CN112996938B - 高强度钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明提供加工性、弯曲载荷及弯曲性得以提高的高强度钢板。该高强度钢板具有板厚中心部和形成于板厚中心部的一侧或两侧的表层软质部，板厚中心部的金属组织以面积率计由回火马氏体：85％以上、铁素体、贝氏体、珠光体、残余奥氏体中的1种或2种以上：合计低于15％及淬火状态马氏体：低于5％构成，表层软质部的金属组织以面积率计由铁素体：65％以上、珠光体：5％以上且低于20％、回火马氏体、贝氏体、残余奥氏体中的1种或2种以上：合计低于10％及淬火状态马氏体：低于5％构成，表层软质部的珠光体彼此的平均间隔为3μm以上，板厚中心部的维氏硬度(Hc)与表层软质部的维氏硬度(Hs)满足0.50≤Hs/Hc≤0.75。

Description

高强度钢板
技术领域
本发明涉及高强度钢板。
背景技术
近年来，从关系到环境保全的汽车的燃料效率提高等观点出发，要求将汽车用钢板高强度化并减薄、将车体轻量化。一般而言，钢板若强度提高则加工性劣化。但是，近年来的汽车的骨架系部件等中使用的高强度钢板还要求扩孔性、延展性之类的加工性的提高。另外，高强度钢板的加工以弯曲成形作为主体，良好的弯曲性也变得重要。
可是，在钢板的弯曲加工中，在弯曲外周表层部沿圆周方向受到拉伸应力，另一方面，在弯曲内周表层部受到压缩应力。因此，表层部的状态对高强度钢板的弯曲性产生影响。于是，已知有通过在高强度钢板的表层部设置软质层来缓和弯曲加工时在表层部中产生的拉伸应力、压缩应力、改善高强度钢板的弯曲性的技术。
关于这样的在表层部具有软质层的高强度钢板，在下述专利文献1～3中公开了以下那样的钢板及它们的制造方法。
首先，在专利文献1中，记载了一种高强度镀覆钢板及其制造方法，该高强度镀覆钢板的特征在于，从钢板与镀层的界面朝向钢板侧依次具有包含Si和/或Mn的氧化物的内部氧化层、包含上述内部氧化层的软质层和由以马氏体和贝氏体作为主体的组织构成的硬质层，且满足：上述软质层的平均深度T为20μm以上、及上述内部氧化层的平均深度t为4μm以上且低于上述T。
其次，在专利文献2中，记载了一种高强度热浸镀锌钢板及其制造方法，该高强度热浸镀锌钢板的特征在于，由距离钢板表面为100μm的位置的维氏硬度减去距离钢板表面为深度20μm位置的维氏硬度而得到的值(△Hv)为30以上。
其次，在专利文献3中，记载了一种高强度热浸镀锌钢板及其制造方法，该高强度热浸镀锌钢板的特征在于，从表层向板厚方向为5μm位置的维氏硬度为板厚方向的1/2位置的硬度的80％以下，从表层向板厚方向为15μm位置的硬度为板厚方向的1/2位置的维氏硬度的90％以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2015-34334号公报
专利文献2：日本特开2015-117403号公报
专利文献3：国际公开第2016/013145号
发明内容
发明所要解决的课题
但是，汽车的骨架系部件等中使用的高强度钢板要求使弯曲性及加工性得以提高，并且弯曲载荷也同时提高。
于是，本发明鉴于以往技术的现状，目的是提供加工性、弯曲载荷及弯曲性得以提高的高强度钢板。
用于解决课题的手段
本发明人们制造了以往认识的在表层具有软质部的钢板，并对弯曲性进行了调查。另外，本发明人们为了提高钢板的弯曲载荷，制造了在表层中具有在软质组织中分布有硬质组织的表层软质部的钢板，对弯曲性进行了调查。其结果发现：通过有效利用珠光体作为分布于表层软质部中的硬质组织，控制珠光体与珠光体的平均间隔，从而可同时提高钢板的弯曲载荷及弯曲性。进而发现：通过除了控制上述的表层软质部的金属组织以外，还控制板厚中心部的金属组织，可得到弯曲性和加工性更优异的高强度钢板。按照这样得到的本发明的主旨如下所述。
(1)一种高强度钢板，其特征在于，其是具有板厚中心部、和形成于上述板厚中心部的一侧或两侧的表层软质部的高强度钢板，在上述高强度钢板的截面中，上述板厚中心部的金属组织以面积率计由回火马氏体：85％以上、铁素体、贝氏体、珠光体、残余奥氏体中的1种或2种以上：合计低于15％及淬火状态马氏体：低于5％构成，上述表层软质部的金属组织以面积率计由铁素体：65％以上、珠光体：5％以上且低于20％、回火马氏体、贝氏体、残余奥氏体中的1种或2种以上：合计低于10％及淬火状态马氏体：低于5％构成，形成于一侧或两侧的上述表层软质部各自的厚度超过10μm并且为板厚的15％以下，上述表层软质部的珠光体与珠光体的平均间隔为3μm以上，上述板厚中心部的维氏硬度(Hc)及上述表层软质部的维氏硬度(Hs)满足0.50≤Hs/Hc≤0.75，上述板厚中心部的成分组成以质量％计含有C：0.10％以上且0.30％以下、Si：0.01％以上且2.5％以下、Al：0％以上且2.50％以下、Mn：0.1％以上且10.0％以下、P：0.10％以下、S：0.050％以下、N：0.0100％以下、O：0.0060％以下、Cr：0％以上且5.0％以下、Mo：0％以上且1.00％以下、B：0％以上且0.0100％以下、Nb：0％以上且0.30％以下、Ti：0％以上且0.30％以下、V：0％以上且0.50％以下、Ni：0％以上且1.00％以下、Cu：0％以上且1.00％以下、Ca：0％以上且0.040％以下、Mg：0％以上且0.040％以下及REM：0％以上且0.040％以下，剩余部分为Fe及杂质。
(2)根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，上述板厚中心部的成分组成以质量％计含有选自Cr：0.1％以上且5.0％以下、Mo：0.01％以上且1.00％以下、B：0.0001％以上且0.0100％以下、Nb：0.001％以上且0.30％以下、Ti：0.001％以上且0.30％以下、V：0.001％以上且0.50％以下、Ni：0.0001％以上且1.00％以下、Cu：0.001％以上且1.00％以下、Ca：0.001％以上且0.040％以下、Mg：0.001％以上且0.040％以下及REM：0.001％以上且0.040％以下中的1种以上。
