷轧而得到冷轧钢板。
[6]根据上述[5]所述的钢板的制造方法，其中，上述退火工序中的钢板的通板速度LS(m/分钟)满足以下的式(1)，
3.0/(t×W×4.716×10-4)＜LS＜390.0/(t×W×4.716×10-4) …式(1)
在此，t为酸洗工序后且退火工序前的板厚(mm)，W为酸洗工序后且退火工序前的板宽(mm)。
[7]根据上述[5]或[6]所述的钢板的制造方法，其中，包括在上述保持工序后且上述第二冷却工序前对钢板表面实施镀锌处理而在钢板表面形成锌镀层的热镀锌工序，
或者还包括对形成了上述锌镀层的钢板实施合金化处理的合金化处理工序。
[8]根据上述[5]或[6]所述的钢板的制造方法，其中，包括在上述再加热保持工序后将钢板浸渍于电镀锌浴中而在上述钢板上形成锌镀层的电镀锌工序。
[9]一种构件的制造方法，其包括对上述[1]～[3]中任一项所述的钢板实施成形加工、接合加工中的至少一者而制成构件的工序。
发明效果
根据本发明，可以得到拉伸强度TS为780MPa以上且小于1180MPa、具有高的屈服应力YS并且总伸长率、局部伸长率、弯曲性和能量吸收特性优良的钢板。对本发明的钢板实施成形加工、焊接等而得到的构件可以适合用作汽车领域中使用的能量吸收构件。
具体实施方式
以下对本发明的细节进行说明。
[1.钢板]
本发明的钢板是具备基体钢板的钢板，其中，基体钢板具有：含有以质量%计C：0.05～0.30%、Si：0.10～2.00%、Mn：1.00～3.50%、P：0.001～0.100%、S：0.0001～0.0200%、sol.Al：0.005～2.000%和N：0.010%以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；以及在基体钢板的板厚1/4位置处、以面积率计铁素体为20.0%以上且70.0%以下、贝氏体铁素体和回火马氏体的合计为20.0%以上且70.0%以下、残余奥氏体为3.0%以上且20.0%以下、新鲜马氏体为20.0%以下(包括0.0%)、贝氏体铁素体的面积率在贝氏体铁素体和回火马氏体的合计的面积率中所占的比例为40%以上、存在于贝氏体铁素体中的包含残余奥氏体和新鲜马氏体的硬质第二相的平均粒径为3.0μm以下的钢组织，还具有从基体钢板表面起在板厚方向上以20μm以上的厚度形成、并且钢组织中的除铁素体以外的组织的合计面积率为板厚1/4位置的1/2以下的表层软质层，拉伸强度为780MPa以上且小于1180MPa。
本发明的钢板的拉伸强度TS(以下也将拉伸强度TS简单记作TS)为780MPa以上且小于1180MPa，并且具有高的屈服应力YS(以下也将屈服应力YS简单记作YS)，总伸长率、局部伸长率、弯曲性和能量吸收特性优良。
钢板可以在该钢板的单面或两面具有锌镀层作为最表层。具有锌镀层的钢板可以作为镀锌钢板。
另外，更具体而言，具有锌镀层中的热镀锌层的钢板可以作为热镀锌钢板。
另外，具有锌镀层中的合金化热镀锌层的钢板可以作为合金化热镀锌钢板。
另外，具有锌镀层中的电镀锌层的钢板可以作为电镀锌钢板。
成分组成
首先，对依据本发明的一个实施方式的钢板的基体钢板的成分组成进行说明。需要说明的是，成分组成中的单位均为“质量%”，以下，只要没有特别声明则仅以“%”来表示。
C：0.05～0.30%
C为对于生成适当量的新鲜马氏体、回火马氏体、贝氏体铁素体和残余奥氏体、确保780MPa以上且小于1180MPa的TS和高的YS而言有效的元素。在此，C含量小于0.05%时，铁素体的面积率增加，难以使TS为780MPa以上。
另一方面，C含量超过0.30%时，新鲜马氏体的面积率过度增加，难以使TS小于1180MPa。另外，新鲜马氏体在VDA弯曲试验时成为空隙生成的起点，因此有时无法实现所期望的钢板的弯曲性。
因此，C含量设为0.05%以上且0.30%以下。C含量优选为0.07%以上，更优选为0.09%以上。另外，C含量优选为0.25%以下，更优选为0.20%以下。
Si：0.10～2.00%
Si抑制退火后的冷却保持中的碳化物生成，促进残余奥氏体的生成。即，Si为影响残余奥氏体的体积率的元素。在此，Si含量小于0.10%时，残余奥氏体的体积率减少，延展性降低。
另一方面，Si含量超过2.00%时，随着铁素体面积率的增加，退火中的奥氏体中的C浓度过度增加，无法实现所期望的局部伸长率。
因此，Si含量设为0.10%以上且2.00%以下。Si含量优选为1.50%以下。另外，Si含量优选为0.50%以上。
Mn：1.00～3.50%
Mn为调整铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体等的面积率的元素。在此，Mn含量小于1.00%时，铁素体的面积率过度增加，难以使TS为780MPa以上。
另一方面，Mn含量超过3.50%时，铁素体的面积率减少，得不到所期望的总伸长率。
因此，Mn含量设为1.00%以上且3.50%以下。Mn含量优选为2.00%以上。另外，Mn含量优选为3.00%以下。
P：0.001～0.100%
P为具有固溶强化的作用、使钢板的TS和YS升高的元素。为了得到这样的效果，将P含量设为0.001%以上。
另一方面，P含量超过0.100%时，P在原奥氏体晶界偏析而使晶界脆化。因此，在VDA弯曲试验时空隙的生成量增加，无法实现所期望的弯曲性。
因此，P含量设为0.001%以上且0.100%以下。P含量优选为0.030%以下。
S：0.0001～0.0200%
S在钢中以硫化物形式存在。特别是S含量超过0.0200%时，在对钢板实施剪切加工后，空隙的生成量增加，无法实现所期望的剪切端面的弯曲性。
因此，S含量设为0.0200%以下。S含量优选为0.0080%以下。另外，由于生产技术上的制约，S含量设为0.0001%以上。
sol.Al：0.005～2.000%
Al抑制退火后的冷却保持中的碳化物生成，并且促进残余奥氏体的生成。即，Al为影响残余奥氏体的体积率的元素。为了得到这样的效果，将sol.Al含量设为0.005%以上。
另一方面，sol.Al含量超过2.000%时，铁素体的面积率过度增加，难以使TS为780MPa以上。另外，还导致YS的降低。而且，退火中的奥氏体中的C浓度过度增加，无法实现所期望的弯曲性。
因此，Al的含量设为0.005%以上且2.000%以下。Al含量优选为0.010%以上。Al含量更优选为0.015%以上。另外，Al含量优选为1.000%以下。
N：0.010%以下
N在钢中以氮化物形式存在。特别是N含量超过0.010%时，在对钢板实施VDA弯曲试验后，空隙的生成量增加，无法实现所期望的弯曲性。
因此，N含量设为0.010%以下。另外，N含量优选为0.0050%以下。需要说明的是，N含量的下限没有特别规定，由于生产技术上的制约，N含量优选为0.0005%以上。
以上对依据本发明的一个实施方式的钢板的基体钢板的基本成分组成进行了说明，但依据本发明的一个实施方式的钢板的基体钢板具有含有上述基本成分、上述基本成分以外的余量包含Fe(铁)和不可避免的杂质的成分组成。在此，依据本发明的一个实施方式的钢板的基体钢板优选具有含有上述基本成分、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。
依据本发明的一个实施方式的钢板的基体钢板中，除了含有上述基本成分以外还可以含有选自以下所示的任选成分中的至少一种。需要说明的是，只要以下所示的任选成分以以下所示的上限量以下来含有，就能够得到本发明的效果，因此不特别设定下限。需要说明的是，在以小于后述的优选下限值含有下述任选元素的情况下，该元素作为不可避免的杂质来含有。
选自Nb：0.200%以下、Ti：0.200%以下、V：0.200%以下、B：0.0100%以下、Cr：1.000%以下、Ni：1.000%以下、Mo：1.000%以下、Sb：0.200%以下、Sn：0.200%以下、Cu：1.000%以下、Ta：0.100%以下、W：0.500%以下、Mg：0.0200%以下、Zn：0.0200%以下、Co：0.0200%以下、Zr：0.1000%以下、Ca：0.0200%以下、Se：0.0200%以下、Te：0.0200%以下、Ge：0.0200%以下、As：0.0500%以下、Sr：0.0200%以下、Cs：0.0200%以下、Hf：0.0200%以下、Pb：0.0200%以下、Bi：0.0200%以下和REM：0.0200%以下中的至少一种
Nb：0.200%以下
Nb通过在热轧时、退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物而使TS和YS升高。为了得到这样的效果，优选将Nb含量设为0.001%以上。Nb含量更优选为0.005%以上。
另一方面，Nb含量超过0.200%时，有时大量生成粗大的析出物、夹杂物。这种情况下，粗大的析出物、夹杂物在VDA弯曲试验时成为龟裂的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Nb时，Nb含量优选为0.200%以下。Nb含量更优选为0.060%以下。
Ti：0.200%以下
Ti与Nb同样，通过在热轧时、退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物而使TS和YS升高。为了得到这样的效果，优选将Ti含量设为0.001%以上。Ti含量更优选为0.005%以上。
