CN103703157B - 形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及形状保持性优异的高强度钢板，其是以规定的含量含有C、Si、Mn、P、S、Al、N、O的钢板，在钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内，按体积分数计含有5～20%的残留奥氏体相，所述残留奥氏体相中含有的固溶C量按质量%计为0.80～1.00%，固溶Si量W_Siγ是平均Si量W_Si*的1.10倍以上，固溶Mn量W_Mnγ是平均Mn量W_Mn*的1.10倍以上，在钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内，设定多个直径1μm以下的测定区域，测定上述多个测定区域中的Si量的测定值W_Si与上述平均Si量W_Si*之比和上述多个测定区域中的Al量的测定值W_Al与上述平均Al量W_Al*之比的和的频数分布时，上述频数分布的众数值为1.95～2.05，且峰度为2.00以上。

Description

形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法

技术领域

本发明涉及形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法。本申请要求基于2011年7月29日在日本提交的日本特愿2011-167689号的优先权，其内容引用于此。

背景技术

近年来，对用于汽车等的钢板的高强度化的要求在提高，也逐渐使用最大拉伸应力900MPa以上的高强度钢板。

这些高强度钢板与软钢板同样可通过冲压加工而大量且廉价地成型，供作部件。然而，随着近年来高强度化的激增，关于最大拉伸应力900MPa以上的高强度钢板，存在下述问题：刚冲压成型之后发生了弹性变形回复，难以成型为目标形状。

作为以往的提高高强度钢板的形状保持性的技术，可列举出一种形状保持性优异的高强度高延性熔融镀锌钢板，其特征在于，其是按质量%计含有C：0.0001～0.3%、Al：0.001～4%、Mn：0.001～3%、Mo：0.001～4%、P：0.0001～0.3%、S：0.01%以下、且含有Al：0.001～0.5%、Mn：0.001～2%的钢板，具有含有低于20%的Fe、余量由Zn和无法避免的杂质构成的镀覆层，按体积分数计含有总计50～97%的作为主相的铁素体或者铁素体和贝氏体，按体积分数计还含有3～50%的作为第二相的奥氏体，屈服比为0.7以下（例如参照专利文献1）。

另外，作为以往的提高高强度钢板的形状保持性的技术，可列举出一种加工性和形状保持性优异的高强度钢板，其按质量%计分别含有C：0.06～0.6%、Si+Al：0.5～3%、Mn：0.5～3%、P：0.15%以下（不包括0%）、S：0.02%以下（包括0%），并且具有相对于整个组织按面积率计为15%以上的回火马氏体、相对于整个组织按面积率计为5～60%的铁素体、相对于整个组织按体积率计为5%以上的残留奥氏体相、此外还可以含有贝氏体和/或马氏体的良好组织，且上述残留奥氏体相中通过施加2%应变而相变为马氏体的残留奥氏体相的比例为20～50%（例如参照专利文献2）。

此外，作为以往的提高高强度钢板的形状保持性的技术，可列举出一种冲击特性和形状保持性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，其中，将具有C：0.08～0.18质量%、Si：1.00～2.0质量%、Mn：1.5～3.0质量%、P：0.03质量%以下、S：0.005%质量%以下、T.Al：0.01～0.1质量%的组成、Mn在铸坯中的偏析度为1.05～1.10的板坯热轧，进而冷轧，然后在连续退火生产线中在750～870℃的两相区或单相区进行保持时间60秒以上地加热，之后在720℃～600℃的温度范围以平均冷却速度10℃/s以下进行冷却，然后以平均冷却速度10℃/s以上冷却至350～460℃，保持30秒～20分钟之后，冷却到室温，形成多边形铁素体+针状铁素体+贝氏体+残留奥氏体相+马氏体的5相组织（例如参照专利文献3）。

此外，作为以往的提高高强度钢板的形状保持性的技术，可列举出一种成型性和形状保持性优异的高强度钢板，其特征在于，以按体积分数计20～97%的铁素体相和3%以上的残留奥氏体相为主，铁素体相以外的部分中长径比为2.5以下的晶粒的比例为50～95%，优选含有C：0.05～0.30质量%、Si：2.0质量%以下、Mn：0.8～3.0质量%、P：0.003～0.1质量%、S：0.01质量%以下、Al：0.01～2.50质量%、N：0.007质量%以下，Si和Al满足Si+Al≥0.50质量%的关系（例如参照专利文献4）。

另外，本申请人公开了一种延性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板，其具有规定的成分，钢板组织由按体积分数计10～50%的铁素体相、10～50%的回火马氏体相和余量硬质相构成（例如参照专利文献5）。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2003-253386号公报

专利文献2：日本特开2004-218025号公报

专利文献3：日本特开2004-300452号公报

专利文献4：日本特开2007-154283号公报

专利文献5：WO2012/036269A1公报

发明内容

发明要解决的问题

然而，专利文献1中，必需大量添加昂贵的Mo，因此具有生产成本增大的问题。

另外，专利文献2中，将热轧后的退火工序分为两个工序来进行，制造工序变复杂，另一方面，难以稳定地确保最大拉伸强度900MPa以上的高强度钢板的形状保持性。

另外，专利文献3中，在制造板坯时，需要控制铸造条件而减弱钢板中的Mn的中心偏析的处理，生产效率有可能降低。

另外，专利文献4中，规定了用于提高形状保持性的钢板组织、晶粒的长径比，但没有做出用于确保延性、拉伸强度的规定，对于确保最大拉伸强度900MPa以上的高强度钢板而言是不稳定的。此外，这种900MPa以上的高强度范围的形状保持性是不充分的，期望进一步提高形状保持性。

另外，专利文献5中，以具有10～50%的回火马氏体相为基础，存在加工性差的担忧。

因此，本发明是鉴于这种情况而做出的，其目的是提供确保最大拉伸强度900MPa以上的高强度、并且具有优异的形状保持性和加工性的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法。

用于解决问题的方案

本发明人等为了解决上述问题而进行了深入研究。结果发现，通过使钢板的显微组织为具有残留奥氏体相的显微组织、进而使Si、Mn富集在残留奥氏体相中，可获得确保最大拉伸强度900MPa以上的高强度、并且成型初期的加工硬化量大的具有优异的形状保持性和加工性的钢板。

目的是解决上述问题的本发明的要旨如下所述。

(1)一种形状保持性优异的高强度钢板，其是按质量％计含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.5％、Mn：1.3～3.50％、P：0.001～0.030％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.080～1.500％、N：0.0001～0.0100％、O：0.0001～0.0100％、余量由Fe和无法避免的杂质构成的钢板，在钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内，钢板组织按体积分数计含有5～20％的残留奥氏体相，所述残留奥氏体相中含有的固溶C量按质量％计为0.80～1.00％，所述残留奥氏体相中含有的固溶Si量W_Siγ是钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内的平均Si量W_Si*的1.10倍以上，所述残留奥氏体相中含有的固溶Mn量W_Mnγ是钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内的平均Mn量W_Mn*的1.10倍以上，在钢板的厚度1/8～厚度3/8的范围内，设定多个直径1μm以下的测定区域，测定所述多个测定区域中的Si量的测定值W_Si与所述平均Si量W_Si*之比和所述多个测定区域中的Al量的测定值W_Al与平均Al量W_Al*之比的和的频数分布时，所述频数分布的众数值为1.95～2.05，且峰度为2.00以上。

(2)根据第(1)项所述的形状保持性优异的高强度钢板，其中，作为钢板组织，按体积分数计进一步含有10～75％的铁素体相、以及总计10～50％的贝氏体铁素体相和贝氏体相中的任一者或两者，回火马氏体相按体积分数计被限制在低于10％，新生马氏体相按体积分数计被限制在15％以下。

(3)根据第(1)项所述的形状保持性优异的高强度钢板，其按质量％计进一步含有Ti：0.005～0.150％、Nb：0.005～0.150％、V：0.005～0.150％、B：0.0001～0.0100％中的一种或两种以上。

(4)根据第(1)项所述的形状保持性优异的高强度钢板，其按质量％计进一步含有Mo：0.01～1.00％、W：0.01～1.00％、Cr：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％中的一种或两种以上。

(5)根据第(1)项所述的形状保持性优异的高强度钢板，其按质量％计进一步含有总计0.0001～0.5000％的Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的一种或两种以上。

(6)一种形状保持性优异的高强度镀锌钢板，其是在第(1)项所述的高强度钢板的表面上形成锌镀层而获得的。

(7)根据第(6)项所述的形状保持性优异的高强度镀锌钢板，其在所述锌镀层的表面上形成有由包含磷氧化物和/或磷的复合氧化物形成的覆膜。

(8)一种形状保持性优异的高强度钢板的制造方法，该方法包括：

热轧工序，其是如下工序：将按质量％计含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.5％、Mn：1.3～3.50％、P：0.001～0.030％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.080～1.500％、N：0.0001～0.0100％、O：0.0001～0.0100％、余量由Fe和无法避免的杂质构成的板坯加热至1100℃以上，在以850℃或Ar₃温度中较高者为下限的温度区域进行热轧，进行从轧制结束后到卷取开始的范围的以平均10℃/秒以上的速度冷却的第1冷却，在卷取温度600～750℃的范围内卷取，进行从所述卷取温度到(所述卷取温度-100)℃的范围的以平均15℃/小时以下的速度将卷取后的钢板冷却的第2冷却；