(3)根据上述(1)或(2)的高强度钢板，其特征在于，上述表层软质部的C含量为上述板厚中心部的C含量的0.9倍以下。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项的高强度钢板，其特征在于，在表面具有热浸镀锌层。
(5)根据上述(1)～(3)中任一项的高强度钢板，其特征在于，在表面具有合金化热浸镀锌层。
发明效果
根据本发明，可提供加工性、弯曲载荷及弯曲性得以提高的高强度钢板。这样的本发明的高强度钢板适于例如汽车等的骨架系部件。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并不限定于以下的实施方式。
本实施方式的高强度钢板具有板厚中心部和形成于该板厚中心部的一面侧或两面侧的表层软质部。首先，对板厚中心部及表层软质部的金属组织进行说明。需要说明的是，以下所示的金属组织的分率以面积率计表示高强度钢板的截面中的各组织的比例。因而，在金属组织的分率的说明中，“％”是指“面积％”。
[板厚中心部]
首先，板厚中心部的金属组织由85％以上的回火马氏体、合计低于15％的铁素体、贝氏体、珠光体及残余奥氏体中的1种或2种以上和低于5％的淬火状态马氏体构成。
“回火马氏体：85％以上”
回火马氏体是位错密度高且硬质、有助于钢板的抗拉强度的提高的组织。在回火马氏体的面积率低于85％的情况下，钢板有时虽然满足1180MPa以上的抗拉强度但得不到充分的扩孔性。这是由于组织的均匀性劣化。因此，回火马氏体的面积率被设定为85％以上，也可以为100％。
“铁素体、贝氏体、珠光体、残余奥氏体中的1种以上：合计低于15％”
铁素体由于是软质的组织，因此容易变形，有助于钢板的延展性的提高。但是，硬质组织与铁素体的界面可能成为断裂的起点。铁素体为15％以上时，由于可成为断裂的起点的界面变多，因此有时导致钢板的扩孔性的劣化。因此，铁素体被设定为低于15％，也可以为零。
贝氏体包含位错密度高的板条状的贝氏体铁素体和贝氏体铁素体的界面或内部的碳化物，为硬质。因此，贝氏体有助于钢板的抗拉强度的提高。贝氏体为15％以上时，钢板可满足1180MPa以上的抗拉强度，但有时组织的均匀性劣化而导致扩孔性的劣化。因此，贝氏体被设定为低于15％，也可以为零。
残余奥氏体是通过加工诱发相变(Transformation Induced Plasticity：TRIP)效应而有助于钢板的延展性提高的组织。另一方面，残余奥氏体由于通过加工诱发相变而相变为淬火状态马氏体，因此有时使钢板的扩孔性劣化。因此，残余奥氏体被设定为低于15％，也可以为零。
珠光体是软质的铁素体与硬质的渗碳体以层状排列的硬质的组织，是有助于钢板的抗拉强度的提高的组织。然而，软质的铁素体与硬质的渗碳体的界面可成为断裂的起点。珠光体为15％以上时，由于这样的可成为断裂的起点的界面变多，因此有时导致钢板的扩孔性的劣化。因此，珠光体被设定为低于15％，也可以为零。
在含有铁素体、贝氏体、珠光体、残余奥氏体中的2种以上的情况下，由于这些组织的合计为15％以上时有时钢板的扩孔性劣化，因此将这些组织的合计设定为低于15％。
“淬火状态马氏体：低于5％”
淬火状态马氏体是位错密度高且非常硬质的组织，有助于钢板的抗拉强度的提高。然而，淬火状态马氏体由于非常硬质，因此淬火状态马氏体与其他组织的强度差大。因此，淬火状态马氏体与其他组织的界面可成为断裂的起点。若这样的界面变多则有时使钢板的扩孔性劣化。因此，淬火状态马氏体被设定为低于5％，也可以为零。
[表层软质部]
表层软质部的金属组织是至少包含铁素体和珠光体的混合组织。更具体而言，本实施方式的表层软质部的金属组织由65％以上的铁素体、5％以上且低于20％的珠光体、合计低于10％的回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体中的1种或2种以上和低于5％的淬火状态马氏体构成。
“铁素体：65％以上”
铁素体由于是软质的组织，因此容易变形，有助于钢板的弯曲性的提高。铁素体低于65％时，在钢板被弯曲时，有时表层软质部无法充分变形，钢板的弯曲性变低。因此，表层软质部的铁素体需要为65％以上。但是，如下文所述的那样，由于在表层软质部中珠光体也需要为5％以上，因此铁素体的上限为95％。
“珠光体：5％以上且低于20％”
珠光体是分散于铁素体中、软质的铁素体与硬质的渗碳体以层状排列的硬质的组织。另外，珠光体是可提高钢板的弯曲载荷的组织。表层软质部的珠光体低于5％时，有时钢板的弯曲载荷无法充分提高。另一方面，表层软质部的珠光体为20％以上时，珠光体与软质的铁素体的界面变多。由于该界面可成为开裂的起点，因此如果该界面变多，则有时导致钢板的弯曲性的劣化。因此，珠光体被设定为5％以上且低于20％。
“回火马氏体：低于10％”
回火马氏体是位错密度高且硬质、可提高钢板的弯曲载荷的组织。但是，回火马氏体为10％以上时，硬质的回火马氏体与软质的铁素体的界面变多。由于该界面可成为开裂的起点，因此如果该界面变多，则有时导致钢板的弯曲性的劣化。因此，回火马氏体被设定为低于10％，也可以为零。
“贝氏体：低于10％”
贝氏体包含位错密度高的板条状的贝氏体铁素体与贝氏体铁素体的界面或内部的碳化物，为硬质。因此，贝氏体是可提高钢板的弯曲载荷的组织。然而，贝氏体为10％以上时，贝氏体与软质的铁素体的界面变多。由于该界面可成为开裂的起点，因此如果该界面变多，则有时导致钢板的弯曲性的劣化。因此，贝氏体被设定为低于10％，也可以为零。
“残余奥氏体：低于10％”
残余奥氏体是通过加工诱发相变效应而有助于钢板的延展性提高的组织。另一方面，残余奥氏体由于通过加工诱发相变而相变为淬火状态马氏体，因此有时使钢板的弯曲性劣化。因此，残余奥氏体被设定为低于10％，也可以为零。
在含有回火马氏体、贝氏体、残余奥氏体中的2种以上的情况下，若这些组织的合计成为10％以上，则有时钢板的弯曲性劣化。因此，这些组织的合计优选被设定为低于10％。
“淬火状态马氏体：低于5％”