另一方面，Ti含量超过0.200%时，有时大量生成粗大的析出物、夹杂物。这种情况下，粗大的析出物、夹杂物在VDA弯曲试验时成为龟裂的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Ti时，Ti含量优选为0.200%以下。Ti含量更优选为0.060%以下。
V：0.200%以下
V与Nb、Ti同样，通过在热轧时、退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物而使TS和YS升高。为了得到这样的效果，优选将V含量设为0.001%以上。V含量更优选为0.005%以上。V含量进一步优选为0.010%以上，进一步更优选为0.030%以上。
另一方面，V含量超过0.200%时，有时大量生成粗大的析出物、夹杂物。这种情况下，粗大的析出物、夹杂物在VDA弯曲试验时成为龟裂的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有V时，V含量优选为0.200%以下。V含量更优选为0.060%以下。
B：0.0100%以下
B为通过在奥氏体晶界偏析而提高淬透性的元素。另外，B为在退火后的冷却时抑制铁素体的生成和晶粒生长的元素。为了得到这样的效果，优选将B含量设为0.0001%以上。B含量更优选为0.0002%以上。B含量进一步优选为0.0005%以上，进一步更优选为0.0007%以上。
另一方面，B含量超过0.0100%时，有可能热轧时在钢板内部产生裂纹。另外，对钢板实施VDA弯曲试验时空隙的生成量增加，有可能无法实现所期望的弯曲性。
因此，含有B时，B含量优选设为0.0100%以下。B含量更优选为0.0050%以下。
Cr：1.000%以下
Cr为提高淬透性的元素，因此通过添加Cr而大量生成回火马氏体，可以确保780MPa以上的TS和高的YS。为了得到这样的效果，Cr含量优选设为0.0005%以上。另外，Cr含量更优选为0.010%以上。Cr含量进一步优选为0.030%以上，进一步更优选为0.050%以上。
另一方面，Cr含量超过1.000%时，硬质的新鲜马氏体的面积率过度增加，在VDA弯曲试验中新鲜马氏体成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Cr时，Cr含量优选设为1.000%以下。另外，Cr含量更优选为0.800%以下，进一步优选为0.700%以下。
Ni：1.000%以下
Ni为提高淬透性的元素，因此通过添加Ni而大量生成回火马氏体，可以确保780MPa以上的TS和高的YS。为了得到这样的效果，优选将Ni含量设为0.005%以上。Ni含量更优选为0.020%以上。Ni含量进一步优选为0.040%以上，进一步更优选为0.060%以上。
另一方面，Ni的含量超过1.000%时，新鲜马氏体的面积率过度增加，在VDA弯曲试验中新鲜马氏体成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Ni时，Ni含量优选设为1.000%以下。Ni含量更优选为0.800%以下。Ni含量进一步优选为0.600%以下，进一步更优选为0.400%以下。
Mo：1.000%以下
Mo为提高淬透性的元素，因此通过添加Mo而大量生成回火马氏体，可以确保780MPa以上的TS和高的YS。为了得到这样的效果，优选将Mo含量设为0.010%以上。Mo含量更优选为0.030%以上。
另一方面，Mo含量超过1.000%时，新鲜马氏体的面积率过度增加，在VDA弯曲试验中新鲜马氏体成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Mo时，Mo含量优选设为1.000%以下。Mo含量更优选为0.500%以下，进一步优选为0.450%以下，进一步优选为0.400%以下。Mo含量更优选为0.350%以下，进一步更优选为0.300%以下。
Sb：0.200%以下
Sb为对于抑制退火中钢板表面附近的C的扩散、控制钢板表面附近的软质层的形成而言有效的元素。在钢板表面附近处软质层过度增加时，难以使TS为780MPa以上。另外，还导致YS的降低。因此，优选将Sb含量设为0.002%以上。Sb含量更优选为0.005%以上。
另一方面，Sb含量超过0.200%时，在钢板表面附近不形成软质层，有可能导致钢板的弯曲性的降低。因此，含有Sb时，Sb含量优选设为0.200%以下。Sb含量更优选为0.020%以下。
Sn：0.200%以下
Sn与Sb同样地为对于抑制退火中钢板表面附近的C的扩散、控制钢板表面附近的软质层的形成而言有效的元素。在钢板表面附近处软质层过度增加时，难以使TS为780MPa以上。另外，还导致YS的降低。因此，优选将Sn含量设为0.002%以上。Sn含量更优选为0.005%以上。
另一方面，Sn含量超过0.200%时，在钢板表面附近不形成软质层，有可能导致钢板的弯曲性的降低。因此，含有Sn时，Sn含量优选设为0.200%以下。Sn含量更优选为0.020%以下。
Cu：1.000%以下
Cu为提高淬透性的元素，因此通过添加Cu而大量生成回火马氏体，可以确保780MPa以上的TS和高的YS。为了得到这样的效果，优选将Cu含量设为0.005%以上。Cu含量进一步优选为0.008%以上，进一步更优选为0.010%以上。Cu含量更优选为0.020%以上。
另一方面，Cu含量超过1.000%时，新鲜马氏体的面积率过度增加，有时大量生成粗大的析出物、夹杂物。这种情况下，新鲜马氏体和粗大的析出物、夹杂物在VDA弯曲试验时成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Cu时，Cu含量优选设为1.000%以下。Cu含量更优选为0.200%以下。
Ta：0.100%以下
Ta与Ti、Nb和V同样，通过在热轧时、退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物而使TS和YS升高。而且，Ta的一部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物而生成(Nb,Ta)(C,N)之类的复合析出物。由此，抑制析出物的粗大化，使析出强化得以稳定化。由此，进一步提高TS、YS。为了得到这样的效果，优选将Ta含量设为0.001%以上。Ta含量进一步优选为0.002%以上，进一步更优选为0.004%以上。
另一方面，Ta含量超过0.100%时，有时大量生成粗大的析出物、夹杂物。这种情况下，粗大的析出物、夹杂物在VDA弯曲试验时成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Ta时，Ta含量优选为0.100%以下。
Ta含量进一步优选为0.090%以下，进一步更优选为0.080%以下。
W：0.500%以下
W为提高淬透性的元素，因此通过添加W而大量生成回火马氏体，可以确保780MPa以上的TS和高的YS。为了得到这样的效果，优选将W含量设为0.001%以上。W含量更优选为0.030%以上。
另一方面，W含量超过0.500%时，硬质的新鲜马氏体的面积率过度增加，在VDA弯曲试验中新鲜马氏体成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有W时，W含量优选设为0.500%以下。W含量更优选为0.450%以下，进一步优选为0.400%以下。W含量进一步更优选为0.300%以下。
Mg：0.0200%以下
Mg为对于使硫化物、氧化物等夹杂物的形状球状化、提高剪切端面的弯曲性而言有效的元素。为了得到这样的效果，优选将Mg含量设为0.0001%以上。Mg含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0010%以上。
另一方面，Mg含量超过0.0200%时，有时大量生成粗大的析出物、夹杂物。这种情况下，粗大的析出物、夹杂物在VDA弯曲试验时成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Mg时，Mg含量优选设为0.0200%以下。Mg含量更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
Zn：0.0200%以下
Zn为对于使夹杂物的形状球状化、提高剪切端面的弯曲性而言有效的元素。为了得到这样的效果， Zn含量优选设为0.0010%以上。Zn含量更优选为0.0020%以上，进一步优选为0.0030%以上。
另一方面，Zn含量超过0.0200%时，有时大量生成粗大的析出物、夹杂物。这种情况下，粗大的析出物、夹杂物在VDA弯曲试验时成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Zn时，Zn含量优选设为0.0200%以下。Zn含量更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
Co：0.0200%以下
Co与Zn同样地为对于使夹杂物的形状球状化、提高剪切端面的弯曲性而言有效的元素。为了得到这样的效果，Co含量优选设为0.0010%以上。Co含量更优选为0.0020%以上，进一步优选为0.0030%以上。