连续退火工序：在所述第2冷却之后，将所述钢板在最高加热温度(Ac₁+40)℃～1000℃下退火，接着进行从所述最高加热温度到700℃的范围的平均冷却速度为1.0～10.0℃/秒的第3冷却，接着进行从700℃到500℃的范围的平均冷却速度为5.0～200.0℃/秒的第4冷却，接着进行将所述第4冷却后的钢板在350～450℃的范围内保持30～1000秒钟的停留处理。

(9)根据第(8)项所述的形状保持性优异的高强度钢板的制造方法，其在所述热轧工序与所述连续退火工序之间包括酸洗之后以30～75％的压下率进行冷轧的冷轧工序。

(10)根据第(8)项所述的形状保持性优异的高强度钢板的制造方法，其在所述连续退火工序之后包括以低于10％的压下率对钢板实施轧制的平整轧制工序。

(11)一种形状保持性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，进行通过第(8)项所述的制造方法制造高强度钢板时的所述停留处理之后，实施电镀锌从而在所述钢板的表面上形成锌镀层。

（12）一种形状保持性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在通过第（8）项所述的制造方法制造高强度钢板时的所述第4冷却与所述停留处理之间、或者在所述停留处理之后，将所述钢板浸渍在镀锌浴中，在所述钢板的表面上形成锌镀层。

（13）根据第（12）项所述的形状保持性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在所述镀锌浴中浸渍之后，将所述钢板再加热至460～600℃，保持2秒以上使所述锌镀层合金化。

（14）根据第（11）项所述的形状保持性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，形成所述锌镀层之后，在该锌镀层的表面上赋予由包含磷氧化物和磷中任一者或两者的复合氧化物形成的覆膜。

（15）根据第（13）项所述的形状保持性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，使所述锌镀层合金化之后，在该合金化的锌镀层的表面上赋予由包含磷氧化物和磷中任一者或两者的复合氧化物形成的覆膜。

发明的效果

本发明的高强度钢板和高强度镀锌钢板由于具有规定的化学成分，在钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内，测定Si量的测定值与平均Si量之比和Al的测定值与平均Al量之比的和的频数分布时，该频数分布的众数值为1.95～2.05，且峰度为2.00以上，因此能够成为在钢板的整个区域内Si或Al中任一者以等于或高于平均量存在的分配状态。由此，铁系碳化物的生成被抑制，可以防止C以碳化物的形式被消耗。因此，可以稳定地确保残留奥氏体相，结果可以大大提高形状保持性、延性和拉伸强度。

另外，本发明的高强度钢板和高强度镀锌钢板中，残留奥氏体相按体积分数计占5～20%，残留奥氏体相中含有的Si量为平均Si量的1.10倍以上，此外残留奥氏体相中含有的Mn量为平均Mn量的1.10倍以上，此外残留奥氏体相中含有的C量按质量%计为0.80～1.00%，因此可获得确保最大拉伸强度900MPa以上的高强度、并且具有优异的形状保持性和加工性的钢板。

另外，本发明的钢板的制造方法中，将具有规定的化学成分的板坯制成热轧卷材的工序包括：将从热轧结束到卷取的冷却速度设定为10℃/秒以上的第1冷却工序；将钢板在600～700℃下制成卷材的卷取工序；将从卷取温度到(卷取温度-100)℃的平均冷却速度设定为15℃/小时以下的第2冷却工序，因此可以使钢板内部的固溶Si和固溶Al对称分布、即在Si量高的地方Al量变低，且可以使固溶Si富集的地方与固溶Mn富集的地方相同。

此外，在本发明的钢板的制造方法中，使钢板通过连续退火生产线的工序包括：在最高加热温度(Ac₁+40)℃～1000℃下退火的工序；将钢板以平均1.0～10.0℃/秒从最高加热温度冷却到700℃的第3冷却工序；将第3冷却工序后的钢板以平均5.0～200.0℃/秒从700℃冷却到500℃的第4冷却工序；将第4冷却工序后的钢板在350～450℃的范围下停留30～1000秒的工序，因此钢板的显微组织含有5～20％的残留奥氏体相，且能够使规定浓度的Si、Mn、C固溶在残留奥氏体相中，因此获得了可确保最大拉伸强度900MPa以上的高强度且具有优异的形状保持性和加工性的高强度钢板或高强度镀锌钢板。

具体实施方式

以下详细说明本发明的形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法。

<高强度钢板>

本发明的高强度钢板是按质量％计分别含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.5％、Mn：1.3～3.50％、P：0.001～0.030％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.080～1.500％、N：0.0001～0.0100％、O：0.0001～0.0100％、余量由Fe和无法避免的杂质构成的钢板，在钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内，钢板组织按体积分数计含有5～20％的残留奥氏体相，残留奥氏体相中含有的固溶C量按质量％计为0.80～1.00％，残留奥氏体相中含有的固溶Si量W_Siγ是钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内的平均Si量W_Si*的1.10倍以上，残留奥氏体相中含有的固溶Mn量W_Mnγ是钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内的平均Mn量W_Mn*的1.10倍以上，在钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内，设定多个直径1μm以下的测定区域，测定多个测定区域中的Si量的测定值W_Si与上述平均Si量W_Si*之比和多个测定区域中的Al量的测定值W_Al与平均Al量W_Al*之比的和的频数分布时，频数分布的众数值为1.95～2.05，且峰度为2.00以上。

以下说明限定本发明的钢板组织和化学成分(组成)的理由。其中，％的表述对于组织而言表示体积分数，对于组成而言表示质量％，除非另有规定。

本发明的高强度钢板的钢板组织具有规定的化学成分，在钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内，按体积分数计含有5～20％的残留奥氏体相，残留奥氏体相中的固溶C量按质量％计为0.80～1.00％，残留奥氏体相中的固溶Mn量W_Mnγ与钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内的平均Mn量W_Mn*之比W_Mnγ/W_Mn*为1.10以上，残留奥氏体相中的固溶Si量W_Siγ与钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内的平均Si量W_Si*之比W_Siγ/W_Si*为1.10以上，因此为确保拉伸强度900MPa以上的高强度、并且具有优异的形状保持性和加工性的钢板。

另外，在整个钢板组织中，理想的是，按体积分数计含有5～20％的残留奥氏体。然而，以钢板板厚的1/4为中心的厚度1/8～厚度3/8的范围内的金属组织代表了整个钢板的组织。因此，只要在钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内按体积分数计含有5～20％的残留奥氏体，实质上就可以视为在钢板的整个组织中按体积分数计含有5～20％的残留奥氏体。因此，在本发明中，对于母材钢板的厚度1/8～厚度3/8的范围内的残留奥氏体的体积分数的范围进行了规定。

关于残留奥氏体相的体积分数，以与钢板的板面平行且厚度1/4处的面作为观察面，进行X射线分析，算出面积分数，可以将其视为体积分数。

另外，厚度1/8～厚度3/8的范围内的显微组织的均质性高，测定充分宽广的区域时，无论在厚度1/8～厚度3/8的哪一处测定，都可获得代表厚度1/8～厚度3/8的范围的显微组织分数。

关于残留奥氏体相，在与钢板的板面平行的厚度1/8～厚度3/8的任意面上进行X射线衍射试验，算出面积分数，可以将其视为厚度1/8～厚度3/8的范围内的体积分数。具体而言，优选在与钢板的板面平行的厚度1/4处的面上、在250000平方μm以上的范围下进行X射线衍射试验。

以下详细说明残留奥氏体相中的固溶元素和固溶元素量。

（残留奥氏体相）

残留奥氏体相中固溶的元素量决定了残留奥氏体相的稳定性，并改变用于将残留奥氏体相相变为硬质马氏体所必需的应变量。因此，通过控制残留奥氏体相的固溶元素量，从而能够控制加工硬化行为，大幅提高形状保持性、延性和拉伸强度。

残留奥氏体相中的固溶C是提高残留奥氏体相的稳定性、提高相变后的马氏体的强度的元素。固溶C量低于0.80%时，不能充分获得残留奥氏体带来的延性提高效果，因此在本实施方式中将固溶C量的下限设定为0.80%。另外，为了充分提高延性，固溶C量优选为0.85%以上，进一步优选为0.90%以上。另一方面，固溶C量超过1.00%时，相变后的马氏体的强度变得过高，对于拉伸凸缘变形等局部受到大的应变的加工，该马氏体起着破坏的起点的作用，成型性反而劣化，因此将固溶C量的上限设定为1.00%以下。从该观点考虑，固溶C量优选为0.98%以下，进一步优选为0.96%以下。

其中，可以采用与残留奥氏体相的面积分数的测定同样的条件进行X射线衍射试验，求出残留奥氏体相的晶格常数a，使用下述式（1）来求出残留奥氏体相中的固溶C量（Cγ）。

$C_{\mathrm{\&gamma;}}=\frac{(a-0.3556)}{0.00095}\&times;\frac{12.01}{55.84}...\left(1\right)$