淬火状态马氏体是位错密度高且非常硬质的组织，是可提高钢板的弯曲载荷的组织。然而，淬火状态马氏体由于非常硬质，因此淬火状态马氏体与其他组织的强度差大。因此，淬火状态马氏体与其他组织的界面可成为断裂的起点。若这样的界面变多，则有时钢板的弯曲性大大劣化。因此，淬火状态马氏体被设定为低于5％，也可以为零。
需要说明的是，在本发明中，板厚中心部中的各金属组织的鉴定及面积率的算出如以下那样进行。
“铁素体”
首先，采集具有与钢板的轧制方向平行的板厚截面的试样，以该截面作为观察面。将该观察面中的以距离钢板表面为板厚的1/4的位置作为中心的100μm×100μm的区域设定为观察区域。通过利用扫描型电子显微镜对该观察区域以1000～50000倍进行观察而见到的电子通道衬度图像(Electron Channeling Contrast Imaging)是将晶粒的晶体取向差表示为衬度(contrast)之差的图像。在该电子通道衬度图像中均匀的衬度的部分为铁素体。而且，通过点计数法(依据ASTM E562)算出按照这样鉴定的铁素体的面积率。
“珠光体”
首先，将上述观察面用硝酸乙醇试剂进行腐蚀。将腐蚀后的观察面中的以距离钢板表面为板厚的1/4的位置作为中心的100μm×100μm的区域设定为观察区域。用光学显微镜对该观察区域以1000～50000倍进行观察，将观察图像中暗的衬度的区域设定为珠光体。然后，通过点计数法算出按照这样鉴定的珠光体的面积率。
“贝氏体及回火马氏体”
对如上所述用硝酸乙醇试剂腐蚀的观察区域利用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)以1000～50000倍进行观察。在该观察区域中，由组织内部中所含的渗碳体的位置及渗碳体的排列如以下那样鉴定贝氏体及回火马氏体。
作为贝氏体的存在状态，有在板条状的贝氏体铁素体的界面中存在渗碳体或残余奥氏体的情况、在板条状的贝氏体铁素体的内部存在渗碳体的情况。在板条状的贝氏体铁素体的界面中存在渗碳体或残余奥氏体的情况下，由于贝氏体铁素体的界面清楚，因此可以鉴定贝氏体。另外，在板条状的贝氏体铁素体的内部存在渗碳体的情况下，由于贝氏体铁素体与渗碳体的晶体取向关系为1种，渗碳体具有同一变体，因此可以鉴定贝氏体。通过点计数法算出按照这样鉴定的贝氏体的面积率。
就回火马氏体而言，在马氏体板条的内部存在渗碳体，但由于马氏体板条与渗碳体的晶体取向有2种以上，渗碳体具有多个变体，因此可以鉴定回火马氏体。通过点计数法算出按照这样鉴定的回火马氏体的面积率。
“淬火状态马氏体”
首先，将与用于鉴定上述铁素体的观察面同样的观察面用Lepera液进行腐蚀，将与上述铁素体的鉴定同样的区域设定为观察区域。在利用Lepera液的腐蚀中，马氏体及残余奥氏体未被腐蚀。因此，对被Lepera液腐蚀的观察区域用FE-SEM进行观察，将未被腐蚀的区域设定为马氏体及残余奥氏体。然而，通过点计数法算出按照这样鉴定的马氏体及残余奥氏体的合计面积率。接着，将如以下那样算出的残余奥氏体的体积率视为残余奥氏体的面积率，通过从上述合计面积率减去该面积率，可以算出淬火状态马氏体的面积率。
“残余奥氏体”
残余奥氏体的体积率可以通过X射线衍射法而求出。首先，将如上所述采集的试样中的从钢板的表面至板厚的1/4的位置为止通过机械研磨及化学研磨而除去，使距离钢板的表面为板厚的1/4的位置的面露出。然后，对按照这样而露出的面照射MoKα射线，求出bcc相的(200)面、(211)面及、fcc相的(200)面、(220)面、(311)面的衍射峰的积分强度比。由该衍射峰的积分强度比可以算出残余奥氏体的体积率。作为该算出方法，可以使用一般的5峰法。将按照这样而求出的残余奥氏体的体积率设定为残余奥氏体的面积率。
另外，在本发明中，表层软质部中的各金属组织的鉴定及面积率的算出如以下那样进行。
首先，与上述板厚中心部中的金属组织的鉴定方法同样地采集试样。在该试样的观察面中的如后述那样定义为表层软质部的范围内，按照在板厚方向上无偏倚的方式随机地选择多个观察区域。这些观察区域的合计面积被设定为2.0×10-9m2以上。残余奥氏体以外的组织的鉴定方法除了观察区域不同以外，与上述板厚中心部中的金属组织的鉴定方法同样。
表层软质部的残余奥氏体的体积率可通过电子背散射衍射法(EBSD：ElectronBack Scattering Diffraction法)获取观察区域的晶体取向信息来求出。
具体而言，首先，采集具有与钢板的轧制方向平行的板厚截面的试样。以该截面作为观察面，对观察面依次实施利用砂纸的湿式研磨、利用具有1μm的平均粒子尺寸的金刚石磨粒的研磨及化学研磨。然后，在像这样研磨的观察面中的通过后述的方法而判断为表层软质部的范围内，按照在板厚方向上无偏倚的方式随机地选择多个观察区域，以0.05μm间隔获取合计为2.0×10-9m2以上的区域的晶体取向。
此时，本发明中，作为晶体取向的数据获取软件，使用株式会社TSL Solutions制的软件“OIM Data Collection TM(ver.7)”等。所获取的晶体取向信息用株式会社TSLSolutions制的软件“OIM Analysis TM(ver.7)”分离成bcc相和fcc相。该fcc相为残余奥氏体。将按照这样而求出的残余奥氏体的体积率视为残余奥氏体的面积率，从如上述那样判断为淬火状态马氏体或残余奥氏体的区域的面积率中减去，可以求出淬火状态马氏体的面积率。
进而，在本发明的高强度钢板中，一侧的表层软质部的厚度为10μm以上并且板厚的15％以下。另外，表层软质部的珠光体与珠光体的平均间隔为3μm以上。进而，在表层软质部中，板厚中心部的维氏硬度Hc与表层软质部的维氏硬度Hs之比Hs/Hc满足0.50≤Hs/Hc≤0.75。
“表层软质部的厚度：超过10μm并且为板厚的15％以下”
表层软质部具有提高弯曲性的效果。表层软质部的厚度为10μm以下时，基本得不到设置表层软质部的效果。另一方面，若表层软质部的厚度超过板厚的15％，则有时弯曲载荷及抗拉强度大大降低。因此，在本发明的高强度钢板中，将表层软质部的厚度设定为10μm以上并且板厚的15％以下。在钢板的两侧具有表层软质部的情况下，对于各个表层软质部，将厚度设定为10μm以上并且板厚的15％以下。