另一方面，Co含量超过0.0200%时，有时大量生成粗大的析出物、夹杂物。这种情况下，粗大的析出物、夹杂物在VDA弯曲试验时成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Co时，Co含量优选设为0.0200%以下。Co含量更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
Zr：0.1000%以下
Zr与Zn和Co同样地为对于使夹杂物的形状球状化、提高剪切端面的弯曲性而言有效的元素。为了得到这样的效果，Zr含量优选设为0.0010%以上。
另一方面，Zr含量超过0.1000%时，有时大量生成粗大的析出物、夹杂物。这种情况下，粗大的析出物、夹杂物在VDA弯曲试验时成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Zr时，Zr含量优选设为0.1000%以下。
Zr含量更优选为0.0300%以下，进一步优选为0.0100%以下。
Ca：0.0200%以下
Ca在钢中以夹杂物形式存在。在此，Ca含量超过0.0200%时，有时大量生成粗大的夹杂物。这种情况下，粗大的析出物、夹杂物在VDA弯曲试验时成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Ca时，Ca含量优选设为0.0200%以下。Ca含量优选为0.0020%以下。
需要说明的是，Ca含量的下限没有特别限定，Ca含量优选为0.0005%以上。另外，由于生产技术上的制约，Ca含量更优选为0.0010%以上。
Se：0.0200%以下、Te：0.0200%以下、Ge：0.0200%以下、As：0.0500%以下、Sr：0.0200%以下、Cs：0.0200%以下、Hf：0.0200%以下、Pb：0.0200%以下、Bi：0.0200%以下、REM：0.0200%以下
Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、Bi和REM均为对于提高VDA试验时的弯曲性而言有效的元素。为了得到这样的效果，Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、Bi和REM的含量分别优选设为0.0001%以上。另一方面，Se、Te、Ge、Sr、Cs、Hf、Pb、Bi和REM的含量分别超过0.0200%时、或者As的含量分别超过0.0500%时，有时大量生成粗大的析出物、夹杂物。这种情况下，粗大的析出物、夹杂物在VDA弯曲试验时成为空隙生成的起点，有可能无法实现所期望的钢板的弯曲性。因此，含有Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、Bi和REM中的至少一种时，Se、Te、Ge、As、Sr、Cs、Hf、Pb、Bi和REM的含量优选分别设为0.0200%以下，As的含量优选设为0.0500%以下。
Se含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0008%以上。
Se含量更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
Te含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0008%以上。
Te含量更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
Ge含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0008%以上。
Ge含量更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
As含量更优选为0.0010%以上，进一步优选为0.0015%以上。
As含量更优选为0.0400%以下，进一步优选为0.0300%以下。
Sr含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0008%以上。
Sr含量更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
Cs含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0008%以上。
Cs含量更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
Hf含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0008%以上。
Hf含量更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
Pb含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0008%以上。
Pb含量更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
Bi含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0008%以上。
Bi更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
REM含量更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0008%以上。
REM含量更优选为0.0180%以下，进一步优选为0.0150%以下。
需要说明的是，本发明中所述的REM是指原子序数21号的钪(Sc)、原子序数39号的钇(Y)、以及原子序数57号的镧(La)至原子序数71号的镥(Lu)的镧系元素。本发明中的REM含量是指选自上述REM中的一种或两种以上元素的总含量。作为REM，没有特别限定，优选为La和/或Ce。
即，本发明的钢板的基体钢板具有如下成分组成：以质量%计C：0.05～0.30%、Si：0.10～2.00%、Mn：1.00～3.50%、P：0.001～0.100%、S：0.0001～0.0200%、sol.Al：0.005～2.000%和N：0.010%以下，任选含有选自Nb：0.200%以下、Ti：0.200%以下、V：0.200%以下、B：0.0100%以下、Cr：1.000%以下、Ni：1.000%以下、Mo：1.000%以下、Sb：0.200%以下、Sn：0.200%以下、Cu：1.000%以下、Ta：0.100%以下、W：0.500%以下、Mg：0.0200%以下、Zn：0.0200%以下、Co：0.0200%以下、Zr：0.1000%以下、Ca：0.0200%以下、Se：0.0200%以下、Te：0.0200%以下、Ge：0.0200%以下、As：0.0500%以下、Sr：0.0200%以下、Cs：0.0200%以下、Hf：0.0200%以下、Pb：0.0200%以下、Bi：0.0200%以下和REM：0.0200%以下中的至少一种，余量为Fe和不可避免的杂质。
钢组织
接下来，对依据本发明的一个实施方式的钢板(基体钢板)的钢组织进行说明。
本发明的钢板具有如下钢组织：在基体钢板的板厚1/4位置处，以面积率计铁素体为20.0%以上且70.0%以下、贝氏体铁素体和回火马氏体的合计为20.0%以上且70.0%以下、残余奥氏体为3.0%以上且20.0%以下、新鲜马氏体为20.0%以下(包括0.0%)，贝氏体铁素体的面积率在贝氏体铁素体和回火马氏体的合计的面积率中所占的比例为40%以上，存在于贝氏体铁素体中的包含残余奥氏体和新鲜马氏体的硬质第二相的平均粒径为3.0μm以下。
铁素体的面积率：20.0%以上且70.0%以下
软质的铁素体为提高延展性的相。从确保高的延展性的观点出发，铁素体的面积率设为20.0%以上。铁素体的面积率优选为30.0%以上、更优选为40.0%以上。
另一方面，铁素体的面积率过度增加时，难以使TS为780MPa以上。因此，铁素体的面积率设为70.0%以下。铁素体的面积率优选为60.0%以下，更优选为50.0%以下。
贝氏体铁素体和回火马氏体(不包括残余奥氏体)的合计的面积率：20.0%以上且70.0%以下
贝氏体铁素体和回火马氏体具有介于软质的铁素体与硬质的新鲜马氏体等之间的硬度，并且是对于确保良好的钢板的屈服应力(YS)而言重要的相。进而，对确保TS而言也重要。因此，贝氏体铁素体和回火马氏体的合计的面积率设为20.0%以上。优选为30.0%以上，更优选为40%以上。
另一方面，贝氏体铁素体和回火马氏体的合计的面积率过度增加时，总伸长率和/或局部伸长率降低。因此，将贝氏体铁素体和回火马氏体的合计的面积率设为70.0%以下。贝氏体铁素体和回火马氏体的合计的面积率优选为60.0%以下，更优选为50.0%以下。需要说明的是，贝氏体铁素体是指在较高温度范围内生成的碳化物少的上贝氏体铁素体。
残余奥氏体的面积率：3.0%以上且20.0%以下
从得到良好的延展性的观点出发，残余奥氏体的面积率设为3.0%以上。残余奥氏体的面积率优选为5.0%以上，更优选为7.0%以上。