残留奥氏体相中的固溶Mn是提高残留奥氏体相的稳定性的元素。将残留奥氏体相中的固溶Mn量设为W_Mnγ、将钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内的平均Mn量设为W_Mn*时，在本实施方式中，将两者之比W_Mnγ/W_Mn*的下限设定为1.1以上。另外，为了提高残留奥氏体相的稳定性，W_Mnγ/W_Mn*优选为1.15以上，更优选为1.20以上。

另外，残留奥氏体相中的固溶Si是在轻度应变区域中使残留奥氏体相适度不稳定、提高加工硬化能力、提高形状保持性的元素。即，通过使Si富集在残留奥氏体相中，可以赋予残留奥氏体相以适度的不稳定性，因此在施加应变时容易相变，可以在加工时的初期阶段发生充分的加工硬化。另一方面，残留奥氏体相中的固溶Si是在高应变区域中提高残留奥氏体相的稳定性、有助于局部延性的元素。

在本实施方式中，通过将残留奥氏体相中的固溶Si量W_Siγ与钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内的平均Si量W_Si*之比W_Siγ/W_Si*设定为1.10以上，获得了上述的固溶Si的影响。另外，W_Siγ/W_Si*优选为1.15以上，更优选为1.20以上。

另外，关于残留奥氏体相中的固溶Mn和Si量，首先在钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内以与钢板的轧制方向平行的板厚截面为观察面来采集试样。接着在以厚度1/4为中心的厚度1/8到厚度3/8的范围内进行EPMA分析，测定Mn和Si量。测定是将探针直径设定为0.2～1.0μm，将一点的测定时间设定为10ms以上来进行的，在面分析中对于2500个点以上的点测定Mn和Si量，制作Si和Mn浓度图。

其中，在上述测定结果中，Mn浓度超过各自添加Mn浓度的各3倍的点被认为是测定到Mn硫化物等夹杂物的点。另外，Mn浓度低于添加Mn浓度的1/3的点被认为是测定到Al氧化物等夹杂物的点。这些夹杂物中的Mn浓度基本上不影响铁基体中的相变行为，因此从上述测定结果中去除夹杂物的测定结果。另外，对Si的测定结果也同样地处理，从上述测定结果去除夹杂物的测定结果。

而且，在上述EPMA分析的前后任意时期通过EBSD分析法观察所分析的区域，对于FCC铁（残留奥氏体相）和BCC铁（铁素体）的分布作图，将所得的图与Si和Mn浓度图叠置，读取与FCC铁即残留奥氏体的区域重叠的区域的Si和Mn量。由此，可以求出残留奥氏体相中的固溶Si和Mn量。

残留奥氏体相中的固溶Si如上所述是在轻度应变区域中使残留奥氏体相适度不稳定、提高加工硬化能力、提高形状保持性的元素，是在高应变区域中提高残留奥氏体相的稳定性、有助于局部延性的元素，同时还是抑制铁系碳化物生成的元素。

通常仅使Si富集在残留奥氏体相中时，在Si没有富集的地方生成铁系碳化物、作为奥氏体稳定化元素的C以碳化物的形式被消耗，结果存在不能充分确保残留奥氏体相、形状保持性劣化的问题。

因此，在本实施方式中，通过适量添加与Si同样是抑制铁系碳化物生成的元素Al、在热轧工序中按规定的热历程处理，从而可以有效地使Si富集在残留奥氏体中。另外，此时Al显示了与Si的浓度分布相反的浓度分布，Si浓度越低的区域、Al量越高。因此，在残留奥氏体中，可在Si浓度高的区域中由Si来抑制铁系碳化物的生成，在Si浓度低的区域中代而由Al来抑制铁系碳化物的生成。由此，可以抑制残留奥氏体相中C以碳化物的形式被消耗，可以有效地获得残留奥氏体相。另外，可以抑制加工时作为破坏起点的粗大铁系碳化物的生成，因此有助于提高形状保持性、延性和拉伸强度。

Si是使奥氏体不稳定的元素，一般Mn富集在残留奥氏体相中，Si富集在铁素体中。然而，在本发明中，通过添加Al并经过规定的制造条件，使得Al富集在铁素体中、Si富集在残留奥氏体相中。

另外，在与本实施方式所述钢板的轧制方向平行的板厚截面中，制作以厚度1/4为中心的厚度1/8～厚度3/8的各测定区域中的Si量的测定值W_Si与厚度1/8～厚度3/8的平均Si量W_Si*之比和同样的Al的测定值W_Al与厚度1/8～厚度3/8的平均Al量W_Al*之比的和、即F(W_Si，W_Al)=W_Si/W_Si*+W_Al/W_Al*的频数分布（柱状图）时，众数值为1.95～2.05的范围，下述式（2）定义的柱状图的峰度K为2.00以上。其中，上述测定区域为直径1μm以下，设定多个这种测定区域，测定Si量和Al量。

这样，通过成为在钢板的整个区域中Si或Al中任一者以等于或高于平均量地存在的分配状态，从而使铁系碳化物的生成得到抑制，因此可以稳定地确保残留奥氏体相，结果可以大幅提高形状保持性、延性和拉伸强度。

众数值低于1.95的情况、超过2.05的情况和峰度K低于2.00的情况，均在测定范围内存在铁系碳化物的生成抑制能力较小的区域，有可能得不到充分的形状保持性、成型性和/或强度。从该观点出发，峰度K优选为2.50以上，进一步优选为3.00以上。

其中，峰度K是根据数据由下述式（2）求出的数字，是将数据的频数分布与正态分布比较、评价的数值。峰度为负数的情况表示数据的频数分布曲线相对平坦，绝对值越大意味着越偏离正态分布。

另外，下述式（2）中的Fi是第i个测定点的F(W_Si，W_Al)的值，F*是(W_Si，W_Al)的平均值，s*是F(W_Si，W_Al)的标准偏差，而N是所获得的柱状图的测定点数。

$K=\left\{\frac{N(N+1)}{(N-1)(N-2)(N-3)}\right\}\&CenterDot;{\mathrm{\&Sigma;}}_{i=1}^N{\left(\frac{F_i-F_{*}}{s_{*}}\right)}^4-\frac{3{(N-1)}^2}{(N-2)(N-3)}...\left(2\right)$

另外，固溶C、Mn、Si和Al量的测定方法不限于上述方法。例如也可进行采用EMA法、三维原子探针（3D-AP）的直接观察来测定各种元素的浓度。

（显微组织）

优选的是，本发明的高强度钢板的钢板组织除了上述残留奥氏体相以外按体积分数计还含有10～75%的铁素体相、总计10～50%的贝氏体铁素体相和贝氏体相中的任一者或两者，回火马氏体相按体积分数计被限制在低于10%，新生马氏体相按体积分数计被限制在15%以下。在本发明的高强度钢板具有这种钢板组织的情况下，成为具有更优异的形状保持性和成型性的钢板。

“铁素体相”

铁素体相是有效提高延性的组织，优选钢板组织中按体积分数计含有10～75%。从延性的观点考虑，钢板组织中含有的铁素体相的体积分数更优选含有15%以上，进一步优选含有20%以上。另外，为了充分提高钢板的拉伸强度，更优选钢板组织中含有的铁素体相的体积分数为65%以下，进一步优选为50%以下。铁素体相的体积分数低于10%时，有可能无法获得充分的延性。另一方面，由于铁素体相为软质组织，体积分数超过75%时，有可能无法获得充分的强度。

“贝氏体铁素体相和/或贝氏体相”

贝氏体铁素体和/或贝氏体是有效获得残留奥氏体相所必需的组织，优选钢板组织中按体积分数计总计含有10～50%。另外，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相是具有介于软质的铁素体相和硬质的马氏体相、回火马氏体相及残留奥氏体相的中间强度的显微组织，从拉伸凸缘性的观点考虑，更优选含有15%以上，进一步优选含有20%以上。另一方面，贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的体积分数超过50%时，屈服应力过度增高，担心形状保持性劣化，因此是不优选的。

“回火马氏体相”

回火马氏体相是提高拉伸强度的组织。然而，马氏体是优先消耗Si含量多的未相变奥氏体而生成的，因此在含有较多回火马氏体的钢板中，Si含量多的残留奥氏体趋向于较少。另外，回火马氏体为10%以上时，屈服应力过高，担心形状保持性劣化，因而不优选。因此，在本发明中，回火马氏体按体积分数计被限制在低于10%。优选回火马氏体相为8%以下，更优选为6%以下。

“新生马氏体相”

新生马氏体相大幅提高拉伸强度，但另一方面作为破坏起点使拉伸凸缘性劣化。此外，由于马氏体优先消耗Si含量多的未相变奥氏体而生成，因此在含有较多新生马氏体的钢板中，Si含量多的残留奥氏体趋向于较少。从拉伸凸缘性和形状保持性的观点考虑，优选钢板组织中的新生马氏体相按体积分数计被限制在15%以下。为了进一步提高拉伸凸缘性，新生马氏体的体积分数更优选为10%以下，进一步优选为5%以下。

“其他的显微组织”

本发明的高强度钢板的钢板组织中还可以含有珠光体和/或粗大的渗碳体等上述以外的组织。然而，在高强度钢板的钢板组织中，珠光体和/或粗大的渗碳体增多时，延性劣化。因此，优选钢板组织中含有的珠光体和/或粗大的渗碳体的体积分数总计为10%以下，更优选为5%以下。