“表层软质部的珠光体与珠光体的平均间隔为3μm以上”
硬质的珠光体与软质的铁素体的界面由于硬度差大，因此有时该界面成为断裂的起点而导致钢板的弯曲性的劣化。然而，通过表层软质部的珠光体与珠光体的平均间隔被设定为3μm以上，可抑制在上述界面中生成的空隙彼此的连接，抑制钢板的弯曲性的劣化。上述平均间隔的上限没有特别限定，但从抑制表层软质部的硬度Hs、弯曲载荷的降低的观点出发，上述平均间隔优选为50μm以下。
直接求出珠光体的平均间隔D是困难的。因此，珠光体的平均间隔D如以下那样求出。即，珠光体的平均间隔D使用珠光体的面积率Ap(0≤Ap≤1)和珠光体的平均长度d，由以下的式(1)来定义。这里，珠光体的平均长度d如下那样操作来求出。首先，在如后述那样定义的表层软质部中，按照在板厚方向上无偏倚的方式随机地选择多个观察区域。观察区域设定为合计2.0×10-9m2以上。接着，将观察区域内所含的珠光体的总面积除以观察区域内所含的珠光体的总数而得到的值设定为珠光体的平均面积。然后，将该珠光体的平均面积的平方根设定为珠光体的平均长度d。
[数学式1]
Figure BDA0003061546910000101
“0.50≤Hs/Hc≤0.75”
表层软质部的维氏硬度Hs是对于弯曲性的提高和弯曲载荷的确保重要的因子。表层软质部的维氏硬度Hs与板厚中心部的维氏硬度Hc之比Hs/Hc低于0.50时，虽然弯曲性提高但有时导致弯曲载荷的较大降低。另一方面，Hs/Hc超过0.75时，虽然弯曲载荷提高，但难以得到弯曲性的较大改善。
需要说明的是，在本发明中，板厚中心部的维氏硬度Hc及表层软质部的维氏硬度Hs如以下那样以压入载荷100g重(0.98N)通过依据JIS Z 2244(2009)的方法使用维氏硬度计进行测定来确定。
首先，从板厚的1/2的位置朝向表面以板厚的2％的间隔在与板厚方向垂直并且与轧制方向平行的线上，在各5点测定维氏硬度。然后，求出按照这样测定的各个板厚方向位置的5点的维氏硬度的平均值，将该平均值设定为各个板厚方向位置处的维氏硬度。然后，将板厚的1/2的位置处的维氏硬度设定为板厚中心部的维氏硬度Hc。
接着，将比维氏硬度相对于板厚的1/2的位置处的维氏硬度成为0.9倍以下的板厚方向位置更靠表面侧定义为“表层软质部”。在按照这样定义的表层软质部中，随机地测定10点的维氏硬度，将这些10点的维氏硬度的平均值设定为表层软质部的平均维氏硬度Hs。
本发明的钢板的成分组成只要是可得到上述的组织的范围则没有特别限定。以下，对适于本发明的钢板的成分组成的一个例子进行说明。以下，涉及成分组成的“％”是指“质量％”。
首先，对板厚中心部的成分组成进行说明。
“C：0.10％以上且0.30％以下”
C是确保规定量的回火马氏体、提高钢板的强度的元素。为了得到规定量的回火马氏体，使抗拉强度提高至优选1180MPa以上，C的含量优选设定为0.10％以上。另一方面，若C的含量超过0.30％，则有时碳化物的生成变得过多而钢板的扩孔性降低。因此，C的含量优选为0.30％以下。
“Si：0.1％以上且2.5％以下”
Si是作为脱氧剂起作用的元素。另外，Si是对碳化物及热处理后的残余奥氏体的形态造成影响的元素。Si为了有效利用残余奥氏体来谋求钢板的高强度化是有效的。为了抑制碳化物的生成而抑制钢板的加工性的劣化，Si的含量优选为0.1％以上。需要说明的是，将Si的含量抑制为低于0.1％在现状的精炼工艺中会导致成本的增加。另一方面，由于若Si的含量超过2.5％，则有时导致钢板的脆化而使加工性降低，因此Si的含量优选为2.5％以下。
“Al：0％以上且2.500％以下”
Al是作为钢的脱氧剂起作用而将铁素体稳定化的元素，根据需要而添加。为了通过Al而将铁素体稳定化，Al的含量优选为0.001％以上。另一方面，若Al的含量超过2.500％，则有时生成粗大的Al氧化物而钢板的加工性降低。因此，Al的含量优选为2.50％以下。
“Mn：0.1％以上且10.0％以下”
Mn是作为脱氧剂起作用的元素。另外，Mn是提高淬透性的元素。为了得到充分的回火马氏体，Mn的含量优选为0.1％以上。另一方面，若Mn的含量超过10.0％，则有时在钢中形成粗大的Mn氧化物，其在压制成型时成为断裂的起点而钢板的加工性劣化。因此，Mn的含量优选为10.0％以下。
“P：0.100％以下”
P是杂质元素，有时在钢板的板厚中央部中偏析而使韧性降低。另外，P是使焊接部脆化的元素。由于若P的含量超过0.100％，则有时焊接部强度、扩孔性显著降低，因此P的含量优选为0.10％以下。P的含量更优选为0.010％以下。需要说明的是，P的含量越少越优选，也可以为0％。但是，在实用钢板中为了将P的含量降低至低于0.0001％，制造成本大幅上升而在经济上变得不利。因此，P的含量的实质性下限为0.0001％。
“S：0.050％以下”
S是杂质元素，有时使焊接性降低。另外，S有时使铸造时和热轧时的制造性降低。进而，S有时还形成粗大的MnS而使钢板的扩孔性降低。由于若S的含量超过0.050％，则焊接性的降低、制造性的降低及扩孔性的降低变得显著，因此S的含量优选为0.050％以下。S的含量更优选为0.010％以下。S的含量越少越优选，也可以为0％。但是，在实用钢板中为了将S的含量降低至低于0.0001％，制造成本大幅上升而在经济上变得不利。因此，S的含量的实质性下限为0.0001％。
“N：0.01000％以下”
N有时形成粗大的氮化物而使钢板的弯曲性、扩孔性降低。另外，N是可成为焊接时的气孔的产生原因的元素。由于若N的含量超过0.01000％，则钢板的扩孔性的降低、气孔的产生变得显著，因此N的含量优选为0.01000％以下。N的含量越少越优选，也可以为0％。但是，在实用钢板中为了将N的含量降低至低于0.00050％，制造成本大幅上升而在经济上变得不利。因此，N的含量的实质性下限为0.00050％。
“O：0.0060％以下”