另一方面，残余奥氏体的面积率过度增加时，接受剪切加工时通过形变诱导相变而生成的新鲜马氏体成为空隙生成起点，得不到所期望的局部伸长率(L-El)。因此，将残余奥氏体的面积率设为20.0%以下。残余奥氏体的面积率优选为15.0%以下，更优选为10.0%以下。
新鲜马氏体的面积率：20.0%以下(包括0.0%)
新鲜马氏体的面积率过度增加时，在基于由德国汽车工业协会规定的VDA标准(VDA238-100)的弯曲试验中，新鲜马氏体成为空隙生成起点，无法实现所期望的钢板的弯曲性(VDA弯曲试验中的极限弯曲角度(α))。从确保良好的钢板的弯曲性的观点出发，新鲜马氏体的面积率设为15.0%以下，优选设为10.0%以下。需要说明的是，对新鲜马氏体的面积率的下限没有特别限定，可以为0.0%。
需要说明的是，新鲜马氏体是指淬火状态的(未经受回火的)马氏体。
贝氏体铁素体的面积率在贝氏体铁素体和回火马氏体的合计面积率中所占的比例：40%以上
贝氏体铁素体有助于提高延展性。贝氏体铁素体的面积率小于贝氏体铁素体和回火马氏体的合计面积率的40%时，无法充分得到延展性的提高效果。因此，贝氏体铁素体的面积率为贝氏体铁素体和回火马氏体的合计面积率的40%以上，优选为50%以上，更优选为60%以上。
贝氏体铁素体的面积率相对于贝氏体铁素体和回火马氏体的合计面积率的比例的上限没有特别限定，过度增加时，有时拉伸强度(TS)降低，因此优选为90%以下，更优选为80%以下。
存在于贝氏体铁素体中的包含残余奥氏体和新鲜马氏体的硬质第二相的平均粒径：3.0μm以下
包含残余奥氏体和新鲜马氏体的硬质第二相中，存在于贝氏体铁素体中的硬质第二相的固溶C浓度高。因此，残余奥氏体的稳定性高，通过形变诱导相变而提高总伸长率，新鲜马氏体虽然为硬质，但是通过与作为中间硬度相的贝氏体铁素体接触，在确保局部伸长率的同时提高TS。由此，上述硬质第二相在总伸长率和TS的确保中发挥极为重要的作用。
但是，上述的存在于贝氏体铁素体中的残余奥氏体和新鲜马氏体的平均粒径超过3.0μm时，在拉伸试验时上述的硬质的新鲜马氏体和/或残余奥氏体发生形变诱导相变而形成的硬质的新鲜马氏体与贝氏体铁素体的界面成为空隙的生成起点，使局部伸长率降低。因此，存在于贝氏体铁素体中的包含残余奥氏体和新鲜马氏体的硬质第二相的平均粒径为3.0μm以下，优选为2.0μm以下，更优选为1.0μm以下。
下限没有特别限定，存在于贝氏体铁素体中的硬质第二相的平均粒径可以为0.1μm以上，也可以为0.3μm以上。
本发明中，硬质第二相可以包含残余奥氏体和新鲜马氏体，也可以由残余奥氏体和新鲜马氏体构成。
需要说明的是，除上述以外的剩余组织的面积率优选设为20.0%以下。剩余组织的面积率更优选为10.0%以下。另外，剩余组织的面积率可以为0.0%。
需要说明的是，作为剩余组织，没有特别限定，可列举例如珠光体、渗碳体等碳化物。需要说明的是，剩余组织的种类例如可以通过利用SEM(Scanning ElectronMicroscope；扫描电子显微镜)的观察来确认。
表层软质层：除铁素体以外的组织的合计面积率为板厚1/4位置的1/2以下
关于表层软质层，在冲压成形时和车身碰撞时表层软质层有助于抑制弯曲裂纹发展，提高弯曲变形时的能量吸收特性。
需要说明的是，表层软质层是指脱碳层，是将板厚1/4位置的截面的除铁素体以外的组织的合计面积率设为SA时除铁素体以外的组织的合计面积率为SA/2以下的表层区域。
为了得到钢板的弯曲变形时的优良的能量吸收特性，在从基体钢板表面起在板厚方向上20μm以上的区域中形成表层软质层。表层软质层的厚度优选为25μm以上，更优选为30μm以上。表层软质层的厚度的上限没有特别限定，但表层软质层过量形成时会使TS降低，因此优选为200μm以下，更优选为150μm以下，进一步优选为120μm以下。
另外，测定上述的除铁素体以外的组织的合计面积率SA的、钢板的板厚1/4位置为非表层软质层(为未发生由脱碳导致的组织变化的层，为不满足本发明中规定的表层软质层的条件的层)。
在此，在基体钢板的板厚1/4位置处，铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体和硬质相(硬质第二相(残余奥氏体+新鲜马氏体))的面积率如下进行测定。
即，以平行于基体钢板的轧制方向的板厚截面成为观察面的方式从基体钢板切出试样。接着，使用金刚石研磨膏对试样的观察面进行镜面研磨。接着，使用胶态二氧化硅对试样的观察面实施精研磨，然后利用3体积%硝酸乙醇溶液进行蚀刻而使组织露出。
然后，利用SEM(Scanning Electron Microscope，扫描电子显微镜)在加速电压：15kV、倍率：5000倍的条件下在试样的观察面的最表层位置和板厚1/4位置分别拍摄3个25.6μm×17.6μm的视野。
根据得到的组织图像，如下鉴定铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体和硬质相(硬质第二相(残余奥氏体+新鲜马氏体))。
铁素体：呈现黑色的区域，形态为块状。另外，几乎没有内包铁系碳化物。但是，在内包铁系碳化物的情况下，铁素体的面积也包括铁系碳化物的面积。另外，对于后述的贝氏体铁素体和回火马氏体而言也同样。
贝氏体铁素体：呈现从黑色到深灰色的区域，形态为块状、无定形等。另外，没有内包或者以较少数量内包铁系碳化物。
回火马氏体：呈现灰色的区域，形态为无定形。另外，以较多数量内包铁系碳化物。
硬质相(硬质第二相(残余奥氏体+新鲜马氏体))：呈现从白色到浅灰色的区域，形态为无定形。另外，没有内包铁系碳化物。需要说明的是，在尺寸较大的情况下，有时随着远离与其它组织的界面，颜色逐渐变深，内部呈现深灰色。
碳化物：呈现白色的区域，形态为点状、线状。内包于回火马氏体、贝氏体铁素体和铁素体中。
剩余组织：可列举珠光体、内部氧化物等，这些的形态等如公知那样。
接着，通过以下的方法计算在组织图像中鉴定出的各相的区域。在上述倍率为5000倍的SEM图像上的实际长度25.6μm×19.2μm的区域上设置等间隔的20×20的棋盘格，通过计数各相上所具有的点数的点计数法调查铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体和硬质相(硬质第二相)的面积率。面积率设定为在倍率为5000倍的各个SEM图像中求出的3个面积率的平均值。
另外，贝氏体铁素体中的硬质第二相的平均粒径如下测定。
在组织图像中，按照上述要点鉴定贝氏体铁素体，鉴定内包于贝氏体铁素体区域中的硬质第二相。
测量内包于贝氏体铁素体区域中的硬质第二相的长径和短径，将长径和短径相加再除以2，将所得到的值作为粒径。
在倍率为5000倍的SEM图像中，选出连续的具有最大面积的贝氏体铁素体区域中所内包的硬质第二相中粒径相对大的10个硬质第二相，测量它们的平均粒径。此时，上述贝氏体铁素体区域内不含10个硬质第二相的情况下，测量全部硬质第二相的平均粒径。然后，将对各3个SEM图像通过同样的步骤求出的3个平均粒径进一步进行平均，将所得到的值作为贝氏体铁素体中的硬质第二相的平均粒径。
另外，残余奥氏体的面积率如下测定。
将基体钢板沿板厚方向(深度方向)机械磨削至板厚的1/4位置，然后利用草酸进行化学研磨，形成观察面。接着，利用X射线衍射法对观察面进行观察。使用MoKα射线作为入射X射线，求出fcc铁(奥氏体)的(200)、(220)和(311)各面的衍射强度相对于bcc铁的(200)、(211)和(220)各面的衍射强度之比，由各面的衍射强度之比计算残余奥氏体的体积率。并且，残余奥氏体视为三维均质，将残余奥氏体的体积率作为残余奥氏体的面积率。
另外，新鲜马氏体的面积率通过从如上求出的硬质相(硬质第二相)的面积率中减去残余奥氏体的面积率而求出。
[新鲜马氏体的面积率(%)]＝[硬质第二相的面积率(%)]-[残余奥氏体的面积率(%)]
另外，剩余组织的面积率通过从100.0%中减去如上求出的铁素体的面积率、贝氏体铁素体的面积率、回火马氏体的面积率、硬质相(硬质第二相)的面积率而求出。
[剩余组织的面积率(%)]＝100.0-[铁素体的面积率(%)]-[贝氏体铁素体的面积率(%)]-[回火马氏体的面积率(%)]-[硬质第二相的面积率(%)]
作为表层软质层中的组织的测定，在钢板形成有锌镀层的情况下，首先剥离锌镀层，从基体钢板表面起在板厚方向上1μm的位置至板厚方向上100μm的位置，以1μm间隔进行与板厚1/4位置同样的组织的测定。之后以20μm间隔进行测定，直至板厚中心为止。
接着，对依据本发明的一个实施方式的钢板的机械特性进行说明。
拉伸强度(TS)：780MPa以上且小于1180MPa
依据本发明的一个实施方式的钢板的拉伸强度TS为780MPa以上且小于1180MPa。
需要说明的是，依据本发明的一个实施方式的钢板的屈服应力(YS)、总伸长率(T-El)、局部伸长率(L-El)、钢板的弯曲性和弯曲变形时的能量吸收特性如上所述。
另外，拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(T-El)、局部伸长率(L-El)通过后述实施例中记载的基于JIS Z 2241(2011)的拉伸试验进行测定。钢板的弯曲性和弯曲变形时的能量吸收特性通过后述实施例中记载的VDA弯曲试验进行测定。
锌镀层
依据本发明的一个实施方式的钢板可以具有形成在基体钢板上的锌镀层，该锌镀层可以仅设置在基体钢板的一个表面上，也可以设置在两面上。