本发明的高强度钢板的钢板组织中含有的各组织的体积分数例如可以通过以下所示的方法来测定。

关于本发明的高强度钢板的钢板组织中含有的铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体和新生马氏体的体积分数，可以以与钢板的轧制方向垂直的板厚截面作为观察面来采集试样，研磨观察面，用硝酸乙醇腐蚀液（nital）蚀刻，用场发射型扫描电子显微镜（FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope）观察以板厚的1/4为中心的厚度1/8～厚度3/8的范围，测定面积分数，将其视作体积分数。

这样，残留奥氏体相以外的显微组织的分数可以在厚度1/8～厚度3/8的任意位置用电子显微镜观察来测定。具体而言，在与母材钢板的板面垂直且与轧制方向平行的面上，利用电子显微镜对于在厚度1/8～厚度3/8的范围内彼此隔着1mm以上的间隔而设定的3个以上的视场进行观察，算出观察面积总计为5000平方μm以上的范围的各组织的面积分数，将其视作厚度1/8～厚度3/8的范围内的体积分数。

铁素体是块状晶粒，是内部没有长径100nm以上的铁系碳化物的区域。其中，铁素体的体积分数是在最高加热温度下残留的铁素体和在铁素体相变温度区中新生成的铁素体的体积分数之和。

贝氏体铁素体是板条状晶粒的集合，在板条的内部不含长径20nm以上的铁系碳化物。

贝氏体是板条状晶粒的集合，在板条的内部具有多个长径20nm以上的铁系碳化物，此外这些碳化物为单一变体、即属于沿同一方向伸长的铁系碳化物组。此处，沿同一方向伸长的铁系碳化物组是指铁系碳化物组的伸长方向的差异在5°以内。

回火马氏体是板条状晶粒的集合，在板条的内部具有多个长径20nm以上的铁系碳化物，此外这些碳化物为多种变体、即属于沿不同方向伸长的多个铁系碳化物组。

另外，使用FE-SEM观察板条状晶粒内部的铁系碳化物，调查其伸长方向，从而可以容易地区分贝氏体与回火马氏体。

另外，新生马氏体和残留奥氏体不会被硝酸乙醇腐蚀液充分腐蚀。因此，在FE-SEM观察中可明显区别于上述组织（铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体）。

因此，新生马氏体的体积分数以用FE-SEM观察到的未被腐蚀的区域的面积分数与通过X射线测定的残留奥氏体的面积分数的差额来求出。

（化学成分）

接着，说明本发明的高强度钢板的化学成分（组成）。需要说明的是，以下说明中的[%]是[质量%]。

“C：0.075～0.300%”

C是为了提高高强度钢板的强度而含有的。然而，C的含量超过0.300%时，焊接性变得不充分。从焊接性的观点考虑，C的含量优选为0.250%以下，更优选为0.220%以下。另一方面，C的含量低于0.075%时，强度降低，不能确保900MPa以上的最大拉伸强度。为了提高强度，C的含量优选为0.090%以上，更优选为0.100%以上。

“Si：0.30～2.50%”

Si是在退火工序中抑制铁系碳化物的生成、获得规定量的残留奥氏体所必需的元素。然而，Si的含量超过2.50%时，钢板脆化、延性劣化。从延性的观点考虑，Si的含量优选为2.20%以下，更优选为2.00%以下。另一方面，Si的含量低于0.30%时，铁系碳化物在退火工序中大量生成，无法获得足量的残留奥氏体相，不能兼顾900MPa以上的最大拉伸强度和形状保持性。为了提高形状保持性，Si的下限值优选为0.50%以上，更优选为0.70%以上。

“Mn：1.30～3.50%”

Mn是为了提高钢板的强度而在本发明的钢板中添加的。然而，Mn的含量超过3.50%时，在钢板的板厚中央部出现粗大的Mn富集部，容易发生脆化，铸造的板坯容易发生开裂等问题。另外，Mn的含量超过3.50%时，焊接性也劣化。因此，Mn的含量必须为3.50%以下。从焊接性的观点考虑，Mn的含量优选为3.20%以下，更优选为3.00%以下。另一方面，Mn的含量低于1.30%时，在退火后的冷却中大量形成软质的组织，因此难以确保900MPa以上的最大拉伸强度，所以Mn的含量必须为1.30%以上。为了提高强度，Mn的含量优选为1.50%以上，更优选为1.70%以上。

“P：0.001～0.030%”

P有在钢板的板厚中央部发生偏析的倾向，使焊接部脆化。P的含量超过0.030%时，焊接部大幅脆化，因此将P的含量限定在0.030%以下。对于P的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但P的含量低于0.001%时伴随着制造成本的大幅增加，因此将0.001%作为下限值。

“S：0.0001～0.0100%”

S对焊接性以及铸造时和热轧时的制造性有不良影响。因此，将S的含量的上限值设定为0.0100%以下。另外，S与Mn结合，形成粗大的MnS，使延性、拉伸凸缘性降低，因此优选为0.0050%以下，更优选为0.0025%以下。对于S的含量不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但S的含量低于0.0001%时伴随着制造成本的大幅增加，因此将0.0001%作为下限值。

“Al：0.080%～1.500%”

Al是抑制铁系碳化物的生成、使得容易获得残留奥氏体相的元素。另外，通过适量添加Al，可提高残留奥氏体相中的固溶Si量，提高形状保持性。然而，Al的含量超过1.500%时，焊接性变差，因此将Al的含量的上限设定为1.500%。从该观点出发，Al的含量优选为1.200%以下，更优选为0.900%以下。另一方面，Al的含量低于0.080%时，提高残留奥氏体相中的固溶Si量的效果是不充分的，不能确保充分的形状保持性。Al增高时，Si容易富集在残留奥氏体相中，因此Al的含量优选为0.100%以上，更优选为0.150%以上。

“N：0.0001～0.0100%”

N由于形成粗大的氮化物使延性和拉伸凸缘性劣化，因此有必要抑制添加量。N的含量超过0.0100%时，该倾向变得显著，因此将N含量的范围设定为0.0100%以下。另外，N为焊接时发生气孔的原因，因此越少越好。对于N含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但N含量低于0.0001%时招致制造成本的大幅增加，因此将0.0001%作为下限值。

“O：0.0001～0.0100%”

O由于形成氧化物使延性和拉伸凸缘性劣化，因此有必要抑制添加量。O的含量超过0.0100%时，拉伸凸缘性的劣化变得显著，因此将O含量的上限设定为0.0100%以下。O的含量优选为0.0080%以下，更优选为0.0060%以下。对于O的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但O的含量低于0.0001%时伴随着制造成本的大幅增加，因此将0.0001%作为下限。

在本发明的高强度钢板中，还可以根据需要进一步含有以下所示的元素。

“Ti：0.005～0.150%”

Ti是利用析出物强化、基于抑制铁素体晶粒生长的细粒强化和通过抑制再结晶获得的错位强化而有助于钢板的强度提升的元素。然而，Ti的含量超过0.150%时，碳氮化物的析出增多，成型性劣化，因此Ti的含量优选为0.150%以下。从成型性的观点出发，Ti的含量更优选为0.100%以下，进一步优选为0.070%以下。对于Ti的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但为了充分获得Ti带来的强度提升效果，Ti的含量优选为0.005%以上。为了实现钢板的高强度化，Ti的含量更优选为0.010%以上，进一步优选为0.015%以上。

“Nb：0.005～0.150%”

Nb是利用析出物强化、基于抑制铁素体晶粒生长的细粒强化和通过抑制再结晶获得的错位强化而有助于钢板的强度提升的元素。然而，Nb的含量超过0.150%时，碳氮化物的析出增多，成型性劣化，因此Nb的含量优选为0.150%以下。从成型性的观点出发，Nb的含量更优选为0.100%以下，进一步优选为0.060%以下。对于Nb的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但为了充分获得Nb带来的强度提升效果，Nb的含量优选为0.005%以上。为了实现钢板的高强度化，Nb的含量更优选为0.010%以上，进一步优选为0.015%以上。

“V：0.005～0.150%”

V是利用析出物强化、基于抑制铁素体晶粒生长的细粒强化和通过抑制再结晶获得的错位强化而有助于钢板的强度提升的元素。然而，V的含量超过0.150%时，碳氮化物的析出增多，成型性劣化，因此V的含量优选为0.150%以下。对于V的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但为了充分获得V带来的强度提升效果，V的含量优选为0.005%以上。

“B：0.0001～0.0100%”

B是对于高强度化有效的元素，可以代替一部分C和/或Mn来添加。B的含量超过0.0100%时，热加工性受损、生产率降低，因此B的含量优选为0.0100%以下。从生产率的观点考虑，B的含量更优选为0.0050%以下，进一步优选为0.0030%以下。对于B的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但为了充分获得B带来的高强度化，B的含量优选为0.0001%以上。为了实现高强度化，B的含量更优选为0.0003%以上，进一步优选为0.0005%以上。

“Mo：0.01～1.00%”