O有时形成粗大的氧化物而使钢板的弯曲性、扩孔性降低。另外，O是可成为焊接时的气孔的产生原因的元素。由于若O的含量超过0.0060％，则钢板的扩孔性的降低、气孔的产生变得显著，因此O的含量优选为0.0060％以下。O的含量越少越优选，也可以为0％。但是，在实用钢板中为了将O的含量降低至低于0.0005％，制造成本大幅上升而在经济上变得不利。因此，O的含量的实质性下限为0.0005％。
“Cr：0％以上且5.00％以下”
Cr与Mn同样是提高淬透性而对钢板的高强度化有效的元素，根据需要而添加。为了通过Cr提高淬透性而将钢板高强度化，Cr的含量优选为0.10％以上。另一方面，若Cr的含量超过5.00％，则有时Cr在钢板的中心部中偏析而形成粗大的Cr碳化物，使冷成形性降低。因此，Cr的含量优选为5.00％以下。
“Mo：0％以上且1.000％以下”
Mo与Mn、Cr同样是对钢板的强化有效的元素，根据需要而添加。为了通过Mo而将钢板高强度化，Mo的含量优选为0.010％以上。另一方面，若Mo的含量超过1.000％，则有时形成粗大的Mo碳化物而钢板的冷加工性降低。因此，Mo的含量优选为1.000％以下。
“B：0％以上且0.0100％以下”
B是在从奥氏体冷却的过程中抑制铁素体及珠光体的生成、促进贝氏体或马氏体等低温相变组织的生成的元素。另外，B是对钢板的高强度化有益的元素，根据需要而添加。为了获得由B带来的上述效果，B的含量优选为0.0001％以上。需要说明的是，为了鉴定低于0.0001％的B，需要加以细心的注意而进行分析，并且根据分析装置而达到检测下限。另一方面，在B的含量超过0.0100％的情况下，有时在钢中导致粗大的B氧化物的生成，其成为压制成型时的空隙的产生起点，钢板的加工性劣化。因此，B的含量优选为0.0100％以下。
“Nb：0％以上且0.300％以下”
Nb是对碳化物的形态控制有效的元素，由于通过其添加而将组织微细化，因此是对钢板的韧性的提高也有效的元素。为了获得由Nb带来的该效果，优选将Nb的含量设定为0.001％以上。另一方面，若Nb的含量超过0.300％，则有时析出许多微细且硬质的Nb碳化物，钢板的强度上升，并且延展性显著劣化，加工性降低。因此，Nb的含量优选为0.300％以下。
“Ti：0％以上且0.300％以下”
Ti与Nb同样地是对碳化物的形态控制重要的元素，是通过大量的含有而促进铁素体的强度增加的元素。从确保钢板的加工性的观点出发，Ti的含量越少越优选，也可以为0％。但是，由于将Ti的含量降低至低于0.001％会导致精炼成本的增加，因此Ti的含量的实质性下限为0.001％。另一方面，若Ti的含量超过0.300％，则有时在钢中存在粗大的Ti氧化物或TiN而使钢板的加工性降低。因此，Ti的含量优选为0.300％以下。
“V：0％以上且0.500％以下”
V也与Ti或Nb同样地是对碳化物的形态控制有效的元素，由于通过其添加而将组织微细化，因此是对钢板的韧性的提高也有效的元素。为了获得由V带来的该效果，V的含量优选为0.001％以上。另一方面，若V的含量超过0.500％，则有时析出许多微细的V碳化物，钢板的强度上升，并且延展性显著劣化，加工性降低。因此，V的含量优选为0.500％以下。
“Ni：0％以上且1.00％以下”
Ni是对钢板的强度的提高有效的元素，根据需要而添加。为了通过Ni将钢板高强度化，Ni的含量优选为0.01％以上。另一方面，若Ni的含量超过1.00％，则有时钢板的延展性降低而导致加工性的降低。因此，Ni的含量优选为1.00％以下。
“Cu：0％以上且1.000％以下”
Cu是对钢板的强度的提高有效的元素，根据需要而添加。为了通过Cu将钢板高强度化，Cu的含量优选为0.001％以上。另一方面，若Cu的含量超过1.000％，则有时导致红热脆性而热轧中的生产率降低。因此，Cu的含量优选为1.000％以下。
“Ca：0％以上且0.040％以下”
Ca是可以通过微量添加而控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。为了通过Ca而获得控制硫化物的形态的效果，Ca的含量优选为0.001％以上。另一方面，若Ca的含量过量，则有时生成粗大的Ca氧化物，其成为压制成型时的空隙的产生起点而加工性劣化。因此，Ca的含量优选为0.040％以下。
“Mg：0％以上且0.040％以下”
Mg与Ca同样地是可以通过微量添加而控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。为了通过Mg而获得控制硫化物的形态的效果，Mg的含量优选为0.001％以上。另一方面，若Mg的含量过量，则有时因粗大的夹杂物的形成而钢板的加工性降低。因此，Mg的含量优选为0.040％以下。
“REM：0％以上且0.040％以下”
REM(稀土类金属：Rare-Earth Metal)与Ca、Mg同样地是可以通过微量添加来控制硫化物的形态的元素，根据需要而添加。作为本发明的高强度钢板所包含的REM，可例示出W、Ta、Sn、Sb、As、Zr、Y、La、Ce。REM的含量也可以为0％，但为了通过REM而获得控制硫化物的形态的效果，REM的含量优选为0.001％以上。另一方面，若REM的含量过量，则有时因粗大的夹杂物的形成而钢板的加工性降低。因此，REM的含量优选为0.040％以下。REM大多情况下作为混合稀土金属而添加，但除了La、Ce以外有时也复合添加镧系元素系列的元素。
需要说明的是，板厚中心部的化学组成的剩余部分为Fe及杂质。作为杂质，是从钢原料或废铁不可避免地混入的元素或在炼钢过程中不可避免地混入的元素，可例示出在本发明的高强度钢板可发挥上述本发明的效果的范围内容许含有的元素。
接着，对表层软质部的成分组成进行说明。表层软质部的成分范围与板厚中心部同样，但表层软质部中的C的含量优选为板厚中心部中的C的含量的0.9倍以下。通过表层软质部的C含量为板厚中心部的C含量的0.9倍以下，相对于板厚中心部，表层软质部的软质化变得容易，改善钢板的弯曲性变得容易。
需要说明的是，关于表层软质部的C以外的成分范围，含量的范围、其理由均与上述的板厚中心部的成分范围相同。在本发明的高强度钢板中，表层软质部的C以外的含量与板厚中心部基本没有不同。