需要说明的是，在此所述的锌镀层是指以Zn为主要成分(Zn含量：50.0质量%以上)的镀层，可列举例如热镀锌层、合金化热镀锌层、电镀锌层。
在此，热镀锌层例如优选由Zn和20.0质量%以下的Fe、0.001质量%以上且1.0质量%以下的Al构成。另外，热镀锌层可以任选含有合计0.0质量%以上且3.5质量%以下的选自由Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi和REM组成的组中的一种或两种以上元素。另外，热镀锌层的Fe含量更优选小于7.0质量%。需要说明的是，上述元素以外的余量为不可避免的杂质。
另外，合金化热镀锌层例如优选由Zn和20质量%以下的Fe、0.001质量%以上且1.0质量%以下的Al构成。另外，合金化热镀锌层可以任选含有合计0.0质量%以上且3.5质量%以下的选自由Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi和REM组成的组中的一种或两种以上元素。合金化热镀锌层的Fe含量更优选为7.0质量%以上，进一步优选为8.0质量%以上。另外，合金化热镀锌层的Fe含量更优选为15.0质量%以下，进一步优选为12.0质量%以下。需要说明的是，上述元素以外的余量为不可避免的杂质。
电镀锌层例如优选由Zn和9.0质量%以上且25.0质量%以下的Ni构成。需要说明的是，上述元素以外的余量为不可避免的杂质。
而且，热镀锌层和合金化热镀锌层的每单面的镀层附着量没有特别限定，优选设为20g/m2以上。另外，热镀锌层和合金化热镀锌层的每单面的镀层附着量优选设为80g/m2以下。而且，电镀锌层的每单面的镀层附着量没有特别限定，优选设为10g/m2以上。另外，电镀锌层的每单面的镀层附着量优选设为70g/m2以下。
需要说明的是，锌镀层(热镀锌层、合金化热镀锌层、电镀锌层)的镀层附着量如下测定。
即，制备相对于10质量%盐酸水溶液1L添加0.6g针对Fe的腐蚀抑制剂(朝日化学工业株式会社制造，“IBIT 700BK”(注册商标))而成的处理液。接着，将作为供试材料的钢板浸渍在该处理液中，使锌镀层溶解。然后，测定在溶解前后的供试材料的质量减少量，用该值除以基体钢板的表面积(被镀层覆盖的部分的表面积)，由此计算镀层附着量(g/m2)。
需要说明的是，依据本发明的一个实施方式的钢板的板厚没有特别限定，优选为0.6mm以上，更优选为0.8mm以上。板厚进一步优选为1.0mm以上，最优选为1.2mm以上。
另外，钢板的板厚优选为3.5mm以下。板厚更优选为2.3mm以下。
另外，本发明的钢板的板宽没有特别限定，优选设为500mm以上，更优选设为750mm以上。另外，钢板的板宽优选设为1600mm以下，更优选设为1450mm以下。
[2.钢板的制造方法]
接着，对依据本发明的一个实施方式的钢板的制造方法进行说明。
依据本发明的一个实施方式的钢板的制造方法包括：热轧工序，其中，对具有上述成分组成的钢坯实施热轧而制成热轧钢板；酸洗工序，其中，对热轧钢板进行酸洗；退火工序，其中，对于该酸洗工序后的钢板，以退火温度：720℃以上且860℃以下、保持时间：20秒以上、露点：-10℃以上的气氛下的条件进行退火；快速加热工序，其中，以升温速度：10℃/秒以上的条件从退火温度快速加热到退火温度+10℃以上；第一冷却工序，其中，将快速加热工序后的钢板冷却到第一冷却停止温度：400℃以上且600℃以下；保持工序，其中，在400℃以上且600℃以下的温度范围内以保持时间：小于300秒进行保持；第二冷却工序，其中，将保持工序后的钢板冷却到100℃以上且300℃以下的第二冷却停止温度；以及再加热保持工序，其中，将第二冷却工序后的钢板加热到回火温度：460℃以下的温度范围，并且在上述温度范围内以回火时间：10秒以上且2000秒以下进行保持，或者还包括：冷轧工序，其中，对酸洗工序后且退火工序前的钢板实施压下率为20%以上且80%以下的冷轧而得到冷轧钢板。
退火工序中的钢板的通板速度LS(m/分钟)优选满足以下的式(1)。
3.0/(t×W×4.716×10-4)＜LS＜390.0/(t×W×4.716×10-4) …式(1)
式(1)中，t为酸洗工序后且退火工序前的板厚(mm)，W为酸洗工序后且退火工序前的板厚(mm)。
需要说明的是，上述的各温度在无特别说明时是指钢坯和钢板的表面温度。
首先，准备具有上述成分组成的钢坯。例如，将钢原材熔炼而制成具有上述成分组成的钢水。熔炼方法没有特别限定，可以使用转炉熔炼、电炉熔炼等公知的熔炼方法。接着，使所得到的钢水凝固而制成钢坯。由钢水得到钢坯的方法没有特别限定，例如可以使用连铸法、铸锭法或薄板坯铸造法等。从防止宏观偏析的观点出发，作为由钢水得到钢坯的方法，优选采用连铸法。
(热轧工序)
接着，在热轧工序中，对钢坯实施热轧而制成热轧钢板。
热轧可以应用节能工艺来进行。作为节能工艺，可以列举直送轧制(将钢坯不冷却至室温而直接以温片状态装入加热炉中并进行热轧的方法)或直接轧制(对钢坯进行稍微的保热后立即进行轧制的方法)等。
关于热轧条件，没有特别限定，例如可以在以下条件下进行。
即，将钢坯暂时冷却至室温，然后，再加热后进行轧制。从碳化物的溶解、轧制载荷的降低的观点出发，钢坯加热温度(再加热温度)优选设定为1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损耗的增大，钢坯加热温度优选设定为1300℃以下。需要说明的是，钢坯加热温度以钢坯表面的温度为基准。
接着，按照常规方法对钢坯实施粗轧，制成粗轧板(以下也称为薄板坯)。接着，对薄板坯实施精轧，制成热轧钢板。需要说明的是，在使钢坯加热温度稍低的情况下，从防止精轧时的故障的观点出发，优选在精轧前使用棒式加热器等对薄板坯进行加热。为了降低轧制负荷，精轧温度优选设定为800℃以上。另外，奥氏体的未再结晶状态下的压下率变高时，有可能沿轧制方向伸长的异常组织发达而使退火板的加工性降低。此外，通过将精轧温度设定为800℃以上，热轧钢板阶段的钢组织以及最终制品的钢组织也容易变得均匀。需要说明的是，钢组织变得不均匀时，存在弯曲性降低的倾向。
另一方面，精轧温度高于950℃时，氧化物(氧化皮)生成量变多。其结果是，有可能钢基与氧化物的界面变粗糙、酸洗和冷轧后的钢板的表面品质劣化。另外，由于晶粒变得粗大，还有可能成为使钢板的强度、弯曲性降低的原因。因此，精轧温度优选设定为950℃以下的范围。基于上述理由，精轧温度优选设定为800℃以上且950℃以下的范围。
精轧后，对热轧钢板进行卷取。卷取温度优选设定为450℃以上。另外，卷取温度优选设定为750℃以下。
需要说明的是，也可以在热轧时将薄板坯彼此接合并连续地进行精轧。另外，也可以在精轧前暂时对薄板坯进行卷取。另外，为了降低热轧时的轧制载荷，也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和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定为0.10以上且0.25以下的范围。
在包括粗轧和精轧的热轧工序(hot rolling step)中，通常钢坯通过粗轧而成为薄板坯，通过精轧而成为热轧钢板。但是，根据研磨能力等，不拘泥于这样的区分，只要达到规定的尺寸就没有问题。
(酸洗工序)
对热轧工序后的热轧钢板进行酸洗。通过酸洗，能够除去钢板表面的氧化物，能够确保良好的化学转化处理性、镀层品质。需要说明的是，酸洗可以仅进行一次，也可以分多次进行。关于酸洗条件，没有特别限定，按照常规方法即可。
(冷轧工序)
接着，根据需要，对热轧钢板实施冷轧而制成冷轧钢板。冷轧例如通过串联式的多机架轧制、可逆式轧制等需要2个道次以上的道次数的多道次轧制来进行。
冷轧的压下率(累积压下率)设为20%以上且80%以下。冷轧的压下率小于20%时，在退火工序中容易产生钢组织的粗大化、不均匀化，有可能最终制品的TS、弯曲性降低。另一方面，冷轧的压下率大于80%时，有可能容易产生钢板的形状不良、锌镀层的附着量变得不均匀。
另外，可以任选地对冷轧后得到的冷轧钢板实施酸洗。
(退火工序)
接着，在本发明的一个实施方式中，在酸洗工序后(实施冷轧的情况下为冷轧工序后，将如上述那样得到的钢板升温，以退火温度：720℃以上且860℃以下、保持时间(退火时间)：20秒以上的条件进行退火(保持)。需要说明的是，退火次数可以为两次以上，从能量效率的观点出发，优选为一次。退火工序为包括该升温处理和均热处理的工序。
退火温度：720℃以上且860℃以下
退火温度低于720℃时，钢板表层的碳的氧化反应的速度降低，无法实现所期望的表层软质层厚度。另外，有时使在铁素体与奥氏体的双相区的加热中的奥氏体的生成比例变得不充分。因此，在热处理后，铁素体的面积率有时过度增加，TS有时降低。
另一方面，退火温度超过860℃时，碳的扩散速度慢的奥氏体的百分率增加，碳向进行脱碳反应的表层的扩散速度降低而成为扩散限速，因此无法实现所期望的表层软质层厚度。另外，退火时奥氏体的生成比例过多，热处理后的铁素体的面积率有时变得小于20.0%。
因此，退火温度设为720℃以上且860℃以下。退火温度优选为850℃以下。
需要说明的是，退火温度为退火工序中的最高到达温度。
保持时间(退火时间)：20秒以上
保持时间小于20秒时，表层中发生脱碳反应的时间不充分，得不到所期望的表层软质层厚度。因此，保持时间(退火时间)设为20秒以上。保持时间优选为30秒以上，更优选为50秒以上。需要说明的是，保持时间的上限没有特别限定，保持时间优选设为900秒以下，更优选为800秒以下。