Mo是对于高强度化有效的元素，可以代替一部分的C和/或Mn来添加。Mo的含量超过1.00%时，热加工性受损、生产率降低，因此Mo的含量优选为1.00%以下。对于Mo的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但为了充分获得Mo带来的高强度化，Mo的含量优选为0.01%以上。

“W：0.01～1.00%”

W是对于高强度化有效的元素，可以代替一部分的C和/或Mn来添加。W的含量超过1.00%时，热加工性受损、生产率降低，因此W的含量优选为1.00%以下。对于W的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但为了充分获得W带来的高强度化，W的含量优选为0.01%以上。

“Cr：0.01～2.00%”

Cr是对于高强度化有效的元素，可以代替一部分的C和/或Mn来添加。Cr的含量超过2.00%时，热加工性受损、生产率降低，因此Cr的含量优选为2.00%以下。对于Cr的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但为了充分获得Cr带来的高强度化，Cr的含量优选为0.01%以上。

“Ni：0.01～2.00%”

Ni是对于高强度化有效的元素，可以代替一部分的C和/或Mn来添加。Ni的含量超过2.00%时，焊接性受损，因此Ni的含量优选为2.00%以下。对于Ni的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但为了充分获得Ni带来的高强度化，Ni的含量优选为0.01%以上。

“Cu：0.01～2.00%”

Cu是以微细颗粒的形式存在于钢中而提高强度的元素，可以代替一部分的C和/或Mn来添加。Cu的含量超过2.00%时，焊接性受损，因此Cu的含量优选为2.00%以下。对于Cu的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但为了充分获得Cu带来的高强度化，Cu的含量优选为0.01%以上。

“总计为0.0001～0.5000%的Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的一种或两种以上”

Ca、Ce、Mg、REM是有效改善成型性的元素，可以添加一种或两种以上。然而，Ca、Ce、Mg和REM中的一种或两种以上的含量总计超过0.5000%时，反而有可能损害延性，因此优选各元素的含量的总和为0.5000%以下，对于Ca、Ce、Mg和REM中的一种或两种以上的含量的下限不用特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但为了充分获得改善钢板的成型性的效果，各元素的含量的总和优选为0.0001%以上。从成型性的观点考虑，Ca、Ce、Mg和REM中的一种或两种以上的含量的总和更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0010%以上。

其中，REM是稀土金属（RareEarthMetal）的简称，指代归属镧系的元素。在本发明中，REM、Ce大多以混合稀土合金（mischmetal）的形式添加，有时复合含有La、Ce以外的镧系元素。即使含有这些La、Ce以外的镧系元素作为无法避免的杂质也可发挥本发明的效果。另外，即使添加金属La、Ce也可发挥本发明的效果。

另外，本发明的高强度钢板通过在表面上形成锌镀层或合金化的锌镀层而可以成为高强度镀锌钢板。通过在高强度钢板的表面上形成锌镀层，从而成为具有优异的耐腐蚀性的钢板。另外，通过在高强度钢板的表面上形成合金化的锌镀层，从而成为具有优异的耐腐蚀性、与涂料的密合性优异的钢板。另外，锌镀层或合金化锌镀层中也可以含有作为杂质的Al。

合金化锌镀层可以含有Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM中的一种或两种以上，或者可以混入它们。合金化锌镀层即使含有或者混入上述元素中的一种或两种以上，也不损害本发明的效果，还存在依据它们的含量使耐腐蚀性、加工性得到改善等优选的情况。

对锌镀层或合金化锌镀层的附着量不作特殊限制，从耐腐蚀性的观点出发，理想的是20g/m²以上，从经济性的观点出发，理想的是150g/m²以下。另外，锌镀层或合金化锌镀层的平均厚度为1.0μm以上且50μm以下。低于1.0μm时，不能获得充分的耐腐蚀性。优选为2.0μm以上。另一方面，超过50.0μm时不经济，损害钢板的强度，因此不优选。从原料成本的观点考虑，锌镀层或合金化锌镀层的厚度越薄越优选，优选为30.0μm以下。

关于镀层的平均厚度，将与钢板的轧制方向平行的板厚截面精加工为镜面，使用FE-SEM来观察，测定钢板的表面和背面各5处且总计10处的镀层厚度，取它们的平均值作为镀层厚度。

另外，实施合金化处理时，为了确保良好的耐表面剥落性，合金化锌镀层的铁的含量设定为8.0%以上，优选为9.0%以上。另外，为了确保良好的耐粉化性，合金化锌镀层中的铁的含量设定为12.0%以下，优选为11.0%以下。

另外，本发明的高强度钢板还可以在上述锌镀层的表面上形成由包含磷氧化物和/或磷的复合氧化物形成的覆膜。由此，在加工钢板时，可以起到润滑剂的作用，可以保护钢板表面上形成的锌镀层。

<高强度钢板的制造方法>

接着，说明本实施方式的高强度钢板的制造方法。

本实施方式的高强度钢板的制造方法包括：

热轧工序，其是如下工序：将具有上述化学成分的板坯加热至1100℃以上，在以850℃或者Ar₃温度中较高者为下限的温度区域进行热轧，进行从轧制结束后到卷取开始的范围的以平均10℃/秒以上的速度冷却的第1冷却，在卷取温度600～750℃的范围内卷取，进行从卷取温度到（卷取温度-100）℃的范围的以平均15℃/小时以下的速度将卷取后的钢板冷却的第2冷却；

连续退火工序：在第2冷却之后，将钢板在最高加热温度（Ac₁+40）℃～1000℃下退火，接着进行从最高加热温度到700℃的范围的平均冷却速度为1.0～10.0℃/秒的第3冷却，接着进行从700℃到500℃的范围的平均冷却速度为5.0～200.0℃/秒的第4冷却，接着进行将第4冷却后的钢板在350～450℃的范围内保持30～1000秒钟的停留处理。

以下说明上述制造条件的限定理由。

为了制造本实施方式的高强度钢板，首先铸造具有上述化学成分（组成）的板坯。

供以热轧的板坯可以使用连铸板坯、用薄板坯连铸机（thinslabcaster）制造的板坯。本发明的高强度钢板的制造方法适合于在铸造后立即进行热轧的连续铸造-直接轧制（CC-DR）这样的工艺。

（热轧工序）

在热轧工序中，板坯加热温度需要设定为1100℃以上。板坯加热温度过低时，精轧温度会低于Ar₃温度而成为铁素体和奥氏体的二相区轧制，热轧板组织成为不均质的混合晶粒组织，即使经过冷轧和退火工序，也无法消除不均质的组织，延性、弯曲性差。另外，精轧温度的降低导致轧制负荷的过度增加，有可能使得轧制变得困难或导致轧制后的钢板的形状缺陷，因此板坯加热温度必须为1100℃以上。对板坯加热温度的上限没有特别规定，本发明的效果都能得到发挥，但使加热温度过高在经济上是不优选的，因此理想的是板坯加热温度的上限为1350℃以下。

其中，Ar₃温度通过下式来计算。

Ar₃=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al

上式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Al是各元素的含量[质量%]。不含的元素算作0。

热轧的结束温度即精轧温度以850℃或Ar₃温度中较高者为下限。精轧温度低于850℃时，精轧时的轧制负荷增高，有可能使得热轧变得困难或者导致热轧后获得的热轧钢板的形状缺陷。另外，精轧温度低于Ar₃温度时，热轧为铁素体和奥氏体的二相区轧制，热轧钢板的组织有时成为不均质的混合晶粒组织。

另一方面，对精轧温度的上限没有特别限制，本发明的效果也能得到发挥，但精轧温度过高时，为了确保该温度不得不将板坯加热温度设得过高。因此，精轧温度的上限温度理想的是1000℃以下。

接着，进行从轧制结束后到卷取开始的范围的以平均10℃/秒以上的速度冷却的第1冷却，在卷取温度600～750℃的范围内卷取。然后，进行从卷取温度到（卷取温度-100）℃的范围的以平均15℃/小时以下的速度将卷取后的钢板冷却的第2冷却。

详细说明这样规定热轧后的卷取条件及其前后的冷却条件的理由。

在本实施方式中，热轧后的卷取工序及其前后的第1冷却工序、第2冷却工序是用于分配Si、Mn和Al的很重要的工序。

在本实施方式中，为了控制钢板厚度1/8～厚度3/8的铁基体中的Si、Mn、Al浓度的分布，在卷取钢板时，需要使厚度1/8～厚度3/8中奥氏体的体积分数为50%以上。厚度1/8～厚度3/8中奥氏体的体积分数低于50%时，随着相变的进行，卷取后奥氏体马上消失，因此Si、Mn的分配未充分进行，不能获得如上所述的本实施方式的钢板的固溶元素浓度分布。为了有效地进行Mn的分配，奥氏体的体积分数优选为70%以上，更优选为80%以上。另一方面，即使奥氏体的体积分数为100%，在卷取后也会进行相变，生成铁素体并开始Mn的分配，因此对奥氏体的体积分数的上限不特别设定。