接着，对本发明的高强度钢板的制造方法的一个例子进行说明。本发明的高强度钢板例如可以如下那样进行制造。
首先，制作具有本发明的高强度钢板的上述成分组成的铸造板坯。之后，将该板坯直接或暂且冷却后加热至1100℃以上，供于热轧。在Ar3相变点以上的温度域中完成热轧，将热轧完成后的热轧钢板在700℃以下的温度域中卷取。进而，将热轧钢板在70℃以上且100℃以下的温度下以50秒以上且300秒以下的时间进行酸洗。
将上述酸洗后的热轧钢板供于压下率为30％以上且80％以下的冷轧而制成冷轧钢板。以下，有时将该“冷轧钢板”简称为“钢板”。接着，在氧分压PO2(atm)的对数：logPO2为-26以上且-22以下的气氛中、在“Ac3-30℃”以上且950℃以下的温度域中，将钢板进行加热而退火。Ac3是奥氏体逆相变完成温度，通过将从热轧钢板切取的小片以1℃/秒加热至1100℃，并测定该期间的体积膨张而求出。
在上述退火后，进行下述1)或2)的冷却工序。
1)以20℃/秒以上的平均冷却速度将钢板冷却至25℃以上且600℃以下的温度域，接着，使钢板在100℃以上且400℃以下的温度域中停留1000秒以下。
2)以0.5℃/秒以上且20℃/秒以下的平均冷却速度将钢板冷却至600℃以上且750℃以下的温度域(第1段的冷却)，接着，以20℃/秒以上的平均冷却速度将钢板冷却至25℃以上且600℃以下的温度域(第2段的冷却)，接着，在100℃以上且400℃以下的温度域中使钢板停留1000秒以下。
以下，对上述的各工序条件进行详细说明。
“铸造板坯”
供于热轧的铸造板坯只要是经铸造的板坯即可，并不限定于特定的铸造板坯。例如，只要是连续铸造板坯、或通过薄板坯连铸机而制造的板坯即可。
“铸造板坯的加热温度：1100℃以上”
将暂且冷却的铸造板坯进行加热后供于热轧的情况下，将铸造板坯加热至1100℃以上。为了将本发明的高强度钢板的抗拉强度设定为1180MPa以上，用于制造本发明的高强度钢板的铸造板坯比较多地含有合金元素。因此，在将铸造板坯供于热轧之前，需要将铸造板坯加热而使合金元素固溶于铸造板坯中。若铸造板坯的加热温度低于1100℃，则有时合金元素在铸造板坯中未充分固溶而残留粗大的合金碳化物，在热轧中产生脆化开裂。因此，铸造板坯的加热温度优选为1100℃以上。铸造板坯的加热温度的上限没有特别限定，但从加热设备的加热能力、生产率的观点出发，优选为1250℃以下。
“热轧完成温度域：Ar3相变点以上”
如上所述用于制造本发明的高强度钢板的铸造板坯由于比较多地含有合金元素，因此在热轧时需要增大轧制载荷。因此，热轧优选在高温下进行。热轧完成温度域在控制钢板的金属组织的方面是重要的。若热轧完成温度域处于(奥氏体+铁素体)的2相温度域，则有时金属组织的不均匀性变大，热处理后的成形性降低。因此，将热轧完成温度域设定为Ar3相变点以上的温度域。需要说明的是，在热轧时，也可以将粗轧钢板接合而连续地进行热轧。
“热轧钢板的卷取温度域：700℃以下”
若热轧钢板的卷取温度超过700℃，则金属组织的不均匀性变大而热处理后的成形性容易劣化。因此，卷取温度域优选被设定为700℃以下。卷取温度域的下限没有特别限定，但由于将卷取温度设定为室温以下在技术上是困难的，因此室温为卷取温度的实质性下限。
[酸洗：在70℃以上的温度下50秒以上且300秒以下]
将如上所述卷取后的热轧钢板在70℃以上的温度下以50秒以上且300秒以下的时间进行酸洗。在该酸洗工序中，将热轧钢板的表面的氧化物除去，谋求冷轧钢板的化学转化处理性、镀覆性的提高。进而，通过控制酸洗条件可以控制热轧钢板的表面粗糙度，能够在后工序的冷轧中向表层有效地导入剪切应变。
根据上述的酸洗条件，通过酸洗使冷轧前的钢板表面的峰值计数(PPc)成为60(/mm)以上，可以控制因冷轧而导入的表层剪切应变。峰值计数(PPc)依据JIS B 0601(2013)并使用触针式表面粗糙度测定机进行测定。虽然以通常的酸洗条件无法充分扩展珠光体与珠光体的平均间隔，但根据上述的酸洗方法，在后工序的退火中可以控制表层软质部的珠光体与珠光体的平均间隔。
用于酸洗的溶液只要是通常的用于酸洗的溶液即可，例如可列举出5vol.％以上的盐酸、硫酸。另外，酸洗也可以是一次，根据需要也可以分成多次来进行。上述的酸洗时间在仅进行1次酸洗的情况下是指该酸洗的时间，在进行多次酸洗的情况下是指这些酸洗的合计时间。通过将酸洗温度设定为70℃以上，可充分除去表层的氧化物。酸洗温度的上限没有特别限定，但在现实中为95℃左右。另外，通过将酸洗时间设定为50秒以上，增大表面粗糙度而冷轧中的向表层中导入剪切应变变得容易。酸洗时间的下限优选为100秒。另一方面，在酸洗时间超过300秒的情况下，有时表面粗糙度变得过度粗糙而表面清洁恶化，进而，在冷轧后残留的凹凸产生缺口那样的效应，弯曲性劣化。酸洗时间的上限优选为200秒。
“冷轧的压下率：30％以上且80％以下”
将如上所述酸洗后的热轧钢板供于压下率为30％以上且80％以下的冷轧而制成冷轧钢板。通过将冷轧的压下率设定为30％以上，可将冷轧钢板的形状保持平坦而抑制最终制品的延展性降低。冷轧的压下率优选为50％以上。另一方面，通过将冷轧的压下率设定为80％以下，可抑制轧制载荷变得过大而轧制变得困难。冷轧的压下率优选为70％以下。轧制道次的次数及每道次的压下率没有特别限定，只要按照冷轧的压下率成为上述范围的方式适当设定即可。
“气氛的氧分压PO2的对数logPO2：-26以上且-22以下”
“退火温度域：“Ac3-30℃”以上且950℃以下”
在连续退火生产线的加热炉及均热炉中，将炉内气氛的氧分压PO2的对数logPO2维持在-26以上且-22以下，将钢板加热至“Ac3-30℃”以上且950℃以下的温度域，对钢板实施退火。
在利用加热炉及均热炉的退火中，在“Ac3-30℃”以上的温度域中钢板表面的脱碳进展，表层的碳量降低。通过表层的碳量降低而表层的淬透性降低，在表层中能够获得适量的铁素体和珠光体。为了促进这样的脱碳，将炉内气氛的氧分压：PO2限定为适宜的范围。