需要说明的是，保持时间是指(退火温度-40℃)以上且退火温度以下的温度范围内的保持时间。即，保持时间(退火时间)除了包括退火温度下的保持时间以外，还包括到达退火温度之前的加热中的、(退火温度-40℃)以上且退火温度以下的温度范围内的停留时间。
退火工序的气氛(退火气氛)的露点：-10℃以上
本发明的一个实施方式中，将退火工序的气氛(退火气氛)的露点设为-10℃以上。通过将退火工序中的退火气氛的露点设为-10℃以上来进行退火，可以促进脱碳反应、形成具有期望厚度的表层软质层。退火工序的退火气氛的露点更优选为0℃以上，进一步优选为5℃以上，进一步更优选为10℃以上。
退火工序的退火气氛的露点的上限没有特别规定，为了使设置锌镀层时的镀层密合性良好，退火工序的退火气氛的露点优选设为30℃以下。
3.0/(t×W×4.716×10-4)＜LS＜390.0/(t×W×4.716×10-4) …式(1)
本发明中，从生产效率的观点出发，退火工序中的钢板的通板速度LS(m/分钟)优选满足式(1)。
式(1)中，t为板厚(mm)，W为板宽(mm)。
需要说明的是，板厚t为酸洗工序后且退火工序前的板厚，板宽W为酸洗工序后且退火工序前的板宽。
上述生产效率可以设为以下的式(2)所示的E。
E(吨/h)＝LS×t×W×ρ×60×10-6 …式(2)
式(2)中，t为板厚(mm)，W为板宽(mm)，ρ为铁的比重(吨/m3)，ρ＝7.86(吨/m3)。
此时，E优选为大于3.0且小于390.0。
基于该式(2)，可以导出上述式(1)。
E变为3.0吨/h以下时，表层软质层过量形成，从而TS有时不足。
另一方面，E变为390.0吨/h以上时，不会充分形成表层软质层，弯曲变形时的能量吸收特性有时不足。
因此，E优选为大于3.0且小于390.0。
另外，E更优选为16.0吨/h以上。另外，E更优选为190.0吨/h以下。
如上所述，LS(m/分钟)优选大于3.0/(t×W×4.716×10-4)。LS(m/分钟)更优选为16.0/(t×W×4.716×10-4)以上。
另外，LS(m/分钟)优选小于390.0/(t×W×4.716×10-4)。
LS(m/分钟)更优选为190.0/(t×W×4.716×10-4)以下。
需要说明的是，通板速度LS(m/分钟)通过退火工序中的钢板被输送的距离(m)/退火工序中的钢板被输送所需的时间(分钟)来求出。
作为退火工序的热处理炉，通常为辐射管式炉。退火温度通过测定钢板的表面温度的温度计而得到。温度测定的方式没有特别限定，例如，感测钢板所发出的红外线而测定温度的辐射温度计是适合的。在辐射温度计的情况下，有时受到周围的炉体所发出的红外线的反射光的影响，因此可以在辐射温度计的测定部至钢板的检测部之间设置屏蔽物。另外，有时会受到钢板表面的辐射率的影响，因此可以采用利用炉内输送辊与钢板之间的楔形空间的多重反射式的测定方法。
(快速加热工序)
本发明的一个实施方式中，在退火工序后，将如上述那样得到的钢板以升温速度10℃/秒以上的条件从上述退火温度加热(快速加热)到上述退火温度+10℃以上。
上述退火工序中进行两次以上退火时，退火后进行的快速加热工序中的处理也可以同样进行两次以上，但快速加热工序中的处理进行一次即可。
从退火温度起的升温速度：10℃/秒以上
快速加热工序中的从退火温度起的升温速度小于10℃/秒时，Mn从快速加热工序中形成的奥氏体向铁素体扩散，由此，之后的冷却工序和保持工序中形成的贝氏体铁素体量降低，得不到贝氏体铁素体的面积率达到贝氏体铁素体和回火马氏体的合计面积率的40%以上的组织。因此，快速加热工序中的从退火温度起的升温速度设为10℃/秒以上。
进而，快速加热工序的升温速度优选为30℃/秒以上。通过将升温速度设为30℃/秒以上，从而抑制Mn从铁素体向奥氏体的扩散，可以仅通过C的扩散生成奥氏体，另外，也可以进一步缩短线长的长度。
另一方面，升温速度超过300℃/秒时，担心热应力使钢板发生压曲变形，另外，有时在板宽方向产生局部的高温部而无法确保均匀性。因此，升温速度优选为300℃/秒以下，更优选为150℃/秒以下。
快速加热工序中，快速加热到退火温度+10℃以上的温度(快速加热工序到达温度)
快速加热工序中的到达温度(快速加热工序到达温度)低于退火温度+10℃时，无法通过快速加热充分形成奥氏体，无法形成所期望的贝氏体铁素体和回火马氏体的合计面积率的组织、或贝氏体铁素体的面积率在贝氏体铁素体和回火马氏体的合计面积率中所占的比例为40%以上的组织。因此，得不到通过进行快速加热而带来的YS、TS、延展性和弯曲性中的至少任一者的提高效果，有时无法确保所期望的机械特性。快速加热工序中的到达温度(快速加热工序到达温度)优选为退火温度+30℃以上，更优选为退火温度+50℃以上。
快速加热工序到达温度的上限没有特别规定，从生产效率的观点出发，优选设为退火温度+210℃以下，更优选设为退火温度+150℃以下，进一步优选设为退火温度+120℃以下。
快速加热工序的感应加热(IH)装置按照使钢板的温度包含在退火温度+10℃以上(优选为740℃以上且940℃以下)的方式调整输出、对钢板进行快速加热。另外，在这样的温度范围内进行加热时，感应加热(IH)装置为横向式是理想的。适当的快速加热到达温度根据钢板的成分组成而变化。因此，优选的温度范围优选预先通过测定、计算或模拟进行预测并考虑退火工序中的钢板温度而设定。
快速加热工序的到达温度可以利用测定钢板的表面温度的温度计来测定。温度测定的方式没有特别限定，例如感测钢板所发出的红外线而测定温度的辐射温度计是适合的。在辐射温度计的情况下，有时受到周围的炉体所发出的红外线的反射光的影响，因此可以在辐射温度计的测定部至钢板的检测部之间设置屏蔽物。另外，有时会受到钢板表面的辐射率的影响，因此可以采用利用炉内输送辊与钢板之间的楔形空间的多重反射式的测定方法。另外，钢板的宽度方向各位置的温度测定中，期望使用扫描型辐射温度计。
(第一冷却工序)
接着，对于如上述那样实施退火后(快速加热工序后)的钢板，在第一冷却工序中冷却到400℃以上且600℃以下的温度(第一冷却停止温度)。
第一冷却停止温度：400℃以上且600℃以下
第一冷却停止温度低于400℃时，促进贝氏体铁素体的形成，与贝氏体铁素体一起形成的残余奥氏体的面积率会超过规定量，从而无法实现所期望的局部伸长率。
另一方面，第一冷却停止温度超过600℃时，由于铁素体和珠光体的面积率过度增加而使贝氏体铁素体和回火马氏体的合计面积率小于20.0%，从而产生TS的降低。因此，第一冷却工序中的第一冷却停止温度设为400℃以上且600℃以下。第一冷却停止温度优选为460℃以上。另外，第一冷却停止温度优选设为550℃以下。
(保持工序)
第一冷却工序后，在保持工序中使钢板在400℃以上且600℃以下的温度范围(以下也称为保持温度范围)停留小于300秒。
保持温度范围内的保持时间：小于300秒
在保持工序中，生成贝氏体铁素体，并且发生C从生成的贝氏体铁素体向与该贝氏体铁素体邻接的未相变的奥氏体的扩散。其结果是，能够确保规定量的残余奥氏体的面积率。
在此，保持温度范围内的保持时间达到300秒以上时，C和Mn从贝氏体铁素体向未相变奥氏体的扩散过度发生，在贝氏体铁素体中形成粗大的硬质第二相(残余奥氏体和新鲜马氏体)，由此，有可能无法实现所期望的弯曲性或局部伸长率。另外，由于贝氏体铁素体的过度形成，贝氏体铁素体和回火马氏体的合计面积率变得过量，局部伸长率有时会降低。因此，保持温度范围内的保持时间优选设为小于300秒。保持温度范围内的保持时间更优选小于80秒，进一步优选小于60秒。需要说明的是，保持温度范围内的保持时间不包括热镀锌工序中实施镀锌处理后的该温度范围内的停留时间。
(镀锌工序(热镀锌工序、合金化处理工序))
在得到热镀锌钢板或合金化热镀锌钢板的情况下，在上述保持工序后且第二冷却工序前对钢板实施镀锌处理(热镀锌处理或进一步合金化热镀锌处理)。通过实施镀锌处理，可以得到镀锌钢板。作为这里的镀锌处理，可列举热镀锌处理和合金化镀锌处理(热镀锌处理和合金化处理)。
通过对钢板实施热镀锌处理，可以得到热镀锌钢板，另外，通过进一步实施合金化处理，可以得到合金化热镀锌钢板。需要说明的是，以下也将热镀锌处理和合金化处理一起记作合金化热镀锌处理。
在热镀锌处理的情况下，优选使钢板浸渍在440℃以上且500℃以下的热镀锌浴中，然后通过气体擦拭等调整镀层附着量。作为热镀锌浴，只要能成为上述的锌镀层的组成就没有特别限定，例如优选使用Al含量为0.10质量%以上、余量由Zn和不可避免的杂质构成的组成的镀浴。上述Al含量优选为0.23质量%以下。
另外，在合金化热镀锌处理的情况下，优选在按照上述要点实施热镀锌处理之后将镀锌钢板加热到450℃以上的合金化温度来实施合金化处理。上述合金化温度优选设定为600℃以下。
合金化温度低于450℃时，Zn-Fe合金化速度变慢，存在合金化变得困难的情况。另一方面，合金化温度高于600℃时，未相变奥氏体向珠光体相变，难以使TS为780MPa以上，延展性降低。需要说明的是，合金化温度更优选为470℃以上。另外，合金化温度更优选为570℃以下。
另外，热镀锌钢板(GI)和合金化热镀锌钢板(GA)的镀层附着量均优选设定为每单面20g/m2以上。另外，锌镀层的每单面的镀层附着量优选设定为80g/m2以下。需要说明的是，镀层附着量可以通过气体擦拭等进行调整。