如此，为了提高卷取钢板时的奥氏体分数，在从热轧结束到卷取的温度范围的第1冷却中，需要将冷却速度设定为平均10℃/秒以上。第1冷却的平均冷却速度低于10℃/秒时，在冷却中铁素体相变加剧，卷取时的奥氏体的体积分数有可能低于50%。为了提高奥氏体的体积分数，冷却速度优选为13℃/秒以上，进一步优选为15℃/秒以上。对冷却速度的上限没有特别规定，本发明的效果也能得到发挥，但冷却速度超过200℃/秒时需要特殊设备，制造成本显著上升，因此优选为200℃/秒以下。

第1冷却后，将钢板在超过800℃的温度下卷取时，钢板表面上形成的氧化物的厚度过度增大，酸洗性劣化，因此将卷取温度设定为750℃以下。为了提高酸洗性，卷取温度优选为720℃以下，更优选为700℃以下。另一方面，卷取温度低于600℃时，合金元素的分配不充分，因此卷取温度设定为600℃以上。另外，为了提高卷取时的奥氏体分数，卷取温度优选为615℃以上，更优选为630℃以上。

另外，制造过程中难以直接测定奥氏体的体积分数，因此在本发明中为了确定卷取时的奥氏体的体积分数，从热轧之前的板坯中切出小片，采用与热轧的精轧（最终道次）相同的温度和压下率将该小片轧制或压缩，采用与从热轧后到卷取后相同的冷却速度进行冷却，然后立即水冷，此后测定小片的相分数，以淬火状态下的马氏体、回火马氏体和残留奥氏体相的体积分数之和作为卷取时的奥氏体的体积分数。

作为卷取后的钢板的冷却工序的第2冷却是用于控制Si、Mn和Al元素的分配的重要工序。

在本实施方式中，控制上述第1冷却的条件使卷取时的奥氏体分数为50%以上，在此基础上从卷取温度到（卷取温度-100）℃以15℃/小时以下的速度缓慢冷却。这样通过在卷取后缓慢冷却，可以使钢板组织成为铁素体和奥氏体的二相组织，进而获得本发明的Si、Mn和Al分布。

关于卷取后的Mn的分配，温度越高越容易进行，因此尤其是在从卷取温度到（卷取温度-100℃）的范围内，需要将钢板的冷却速度设定为15℃/小时以下。

另外，为了进行Mn从铁素体向奥氏体的扩散，获得如上所述的Mn分布，需要形成铁素体和奥氏体二相共存的状态，并且需要长时间保持该状态。从卷取温度到（卷取温度-100）℃的冷却速度超过15℃/小时时，相变过度进行，钢板中的奥氏体会消失，因此将从卷取温度到（卷取温度-100）℃的冷却速度设定为15℃/小时以下。为了进行Mn从铁素体向奥氏体的分配，从卷取温度到（卷取温度-100）℃的冷却速度优选为14℃/小时以下，进一步优选为13℃/小时以下。对冷却速度的下限没有特别规定，发挥本发明的效果也能得到发挥，但如果冷却速度低于1℃/小时时需要长时间保热，制造成本显著升高，因此优选为1℃/小时以上。

另外，在满足第2冷却的平均冷却速度的范围内，在卷取之后将钢板再加热也无妨。

对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗可以除去钢板表面的氧化物，因此对于提高最终制品的冷轧高强度钢板的化学转化性、熔融镀锌钢板或合金化熔融镀锌钢板用的冷轧钢板的熔融镀覆性来说是重要的。另外，酸洗可以一次进行，也可以分多次进行。

为了调整板厚或形状矫正，还可以对经过酸洗的热轧钢板实施冷轧。实施冷轧时，压下率设定为30～75%的范围。压下率低于30%时，难以保持形状平坦，最终制品的延性变差，因此将压下率设定为30%以上。为了同时提高强度和延性，在升温中使铁素体再结晶而减小粒径是有效的。从该观点出发，压下率优选为40%以上，更优选为45%以上。

另一方面，在压下率超过75%的冷轧中，冷轧负荷过大而使冷轧变得困难。因此，压下率以75%为上限。从冷轧负荷的观点考虑，压下率优选为70%以下。

（连续退火工序）

接着，使钢板通过连续退火生产线进行连续退火工序，制造高强度冷轧钢板。

首先，将最高加热温度设定为（Ac₁+40）℃～1000℃进行退火。这种温度范围是铁素体和奥氏体二相共存的范围，可以进一步促进如上所述的Si、Mn、Al的分配。

最高加热温度低于（Ac₁+40）℃时，钢板中粗大的铁系碳化物大多不熔化，成型性显著劣化，因此将最高加热温度设定为（Ac₁+40）℃以上。从成型性的观点出发，最高加热温度优选设定为（Ac₁+50）℃以上，更优选设定为（Ac₁+60）℃以上。另一方面，最高加热温度超过1000℃时，促进原子的扩散，Si、Mn、Al的分配弱化，因此将最高加热温度设定为1000℃以下。为了控制残留奥氏体相中的Si、Mn、Al量，最高加热温度优选为Ac₃温度以下。

接着，进行将钢板从上述最高加热温度冷却到700℃的第3冷却。在第3冷却中，平均冷却速度超过10.0℃/秒时，钢板中的铁素体分数容易变得不均一，成型性劣化，因此将平均冷却速度的上限设定为10.0℃/秒。另一方面，平均冷却速度低于1.0℃/秒时，大量生成铁素体和珠光体，不能获得残留奥氏体相，因此将平均冷却速度的下限设定为1.0℃/秒。为了获得残留奥氏体相，优选将平均冷却速度设定为2.0℃/秒以上，进一步优选设定为3.0℃/秒以上。

第3冷却后，进一步进行将钢板从700℃冷却到500℃的第4冷却。在第4冷却中，平均冷却速度低于5.0℃/秒时，大量生成珠光体和/或铁系碳化物，留不下残留奥氏体相，因此将平均冷却速度的下限设定为5.0℃/秒以上。从该观点出发，平均冷却速度优选为7.0℃/秒以上，更优选为8.0℃/秒以上。另一方面，对平均冷却速度的上限没有特别限制，本发明的效果也能得到发挥，但平均冷却速度超过200℃/秒则需要特殊设备，从成本的观点考虑，将平均冷却速度的上限设定为200℃/秒。

另外，优选第4冷却中的冷却停止温度为（Ms-20）℃以上。冷却停止温度大幅低于Ms点时，未相变的奥氏体相变为马氏体，不能充分获得Si富集了的残留奥氏体。从该观点考虑，冷却停止温度进一步优选为Ms点以上。

Ms点通过下式来计算。

Ms点[℃]=541-474C/(1-VF)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al

上式中，VF表示铁素体的体积分数，C、Si、Mn、Cr、Ni、Al是各个元素的添加量[质量%]。需要说明的是，制造过程中难以直接测定铁素体的体积分数，因此在本发明中为了确定Ms点，从通入连续退火生产线之前的冷轧钢板中切出小片，采用与通过连续退火生产线时相同的温度历程将该小片退火，测定小片的铁素体的体积的变化，将使用该结果算出的数值作为铁素体的体积分数VF。

此外，为了进行贝氏体相变并获得残留奥氏体相，第4冷却后进行在350～450℃的范围下保持30～1000秒钟的停留处理。停留时间短时，贝氏体相变不进行，C在残留奥氏体相中的富集变得不充分，残留奥氏体不能充分残留。从该观点出发，将停留时间的下限设定为30秒。停留时间优选为40秒以上，进一步优选为60秒以上。另一方面，停留时间过长时，生成铁系碳化物，C以该铁系碳化物的形式被消耗，不能充分获得残留奥氏体相，因此将停留时间设定为1000秒以下。从该观点出发，停留时间优选为800秒以下，进一步优选为600秒以下。

此外，为了使回火马氏体低于10%，作为制造方法，优选将第4冷却中的平均冷却速度设定为10～190℃/s。另外，第4冷却后的停留处理中，优选将停留时间设定为50～600秒。

另外，如本申请这样通过进行不实施超过600℃的再加热的冷却，可以原样保持残留奥氏体相中富集的Si浓度。超过600℃时，合金元素的扩散非常迅速，引发Si在残留奥氏体与周边的显微组织之间的再分配，奥氏体中的Si浓度降低。

此外，在本发明中，还可以对按照上述方法通过连续退火生产线而获得的高强度钢板在上述停留处理后实施电镀锌，从而形成高强度镀锌钢板。

另外，在本发明中，还可以使用由上述方法获得的高强度钢板，按照以下所示的方法制造高强度镀锌钢板。

即，在第4冷却与停留处理之间、或者停留处理之后，将所得高强度钢板浸渍在镀锌浴中，除此之外与使上述热轧钢板或冷轧钢板通过连续退火生产线的情况同样地操作，可以制造高强度镀锌钢板。

由此，获得了表面形成有锌镀层的、具有高延性和拉伸凸缘性的高强度镀锌钢板。

此外，将钢板在镀锌浴中浸渍之后，通过实施将钢板再加热至460℃～600℃并停留2秒以上的合金化处理，可以使表面的镀层合金化。

通过进行这种合金化处理，在表面上形成了锌镀层合金化而成的Zn-Fe合金，获得了表面上具有合金化的锌镀层的高强度镀锌钢板。

对镀锌浴没有特别限制，即使在镀锌浴中混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM中的一种或两种以上也不损害本发明的效果，依据它们的量还存在改善耐腐蚀性、加工性等优选的情况。另外，在镀锌浴中也可以含有Al。在该情况下，浴中的Al的浓度优选为0.05%以上且0.15%以下。