若气氛的氧分压PO2的对数logPO2为-26以上，则氧势充分变高而上述脱碳进行，抑制Si、Mn的外部氧化状态，可确保良好的镀覆密合性。logPO2优选为-25以上。另一方面，若logPO2为-22以下，则可抑制因氧势过高而引起的过度的脱碳，可抑制不仅Si及Mn而且基体钢板自身也被氧化，变得容易获得所期望的表面状态。
通过将退火温度域设定为“Ac3-30℃”以上，在退火中生成奥氏体，变得容易获得规定量的回火马氏体作为最终组织。因此，钢板变得容易满足所期望的抗拉强度。另一方面，在将退火温度域设定为超过950℃的情况下，虽然在钢板的特性上没有问题，但生产率降低。因此，退火温度域优选为950℃以下，更优选为900℃以下。
上述1)的冷却工序
“平均冷却速度：20℃/秒以上”
“冷却停止温度：25℃以上且450℃以下”
将退火后的钢板以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却至25℃以上且450℃以下的温度域。该冷却在得到规定量的成为回火马氏体的基础的淬火状态马氏体的方面是重要的。
淬火状态马氏体是在25℃以上且450℃以下的温度域中以相变前的奥氏体晶粒中存在的微量的位错作为核发生相变而生成的。通过将从退火温度至达到25℃以上且450℃以下的温度域为止的平均冷却速度设定为20℃/秒以上，可抑制相变前的奥氏体粒中所含的上述位错消失。该冷却工序中的平均冷却速度优选为35℃/秒以上。
通过将冷却停止温度设定为25℃以上，能够抑制生产率的降低。冷却停止温度优选为100℃以上。另一方面，通过将冷却停止温度设定为450℃以下，可抑制贝氏体或铁素体、珠光体的生成进行，确保规定量的马氏体。冷却停止温度优选为400℃以下。
“在100℃以上且400℃以下的温度域中停留1000秒以下”
如上所述冷却后的钢板包含淬火状态马氏体。通过将该钢板停留在100℃以上且400℃以下，能够使淬火状态马氏体变化为回火马氏体，提高钢板的加工性。在该工序中，通过将停留温度设定为100℃以上，变得容易获得由回火带来的效果。另一方面，通过将停留温度设定为400℃以下，可抑制过度的回火的进行，抑制钢板的强度降低。另外，通过将停留时间设定为1000秒以下，可抑制生产率的降低。
出于促进表层软质部的铁素体及珠光体生成的目的，对于退火后的钢板，代替上述1)的冷却工序，也可以进行上述2)的冷却工序。即，也可以以0.5℃/秒以上且20℃/秒以下的平均冷却速度将钢板冷却至600℃以上且750℃以下的温度域(第1段的冷却)，接着，以20℃/秒以上的平均冷却速度将钢板冷却至25℃以上且600℃以下的温度域(第2段的冷却)。
“第1段的冷却”
“平均冷却速度：0.5℃/秒以上且20℃/秒以下”
“冷却停止温度：600℃以上且750℃以下”
通过将第1段的冷却中的平均冷却速度设定为20℃/秒以下，可促进表层软质部中的铁素体及珠光体的生成。但是，在第1段的平均冷却速度超过20℃/秒的情况下，仅仅成为与进行上述1)的冷却工序的情况同样的结果，并非钢板的材质劣化。第1段的冷却中的平均冷却速度的上限是用于获得将冷却设定为2个阶段时的效果的上限。另一方面，通过将第1段的冷却中的平均冷却速度设定为0.5℃/秒以上，不仅表层软质部，而且板厚中心部中的铁素体相变及珠光体相变的过度的进行也得以抑制，变得容易获得规定量的马氏体。第1段的冷却中的平均冷却速度优选为10℃/秒以上。
通过将第1段的冷却中的冷却停止温度设定为600℃以上，可抑制在表层软质部中生成铁素体及珠光体以外的组织而钢板的弯曲性降低。第1段的冷却的冷却停止温度优选为620℃以上。另一方面，通过将第1段的冷却的冷却停止温度设定为750℃以下，可促进表层软质部中的铁素体及珠光体的生成。但是，在第1段的冷却的冷却停止温度超过750℃的情况下，仅仅成为与进行上述1)的冷却工序的情况实质上同样的结果，并非钢板的材质劣化。第1段的冷却的冷却停止温度的上限是用于获得将冷却设定为2个阶段时的效果的上限。
“第2段的冷却”
“平均冷却速度：20℃/秒以上”
“冷却停止温度：25℃以上且600℃以下”
第2段的冷却的平均冷却速度及冷却停止温度与上述1)的冷却工序中的平均冷却速度及冷却停止温度同样。但是，由于通过上述第1段的冷却而促进表层软质部的铁素体和珠光体的生成，因此可成为弯曲性优异的钢板。
“回火”
另外，也可以对钢板实施回火。回火可以是向室温的最终冷却途中的再加热，也可以在结束最终冷却后进行。回火的方法没有特别限定，例如也可以使钢板在200℃以上且500℃以下的温度域中停留2秒以上。通过回火而淬火状态马氏体成为回火马氏体，钢板的弯曲性、扩孔性可提高。
“镀覆处理及表面处理”
另外，可以对钢板实施电镀处理、蒸镀处理等镀覆处理，也可以进一步在镀覆处理后进行合金化处理。另外，也可以对钢板实施有机皮膜的形成、膜层压、有机盐类或无机盐类处理、无铬处理等表面处理。
在作为镀覆处理而对钢板进行热浸镀锌处理的情况下，例如将钢板加热或冷却至比镀锌浴的温度低40℃的温度以上并且比镀锌浴的温度高50℃的温度以下的温度，使该钢板通过镀锌浴中。通过这样的热浸镀锌处理，得到在表面具备热浸镀锌层的钢板、即热浸镀锌钢板。热浸镀锌层例如具有Fe：7质量％以上且15质量％以下、以及剩余部分：Zn、Al及杂质所表示的化学组成。另外，热浸镀锌层也可以是锌合金。
在热浸镀锌处理后进行合金化处理的情况下，例如将热浸镀锌钢板加热至460℃以上且600℃以下的温度。该温度低于460℃时，有时合金化不足。另一方面，该温度超过600℃时，有时合金化变得过量而耐蚀性劣化。通过这样的合金化处理，可得到在表面具备合金化热浸镀锌层的钢板、即合金化热浸镀锌钢板。
通过以上例示的方法，能够制造本发明的实施方式的高强度钢板。需要说明的是，上述实施方式均不过是示出实施本发明时的具体化的例子，本发明的技术范围并不受它们的限定性解释。即，本发明在不脱离其技术思想或其主要特征的情况下可以以各种形式实施。
实施例
以下，使用实施例，示出本发明的具体例子。但是，本发明不受以下的实施例的限定。