(第二冷却工序)
接着，在得到热镀锌钢板或合金化热镀锌钢板的情况下，在镀锌工序后得到钢板或电镀锌钢板时，将保持工序后的钢板冷却到100℃以上且300℃以下的第二冷却停止温度。
第二冷却停止温度：100℃以上且300℃以下
第二冷却工序是用于将作为后工序的再加热保持工序中生成的回火马氏体的面积率和残余奥氏体的面积率控制为规定范围所必需的工序。在此，第二冷却停止温度低于100℃时，在第二冷却工序中存在于钢中的未相变奥氏体几乎全部相变为马氏体。最终回火马氏体的面积率过度增加，无法使贝氏体铁素体的面积率为贝氏体铁素体和回火马氏体的合计面积率的40%以上，产生El的降低。
另一方面，第二冷却停止温度超过300℃时，回火马氏体的面积率减少，新鲜马氏体的面积率增加。其结果是，无法实现所期望的弯曲性。因此，第二冷却停止温度设为100℃以上且300℃以下。第二冷却停止温度优选为120℃以上。另外，第二冷却停止温度优选为280℃以下。
(再加热保持工序)
接着，将钢板再加热至回火温度：460℃以下的温度范围(以下也称为再加热温度范围)，将上述钢板在回火温度：460℃以下的温度范围内保持回火时间：10秒以上且2000秒以下。
由此，使在第二冷却工序结束时刻存在于钢中的马氏体回火。另外，通过使马氏体中过饱和地固溶的C向未相变奥氏体扩散，使在室温下稳定的奥氏体、即残余奥氏体生成。
回火温度(再加热温度)：460℃以下
回火温度(再加热温度)的下限没有特别限定，但变为300℃以下时，在第二冷却工序结束时刻存在于钢中的马氏体的回火不会充分进行，新鲜马氏体过度增加，并且回火马氏体中的碳化物的粗大化不会充分进行，回火马氏体中的碳化物的密度增加，其结果是，有可能降低弯曲性或局部伸长率。因此，回火温度优选设为超过300℃。回火温度优选为340℃以上，更优选为360℃以上。
另一方面，回火温度(再加热温度)超过460℃时，在第二冷却工序结束时刻存在于钢中的马氏体的回火过度进行，因此难以使TS为780MPa以上。另外，在第二冷却工序结束时刻存在于钢中的未相变奥氏体分解为碳化物(珠光体)，因此延展性降低。因此，回火温度(再加热温度)设为460℃以下。回火温度为再加热保持工序中的最高到达温度。回火温度优选为440℃以下，更优选为420℃以下。
再加热温度范围内的回火时间(保持时间)：10秒以上且2000秒以下
再加热温度范围内的回火时间(保持时间)小于10秒时，在第二冷却工序结束时刻存在于钢中的马氏体的回火不会充分进行，新鲜马氏体过度增加。另外，回火马氏体中的碳化物的粗大化不会充分进行，回火马氏体中的碳化物的密度过大。其结果是，无法实现所期望的弯曲性和局部伸长率。
另一方面，再加热温度范围内的回火时间(保持时间)超过2000秒时，在第二冷却工序结束时刻存在于钢中的马氏体的回火过度进行，因此难以使TS为780MPa以上。另外，在第二冷却工序结束时刻存在于钢中的未相变奥氏体分解为碳化物(珠光体)，因此延展性有时会降低。
因此，再加热温度范围内的回火时间(保持时间)设为10秒以上且2000秒以下。回火时间优选为20秒以上，更优选为30秒以上。回火时间优选为1000秒以下，更优选为500秒以下，进一步优选为100秒以下。
再加热温度范围内的回火时间(保持时间)除了包括再加热温度下的保持时间以外，还包括到达再加热温度前后的加热和冷却中的该温度范围内的停留时间。
在再加热温度范围内保持后的冷却条件没有特别限定，按照常规方法即可。作为冷却方法，例如可以应用气体喷射冷却、喷雾冷却、轧辊冷却、水冷和空冷等。另外，从防止表面的氧化的观点出发，优选在再加热温度范围内保持后冷却至50℃以下，更优选冷却至室温左右。在再加热温度范围内保持后的冷却中的平均冷却速度例如优选为1℃/秒以上且50℃/秒以下。
(镀锌工序(电镀锌工序))
冷却到室温后，可以实施电镀锌处理。通过对钢板实施电镀锌处理，可以得到电镀锌钢板。对钢板表面实施电镀锌时，电镀锌处理的处理条件没有特别限定，按照常规方法即可。
另外，也可以对如上得到的钢板进一步实施平整轧制。平整轧制的压下率大于2.00%时，有可能屈服应力升高，将钢板成形为构件时的尺寸精度降低。因此，平整轧制的压下率优选为2.00%以下。需要说明的是，平整轧制的压下率的下限没有特别限定，但从生产率的观点出发，优选为0.05%以上。另外，平整轧制可以在与用于进行上述各工序的退火装置连续的装置上(在线)进行，也可以在与用于进行各工序的退火装置不连续的装置上(离线)进行。另外，平整轧制的轧制次数可以是一次，也可以是两次以上。需要说明的是，只要能够赋予与平整轧制同等的伸长率，则也可以是利用矫平机等的轧制。
关于上述以外的条件，没有特别限定，按照常规方法即可。
[3.构件]
接着，对依据本发明的一个实施方式的构件进行说明。
依据本发明的一个实施方式的构件是使用上述钢板而成的(作为原材的)构件。例如，对作为原材的钢板实施成形加工、接合加工中的至少一者而制成构件。
在此，上述钢板的TS为780MPa以上并且具有高的YS、以及优良的总伸长率、局部伸长率、弯曲性和能量吸收特性。因此，依据本发明的一个实施方式的构件为高强度，并且耐冲击特性也优良。因此，依据本发明的一个实施方式的构件特别适合应用于汽车领域中使用的冲击能量吸收构件。
[4.构件的制造方法]
接着，对依据本发明的一个实施方式的构件的制造方法进行说明。
依据本发明的一个实施方式的构件的制造方法具有对上述钢板(例如，通过上述钢板的制造方法制造的钢板)实施成形加工、接合加工中的至少一者而制成构件的工序。
在此，成形加工方法没有特别限定，例如可以使用冲压加工等一般的加工方法。另外，接合加工方法也没有特别限定，例如可以使用点焊、激光焊、电弧焊等一般的焊接、铆钉接合、铆接接合等。需要说明的是，关于成形条件和接合条件，没有特别限定，按照常规方法即可。
实施例
将具有表1所示的成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的钢原材利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。表1中，—表示不可避免的杂质水平的含量。
将所得到的钢坯加热至1200℃，在加热后，对钢坯实施由粗轧和精轧温度为900℃的精轧构成的热轧，制成热轧钢板。接着，对所得到的热轧钢板的No.1、No.4～24、No.27～49、No.51～58、No.61～75、No.77～84和No.87～98实施酸洗和冷轧(压下率：50%)，制成表2所示板厚的冷轧钢板。另外，对得到的热轧钢板的No.2～3、No.25～26、No.50、No.59～60、No.76和No.85～86实施酸洗，制成表2所示板厚的热轧钢板(白皮)。
接着，对得到的冷轧钢板或热轧钢板(白皮)在表2所示的条件下进行退火工序、快速加热工序、第一冷却工序、保持工序、镀锌工序、第二冷却工序和再加热保持工序中的处理，得到钢板。另外，冷轧钢板通过进行除镀锌工序以外的处理而得到。电镀锌钢板通过在除上述保持工序和镀锌工序以外的处理之后、更具体而言在再加热保持工序后进行基于电镀锌工序的处理而得到。
在此，在镀锌工序中，进行热镀锌处理、合金化镀锌处理或电镀锌处理，得到热镀锌钢板(以下也称为GI)、合金化热镀锌钢板(以下也称为GA)或电镀锌钢板(以下也称为EG)。需要说明的是，表2中，关于镀覆工序的种类，也表示为“GI”、“GA”和“EG”。表2中的GI、EG钢板的情况下，未进行合金化处理，因此合金化温度表示为—。另外，在表2中，对于未进行基于镀锌工序的镀锌处理而得到冷轧钢板的例子，表示为“CR”。
制造GI和GA中任一者时，镀锌浴温设为470℃。
关于锌镀层附着量，制造EG时设为10～70g/m2。制造GI时设为每单面45～72g/m2，制造GA时设为每单面45g/m2。
需要说明的是，关于最终得到的镀锌钢板的锌镀层的组成，GI的情况下，含有Fe：0.1～1.0质量%、Al：0.2～0.33质量%，余量为Zn和不可避免的杂质。另外，GA的情况下，含有Fe：8.0～12.0质量%、Al：0.1～0.23质量%，余量为Zn和不可避免的杂质。EG的情况下，含有Ni：9.0～25.0质量%，余量为Zn和不可避免的杂质。
另外，锌镀层均形成在基体钢板的两面。
使用得到的钢板，按照上述要点进行基体钢板的钢组织的鉴定。将测定结果示于表2。表3中，F为铁素体，BF为贝氏体铁素体，TM为回火马氏体，RA为残余奥氏体，FM为新鲜马氏体，P为珠光体。
另外，按照上述要点，将除铁素体以外的组织的合计面积率为板厚1/4位置的1/2以下的表层作为表层软质层。
另外，按照以下的基准评价拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(T-El)、局部伸长率(L-El)、VDA弯曲试验中的极限弯曲角度(α)、弯曲变形吸收能量和生产效率(E)。
·TS
〇(合格)：780MPa以上且小于1180MPa
×(不合格)：小于780MPa或1180MPa以上
·YS
〇(合格)：
(A)780MPa≤TS＜980MPa时，400MPa≤YS≤650MPa
(B)980MPa≤TS＜1180MPa时，600MPa≤YS≤900MPa
×(不合格)：
(A)780MPa≤TS＜980MPa时，400MPa＞YS、或650MPa＜YS
(B)980MPa≤TS＜1180MPa时，600MPa＞YS、或900MPa＜YS