另外，合金化处理的温度优选为480～560℃，合金化处理的滞留时间优选为15～60秒。

此外，在这些镀锌钢板的表层上赋予由包含磷氧化物和/或磷的复合氧化物形成的覆膜也无妨。

另外，本发明不限于上述例子。

例如，在本发明的高强度镀锌钢板的制造方法中，为了提高镀层密合性，还可以在退火前的钢板上施加含有选自Ni、Cu、Co、Fe中的一种或多种的镀层。

另外，在本实施方式中，对退火后的钢板实施用于形状矫正的平整轧制也无妨。然而，退火后的压下率超过10%时，软质的铁素体部加工硬化而使延性大幅劣化，因此优选压下率低于10%。

根据以上说明的本发明的高强度钢板，由于使Mn富集在残留奥氏体相中，因此可以使残留奥氏体相稳定化，并且可以提高拉伸强度。

另外，本发明的高强度钢板由于与Mn同样地也使Si富集在残留奥氏体相中，因此在轻度应变区域中使残留奥氏体相适度不稳定，施加应变时容易相变，可以在加工时的初期阶段发生充分的加工硬化。结果可以获得优异的形状保持性。另一方面，在高应变区域中，可以提高残留奥氏体相的稳定性，可以有助于局部延性。

另外，本发明的高强度钢板通过适量添加用于抑制铁系碳化物生成的元素Al并在热轧工序中按规定的热历程进行处理，可以有效地使Si富集在残留奥氏体中。另外，此时Al显示了与Si的浓度分布相反的浓度分布，因此能够成为在钢板的整个区域中Si或Al中任一者以等于或高于平均量地存在的分配状态。由此，可以抑制铁系碳化物的生成，防止C以碳化物的形式被消耗，因此可以稳定地确保残留奥氏体相，结果可以大幅提高形状保持性、延性和拉伸强度。

另外，在本发明的高强度钢板的制造方法中，通过控制热轧后的卷取工序及其前后的第1冷却工序、第2冷却工序，可以确保充分的残留奥氏体相，并且可以在钢板中分配Si、Mn和Al。

实施例

以下通过实施例说明本发明的效果，但本发明不限于以下的实施例中所使用的条件。

铸造具有表1、表2所示的A-AD的化学成分（组成）的板坯，铸造后立即按照表3～5所示的条件（板坯加热温度、热轧结束温度）进行热轧，在表3～5所示的从热轧结束后到卷取开始的第1冷却的平均冷却速度的条件下进行冷却，以表3～5所示的卷取温度卷取，在表3～5所示的卷取后的第2冷却的平均冷却速度的条件下冷却，然后实施酸洗。其中，实验例6、49、87保持酸洗后的状态，其他实验例按表3～5中记载的压下率实施冷轧之后，在表6～8所示的条件下实施退火，形成实验例1～93的钢板。

另外，将实施了退火的钢板冷却到室温之后，实验例9～28中实施压下率0.15%的冷轧，实验例47～67中实施压下率0.55%的冷轧。

此后，在实验例15和85中，在镀锌钢板的表层上赋予由包含P的复合氧化物形成的覆膜。

其中，表6～8的Ac₁、Ac₃按照以下的经验式计算。

Ac₁[℃]=723-10.7Mn+19.1Si+29.1Al-16.9Ni+16.9Cr

Ac₃[℃]=910-203C+44.7Si-30Mn+200Al-20Ni-10Cr

表6～8所示的退火条件为：加热工序的最高加热温度、从最高加热温度冷却到700℃的第3冷却工序中的平均冷却速度、从700℃冷却到500℃的第4冷却工序中的平均冷却速度、用于推进贝氏体相变的从350℃到450℃的范围的停留处理中的停留时间。

另外，表6～8中所示的钢类型CR表示酸洗后实施冷轧的冷轧钢板，HR表示保持酸洗后的状态的热轧钢板，GI表示在钢板表面实施熔融镀锌的熔融镀锌钢板，GA表示实施熔融镀锌之后进行合金化处理的合金化熔融镀锌钢板，EG表示在钢板表面实施电镀锌的电镀锌钢板。其中，实施合金化处理时的合金化温度为表3所示的温度，合金化停留时间为25秒。

另外，制造电镀锌钢板（EG）时，对实施了退火的钢板依次实施作为电镀的预处理的碱脱脂、水洗、酸洗和水洗。此后，使用液体循环式的电镀装置，使用含有硫酸锌、硫酸钠、硫酸的镀浴，以电流密度100A/dm²对这些预处理后的钢板进行电解处理，实施镀锌直到形成规定的镀层厚度。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

表9～11是显微组织的分析结果。对于实验例1～93的钢板，它是以与钢板的板面平行且厚度1/4处的面作为观察面时的显微组织的分数的测定结果。在显微组织分数中，残留奥氏体相量（残留γ）通过X射线衍射来测定，其他的显微组织铁素体（F）、贝氏体（B）、贝氏体铁素体（BF）、回火马氏体（TM）和新生马氏体（M）如下求出，切出与轧制方向平行的板厚截面，对研磨成镜面的截面进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻，使用场发射型扫描电子显微镜（FE-SEM：fieldemissionscanningelectronmicroscope）观察而求出。

[表9]

[表10]

[表11]

表12～14中示出了所得钢板的成分分析结果。在成分分析结果中，残留奥氏体相中的固溶碳量（C_γ）通过X射线衍射来求出。

残留奥氏体相中的固溶Mn量如下求出。

首先，在所得钢板的厚度1/8～厚度3/8的范围内切出与轧制方向平行的板厚截面，对于研磨成镜面的截面进行EPMA分析，制作Mn浓度图，求出平均Mn量（W_Mn*）。另外，在相同的范围内使用FE-SEM中附设的EBSD解析装置对残留奥氏体相的分布作图，与Mn浓度图叠置，仅提取残留奥氏体相的成分分析结果，求出残留奥氏体相中的固溶Mn量（W_Mnγ）。

关于残留奥氏体相中的固溶Si量，与固溶Mn量同样地求出。

首先，进行EPMA分析和解析，求出Si浓度图、平均Si量（W_Si*）、残留奥氏体中的固溶Si量（W_Siγ）。

关于残留奥氏体相中的固溶Al量，与固溶Mn量同样地求出。

首先，进行EPMA分析，求出Al浓度图、平均Al量（W_Al*）。

其中，实验例89、90的固溶C量、固溶Mn量、固溶Si量的“-”表示不能测定。这是因为，如表9～11中所示，实验例89、90中残留奥氏体相的体积分数均为0%，因此不能测定任何元素的固溶量。

接着，由EPMA分析结果求出各测定点的经过标准化的Si量（W_Si/W_Si*）与经过标准化的Al量（W_Al/W_Al*）之和（F），制作它的柱状图，求出众数值和峰度K。

结果示于表12～14中。

[表12]

[表13]

[表14]

接着，表15～17中示出了实验例1～93的钢板的特性评价结果。

从实验例1～93的钢板中采集基于JISZ2201的拉伸试验片，根据JISZ2241进行拉伸试验，测定屈服强度（YS）、拉伸强度（TS）、总伸长率（EL）。

另外，根据JFST1001进行评价拉伸凸缘性的扩孔试验，求出作为拉伸凸缘性指标的扩孔极限值（λ）。

另外，作为形状保持性的评价，进行90度V型弯曲试验。从实验例1～92的钢板中切出35mm×100mm的试验片，对剪切切断面进行机械研磨，将弯曲半径设定为各钢板的板厚的2倍，实施弯曲试验，成型后测定试验片所形成的角度从而测定从90°回复的角度。

另外，表15～17中的试验结果中，带有“×”的试验例在试验片的棱线处观察到断裂和/或颈缩，是不能成型的条件。

另外，作为特性的评价方法，拉伸强度低于900Mpa、总伸长率低于10%、扩孔极限值低于20%以及形状保持性超过3.0度视为不合格。

另外，在表1～17中，带有下划线的数值和符号表示是在本发明范围以外。

[表15]

[表16]

[表17]

实验例6、87是按照本发明的条件进行热轧和卷取、实施退火处理的本发明例。另外，实验例49是按照本发明的条件进行热轧和卷取、在退火工序的冷却中浸渍在锌浴中、进而实施了镀层的合金化处理的本发明例。满足本发明的制造条件，显示了优异的形状保持性、延性、成型性。

另外，实验例11、23、35、46、55、64、73、82是按照本发明的条件实施了热轧、卷取、冷轧和退火的各处理之后进行电镀处理从而获得高强度镀锌钢板的本发明例。满足本发明的制造条件，显示了优异的形状保持性、延性、成型性。

另外，实验例7、19、31、43、52、61、70、79、88是按照本发明的条件进行热轧、卷取和冷轧之后在退火工序的冷却途中浸渍在锌浴中从而获得高强度熔融镀锌钢板的本发明例。满足本发明的制造条件，显示了优异的形状保持性、延性、成型性。