将具有表1-1、1-2中记载的成分组成的铸造板坯加热至表2-1～2-3中记载的板坯加热温度，以表2-1～2-3中记载的条件供于热轧，卷取。将所得到的热轧钢板以表2-1～2-3中记载的条件进行酸洗，供于冷轧。
接着，对所得到的冷轧钢板以表2-1～2-3中记载的条件实施退火处理，对一部分钢板通过常规方法实施热浸镀锌，进一步对一部分实施了镀覆的钢板通过常规方法实施合金化处理。
将如上所述鉴定铸造板坯的成分、制造条件及所得到的钢板的组织而求出面积率的结果示于表3-1～3-3中。
另外，对于所得到的钢板，计算或测定表层软质部的C含量与板厚中心部的C含量之比、表层软质部的珠光体与珠光体的平均间隔(μm)、板厚(mm)、每一面的表层软质部的厚度(mm)、表层软质部的位置(一侧或两侧)、每一面的表层软质部的厚度相对于板厚的比例(％)、板厚中心部的维氏硬度Hc(Hv)、表层软质部的维氏硬度Hs(Hv)、Hs/Hc、总伸长率El(％)、扩孔率λ(％)、极限弯曲角度α(°)及弯曲试验时的最大载荷(弯曲载荷)F(N)。将这些结果示于4-1～4-3中。维氏硬度如上所述进行测定。总伸长率通过JIS Z 2241(2011)中所示的拉伸试验方法来测定。扩孔值λ通过JIS Z 2256(2010)中所示的扩孔试验方法来测定。极限弯曲角度α、弯曲载荷F通过依据VDA(德国汽车工业会标准)238-100的弯曲试验来测定。
本实施例中，将满足
0.50≤Hs/Hc≤0.75
Hc×El≥4000
Hc×λ≥7000
α≥7.3t2-37.2t+100
F≥3500t2+2600t+0.04Hc2-7.6Hc-6000的钢板判断为良好。α、F的阈值为在经验中得到的值。
Figure BDA0003061546910000231
Figure BDA0003061546910000241
Figure BDA0003061546910000251
Figure BDA0003061546910000261
Figure BDA0003061546910000271
Figure BDA0003061546910000281
Figure BDA0003061546910000291
Figure BDA0003061546910000301
Figure BDA0003061546910000311
Figure BDA0003061546910000321
Figure BDA0003061546910000331
确认本发明的钢板具有良好的特性。
产业上的可利用性
如上所述，根据本发明，能够提供适宜作为汽车等的结构构件的具有高的加工性及弯曲载荷且弯曲性优异的高强度钢板。本发明的高强度钢板由于特别是耐碰撞特性优异，因此本发明在汽车产业及钢板制造/加工产业中可利用性高。

Claims (7)

1.一种高强度钢板，其特征在于，其是具有板厚中心部和形成于所述板厚中心部的一侧或两侧的表层软质部的高强度钢板，
在所述高强度钢板的截面中，
所述板厚中心部的金属组织以面积率计由回火马氏体：85％以上、铁素体、贝氏体、珠光体、残余奥氏体中的1种或2种以上：合计低于15％及淬火状态马氏体：低于5％构成，
所述表层软质部的金属组织以面积率计由铁素体：65％以上、珠光体：5％以上且低于20％、回火马氏体、贝氏体、残余奥氏体中的1种或2种以上：合计低于10％及淬火状态马氏体：低于5％构成，
形成于一侧或两侧的所述表层软质部各自的厚度超过10μm并且为板厚的15％以下，
所述表层软质部的珠光体与珠光体的平均间隔为3μm以上，
所述板厚中心部的维氏硬度(Hc)及所述表层软质部的维氏硬度(Hs)满足0.50≤Hs/Hc≤0.75，
所述板厚中心部的成分组成以质量％计含有
C：0.10％以上且0.30％以下、
Si：0.01％以上且2.5％以下、
Al：0％以上且2.50％以下、
Mn：0.1％以上且10.0％以下、
P：0.10％以下、
S：0.050％以下、
N：0.0100％以下、
O：0.0060％以下、
Cr：0％以上且5.0％以下、
Mo：0％以上且1.00％以下、
B：0％以上且0.0100％以下、
Nb：0％以上且0.30％以下、
Ti：0％以上且0.30％以下、
V：0％以上且0.50％以下、
Ni：0％以上且1.00％以下、
Cu：0％以上且1.00％以下、
Ca：0％以上且0.040％以下、
Mg：0％以上且0.040％以下及
REM：0％以上且0.040％以下，
剩余部分为Fe及杂质。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，所述板厚中心部的成分组成以质量％计含有选自
Cr：0.1％以上且5.0％以下、
Mo：0.01％以上且1.00％以下、
B：0.0001％以上且0.0100％以下、
Nb：0.001％以上且0.30％以下、
Ti：0.001％以上且0.30％以下、
V：0.001％以上且0.50％以下、
Ni：0.0001％以上且1.00％以下、
Cu：0.001％以上且1.00％以下、
Ca：0.001％以上且0.040％以下、
Mg：0.001％以上且0.040％以下及
REM：0.001％以上且0.040％以下中的1种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，所述表层软质部的C含量为所述板厚中心部的C含量的0.9倍以下。
4.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，在表面具有热浸镀锌层。
5.根据权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，在表面具有热浸镀锌层。
6.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，在表面具有合金化热浸镀锌层。
7.根据权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，在表面具有合金化热浸镀锌层。
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