·T-El
〇(合格)：
(A)780MPa≤TS＜980MPa时，17.0%≤T-El
(B)980MPa≤TS＜1180MPa时，11.0%≤T-El
×(不合格)：
(A)780MPa≤TS＜980MPa时，17.0%＞T-El
(B)980MPa≤TS＜1180MPa时，11.0%＞T-El
·L-El
〇(合格)：
(A)780MPa≤TS＜980MPa时，7.0%≤L-El
(B)980MPa≤TS＜1180MPa时，5.0%≤L-El
×(不合格)：
(A)780MPa≤TS＜980MPa时，7.0%＞L-El
(B)980MPa≤TS＜1180MPa时，5.0%＞L-Ll
·VDA弯曲试验中的极限弯曲角度(α)
〇(合格)：80°以上
×(不合格)：小于80°
·VDA弯曲试验中的载荷-冲程曲线上的从变形开始起至载荷最大值为止的载荷F的积分值AE
〇(合格)：55000N·mm以上
×(不合格)：小于55000N·mm
·生产效率E(吨/h)＝LS×t×W×ρ×60×10-6
合格(A)：16.0＜E＜190.0
合格(B)：3.0＜E≤16.0、或190.0≤E＜390.0
合格(C)：3.0≥E或E≥390.0
在此，LS为退火工序中的通板速度(m/分钟)，t为酸洗工序后且退火工序前的板厚(mm)，W为酸洗工序后且退火工序前的板宽(mm)，ρ为铁的比重(吨/m3)，ρ＝7.86(吨/m3)。
(1)拉伸试验
拉伸试验基于JIS Z 2241(2011)进行。即，从得到的钢板上以长度方向相对于基体钢板的轧制方向成直角的方式裁取JIS5号试验片。使用所裁取的试验片，在十字头速度为10mm/分钟的条件下进行拉伸试验，测定TS、YS、T-El和L-El。将结果示于表3。
(2)VDA弯曲试验
VDA弯曲试验通过基于由德国汽车工业协会规定的VDA标准(VDA238-100)的弯曲试验来进行。
具体而言，通过剪切加工从得到的钢板上裁取70mm×60mm的试验片。在此，60mm的边平行于轧制(L)方向。
对于试验片，对单面进行磨削加工等而使板厚统一为1.2mm，将弯曲的内侧作为磨削面，对该试验片在以下条件下进行VDA弯曲试验。
对于板厚小于1.2mm的钢板，不实施磨削加工来进行试验。
试验方法：辊支撑、冲头压入
辊直径：φ30mm
冲头前端R：0.4mm
辊间距离：(板厚×2)+0.5mm
冲程速度：20mm/分钟
弯曲方向：轧制直角(C)方向
此时，将从上方施加的来自压弯夹具的载荷F达到最大时的板状试验片的中央部的弯曲外侧的角度作为弯曲角度(极限弯曲角度)(°)进行测定。另外，使用得到的载荷-冲程曲线计算出至载荷最大时为止的载荷-冲程曲线的积分值(吸收能量)。将实施3次上述VDA弯曲试验时的该载荷最大时的极限弯曲角度和载荷-冲程曲线的积分值(吸收能量)的平均值分别记作α(°)和AE。将结果示于表3。
板厚超过1.2mm的钢板的VDA弯曲试验中，考虑到板厚的影响，全部以板厚1.2mm的钢板来实施。对于板厚超过1.2mm的钢板，进行单面磨削而使板厚为1.2mm。磨削加工有可能影响钢板表面的弯曲性，因此在VDA弯曲试验中将磨削面设为弯曲内侧(与冲头接触的一侧)。
另一方面，板厚小于1.2mm的钢板的VDA弯曲试验中，板厚的影响小，因此不进行磨削处理来进行试验。
表1～3中，下划线部表示在本发明的优选范围外。
如表3所示，发明例中，均是拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(T-El)、局部伸长率(L-El)、VDA弯曲试验中的极限弯曲角度(α)、VDA弯曲试验中的载荷-冲程曲线的积分值(吸收能量)(AE)全部为合格。另外，生产效率(E)也良好。
另一方面，比较例中，拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(T-El)、局部伸长率(L-El)、VDA弯曲试验中的极限弯曲角度(α)、VDA弯曲试验中的载荷-冲程曲线的积分值(吸收能量)(AE)中的至少一者不充分。
另外可知，对于使用本发明例的钢板实施成形加工而得到的构件或实施接合加工而得到的构件而言，拉伸强度(TS)、屈服应力(YS)、总伸长率(T-El)、局部伸长率(L-El)、VDA弯曲试验中的极限弯曲角度(α)、VDA弯曲试验中的载荷-冲程曲线的积分值(吸收能量)(AE)全部具有本发明中作为特征的优良特性。另外可知，生产效率(E)良好。
产业上的可利用性
根据本发明，可以得到TS为780MPa以上且能量吸收特性优良的钢板。如果将利用本发明的钢板得到的构件作为汽车用部件使用，则有助于汽车的轻量化，可以大大有助于汽车车身的高性能化。

Claims (9)

1.一种钢板，其是具备基体钢板的钢板，其中，
所述基体钢板具有：
含有以质量%计C：0.05～0.30%、Si：0.10～2.00%、Mn：1.00～3.50%、P：0.001～0.100%、S：0.0001～0.0200%、sol.Al：0.005～2.000%和N：0.010%以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；以及
在所述基体钢板的板厚1/4位置处、以面积率计铁素体为20.0%以上且70.0%以下、贝氏体铁素体和回火马氏体的合计为20.0%以上且70.0%以下、残余奥氏体为3.0%以上且20.0%以下、新鲜马氏体为20.0%以下(包括0.0%)、贝氏体铁素体的面积率在所述贝氏体铁素体和回火马氏体的合计的面积率中所占的比例为40%以上、存在于所述贝氏体铁素体中的包含所述残余奥氏体和所述新鲜马氏体的硬质第二相的平均粒径为3.0μm以下的钢组织，
还具有从基体钢板表面起在板厚方向上以20μm以上的厚度形成、并且所述钢组织中的除铁素体以外的组织的合计面积率为板厚1/4位置的1/2以下的表层软质层，
所述钢板的拉伸强度为780MPa以上且小于1180MPa。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述成分组成还含有选自以质量%计Nb：0.200%以下、Ti：0.200%以下、V：0.200%以下、B：0.0100%以下、Cr：1.000%以下、Ni：1.000%以下、Mo：1.000%以下、Sb：0.200%以下、Sn：0.200%以下、Cu：1.000%以下、Ta：0.100%以下、W：0.500%以下、Mg：0.0200%以下、Zn：0.0200%以下、Co：0.0200%以下、Zr：0.1000%以下、Ca：0.0200%以下、Se：0.0200%以下、Te：0.0200%以下、Ge：0.0200%以下、As：0.0500%以下、Sr：0.0200%以下、Cs：0.0200%以下、Hf：0.0200%以下、Pb：0.0200%以下、Bi：0.0200%以下和REM：0.0200%以下中的至少一种。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，在所述基体钢板的单面或两面具备锌镀层。
4.一种构件，其是使用权利要求1～3中任一项所述的钢板而成的构件。
5.一种钢板的制造方法，其包括：
热轧工序，其中，对具有权利要求1或2中记载的成分组成的钢坯实施热轧而制成热轧钢板；
酸洗工序，其中，对所述热轧钢板进行酸洗；
退火工序，其中，将所述酸洗工序后的钢板升温，以退火温度：720℃以上且860℃以下、保持时间：20秒以上、露点：-10℃以上的气氛下的条件进行退火；
快速加热工序，其中，以升温速度：10℃/秒以上的条件从所述退火温度快速加热到所述退火温度+10℃以上；
第一冷却工序，其中，将所述快速加热工序后的钢板冷却到第一冷却停止温度：400℃以上且600℃以下；
保持工序，其中，在400℃以上且600℃以下的温度范围内以保持时间：小于300秒进行保持；
第二冷却工序，其中，将所述保持工序后的钢板冷却到100℃以上且300℃以下的第二冷却停止温度；以及
再加热保持工序，其中，将所述第二冷却工序后的钢板加热到回火温度：460℃以下的温度范围，并且在所述温度范围内以回火时间：10秒以上且2000秒以下进行保持，
或者还包括：
冷轧工序，其中，对所述酸洗工序后且所述退火工序前的钢板实施压下率为20%以上且80%以下的冷轧而得到冷轧钢板。
6.根据权利要求5所述的钢板的制造方法，其中，所述退火工序中的钢板的通板速度LS(m/分钟)满足以下的式(1)，
3.0/(t×W×4.716×10-4)＜LS＜390.0/(t×W×4.716×10-4) …式(1)
在此，t为酸洗工序后且退火工序前的板厚(mm)，W为酸洗工序后且退火工序前的板宽(mm)。
7.根据权利要求5或6所述的钢板的制造方法，其中，包括在所述保持工序后且所述第二冷却工序前对钢板表面实施镀锌处理而在钢板表面形成锌镀层的热镀锌工序，
或者还包括对形成了所述锌镀层的钢板实施合金化处理的合金化处理工序。
8.根据权利要求5或6所述的钢板的制造方法，其中，包括在所述再加热保持工序后将钢板浸渍于电镀锌浴中而在所述钢板上形成锌镀层的电镀锌工序。
9.一种构件的制造方法，其包括对权利要求1～3中任一项所述的钢板实施成形加工、接合加工中的至少一者而制成构件的工序。
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