另外，实验例3、15、27、39、58、67、76、85是按照本发明的条件进行热轧、卷取和冷轧之后在退火工序的冷却途中浸渍在锌浴中并进一步实施镀层的合金化处理从而获得高强度合金化熔融镀锌钢板的本发明例。满足本发明的制造条件，显示了优异的形状保持性、延性、成型性。

另外，实验例15和85是在合金化锌镀层的表面上赋予由包含P的复合氧化物形成的覆膜的例子，获得了良好的特性。

上述以外的本发明例是如下的例子，按照本发明的条件进行热轧和卷取，将钢板冷却到100℃以下，将表面酸洗，以记载的压下率实施冷轧，然后实施退火处理。在所有的本发明例中，显示了优异的形状保持性、延性、成型性。

实验例89由于C的添加量少，没有获得属于硬质的显微组织的贝氏体、贝氏体铁素体、回火马氏体和新生马氏体，因此强度差。

实验例90由于Si的添加量少，没有获得残留奥氏体相，因此形状保持性差。

实验例91由于Mn的添加量少，没有充分获得属于硬质的显微组织的贝氏体、贝氏体铁素体、回火马氏体和新生马氏体，此外残留奥氏体相中的固溶Mn量少，因此强度和形状保持性差。

实验例92由于Al的添加量少，不能使Si充分地富集在残留奥氏体相中，Si和Al浓度没有达到规定的分布，因此形状保持性差。

实验例4是热轧的结束温度低的例子，显微组织成为沿一个方向伸长的不均质的组织，因此延性和形状保持性差。

实验例8是热轧后卷取为卷材的温度低的例子，Mn和Si在残留奥氏体相中的富集不充分，形状保持性差。

实验例12是热轧后、卷取后的冷却速度低的例子，Mn和Si在残留奥氏体相中的富集不充分，形状保持性差。

实验例16是退火工序的最高加热温度高的例子，软质的铁素体的体积分数小，延性、拉伸凸缘性和形状保持性差。

另一方面，实验例20是退火工序的最高加热温度低的例子，作为破坏起点的粗大铁系碳化物大多不熔化，没有充分获得属于硬质的显微组织的贝氏体、贝氏体铁素体、回火马氏体和新生马氏体以及残留奥氏体，延性、拉伸凸缘性和形状保持性差。

实验例24中至700℃的第3冷却工序的平均冷却速度低，大量生成粗大的铁系碳化物、铁素体，没有充分获得属于硬质的显微组织的贝氏体、贝氏体铁素体、回火马氏体和新生马氏体，强度差。

另一方面，实验例28中至700℃的第3冷却工序的平均冷却速度高，软质的铁素体的体积分数小，延性和形状保持性差。

实验例32中从700℃到500℃的第4冷却工序的冷却速度低，大量生成粗大的铁系碳化物，没有充分获得属于硬质的显微组织的贝氏体、贝氏体铁素体、回火马氏体和新生马氏体，强度差。

实验例36中从450℃到350℃的停留时间短，C在残留奥氏体相中的富集不充分，残留奥氏体相不能充分残留，且大量含有作为破坏起点的马氏体，因此延性、拉伸凸缘性和形状保持性差。

另一方面，实验例40中从450℃到350℃的停留时间长，在停留处理中生成铁系碳化物，残留奥氏体相的体积分数小，延性和形状保持性差。

实验例93是退火工序的最高加热温度高、此后的第3冷却工序的平均冷却速度高的例子，软质的铁素体的体积分数小，拉伸凸缘性差。

实验例94是从热轧结束后到卷取开始的第1冷却的平均冷却速度低的例子，铁素体相变的进行过度，卷取后没有进行Mn、Si、Al的分配，退火工序所得的残留奥氏体相中的Mn、Si、Al量偏离本发明的范围，因此形状保持性差。

Claims (15)

1.一种形状保持性优异的高强度钢板，其是按质量％计含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.5％、Mn：1.3～3.50％、P：0.001～0.030％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.080～1.500％、N：0.0001～0.0100％、O：0.0001～0.0100％、余量由Fe和无法避免的杂质构成的钢板，

在钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内，钢板组织按体积分数计含有5～20％的残留奥氏体相，

所述残留奥氏体相中含有的固溶C量按质量％计为0.80～1.00％，

所述残留奥氏体相中含有的固溶Si量W_Siγ是钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内的平均Si量W_Si*的1.10倍以上，

所述残留奥氏体相中含有的固溶Mn量W_Mnγ是钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内的平均Mn量W_Mn*的1.10倍以上，

在钢板厚度1/8～厚度3/8的范围内，设定多个直径1μm以下的测定区域，测定所述多个测定区域中的Si量的测定值W_Si与所述平均Si量W_Si*之比和所述多个测定区域中的Al量的测定值W_Al与平均Al量W_Al*之比的和的频数分布时，所述频数分布的众数值为1.95～2.05，且峰度为2.00以上。

2.根据权利要求1所述的形状保持性优异的高强度钢板，其中，

作为钢板组织，按体积分数计进一步含有15～65％的铁素体相、以及总计10～50％的贝氏体铁素体相和贝氏体相中的任一者或两者，

回火马氏体相按体积分数计被限制在低于10％，新生马氏体相按体积分数计被限制在15％以下。

3.根据权利要求1所述的形状保持性优异的高强度钢板，其进一步含有Ti、Nb、V、B、Mo、W、Cr、Ni、Cu、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的一种或两种以上，

各元素的含量以质量％计为：

Ti：0.005～0.150％、

Nb：0.005～0.150％、

V：0.005～0.150％、

B：0.0001～0.0100％、

Mo：0.01～0.20％、

W：0.01～0.15％、

Cr：0.01～2.00％、

Ni：0.01～2.00％、

Cu：0.01～2.00％、

Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM：总计0.0001～0.5000％。

4.一种形状保持性优异的高强度镀锌钢板，其是在权利要求1所述的高强度钢板的表面上形成锌镀层而获得的。

5.根据权利要求4所述的形状保持性优异的高强度镀锌钢板，其在所述锌镀层的表面上形成有由包含磷氧化物和/或磷的复合氧化物形成的覆膜。

6.一种形状保持性优异的高强度钢板的制造方法，该方法包括：

热轧工序，其是如下工序：将按质量％计含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.5％、Mn：1.3～3.50％、P：0.001～0.030％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.080～1.500％、N：0.0001～0.0100％、O：0.0001～0.0100％、余量由Fe和无法避免的杂质构成的板坯加热至1100℃以上，在以850℃或Ar₃温度中较高者为下限的温度区域进行热轧，进行从轧制结束后到卷取开始的范围的以平均10℃/秒以上的速度冷却的第1冷却，在卷取温度600～750℃的范围内卷取，进行从所述卷取温度到(所述卷取温度-100)℃的范围的以平均15℃/小时以下的速度将卷取后的钢板冷却的第2冷却；

连续退火工序：在所述第2冷却之后，将所述钢板在最高加热温度(Ac₁+40)℃～1000℃下退火，接着进行从所述最高加热温度到700℃的范围的平均冷却速度为1.0～10.0℃/秒的第3冷却，接着进行从700℃到500℃的范围的平均冷却速度为5.0～200.0℃/秒的第4冷却，接着进行将所述第4冷却后的钢板在350～450℃的范围内保持30～1000秒钟的停留处理。

7.根据权利要求6所述的形状保持性优异的高强度钢板的制造方法，其中，所述板坯进一步含有Ti、Nb、V、B、Mo、W、Cr、Ni、Cu、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的一种或两种以上，

各元素的含量以质量％计为：

Ti：0.005～0.150％、

Nb：0.005～0.150％、

V：0.005～0.150％、

B：0.0001～0.0100％、

Mo：0.01～0.20％、

W：0.01～0.15％、

Cr：0.01～2.00％、

Ni：0.01～2.00％、

Cu：0.01～2.00％、

Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM：总计0.0001～0.5000％。

8.根据权利要求6所述的形状保持性优异的高强度钢板的制造方法，其在所述热轧工序与所述连续退火工序之间包括酸洗之后以30～75％的压下率进行冷轧的冷轧工序。

9.根据权利要求6所述的形状保持性优异的高强度钢板的制造方法，其在所述连续退火工序之后包括以低于10％的压下率对钢板实施轧制的平整轧制工序。

10.一种形状保持性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，进行通过权利要求6所述的制造方法制造高强度钢板时的所述停留处理之后，实施电镀锌从而在所述钢板的表面上形成锌镀层。

11.一种形状保持性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在通过权利要求6所述的制造方法制造高强度钢板时的所述第4冷却与所述停留处理之间，将所述钢板浸渍在镀锌浴中，在所述钢板的表面上形成锌镀层。

12.一种形状保持性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在通过权利要求6所述的制造方法制造高强度钢板时的所述停留处理之后，将所述钢板浸渍在镀锌浴中，在所述钢板的表面上形成锌镀层。

13.根据权利要求12所述的形状保持性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在所述镀锌浴中浸渍之后，将所述钢板再加热至460～600℃，保持2秒以上使所述锌镀层合金化。

14.根据权利要求10所述的形状保持性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，形成所述锌镀层之后，在该锌镀层的表面上赋予由包含磷氧化物和磷中任一者或两者的复合氧化物形成的覆膜。

15.根据权利要求13所述的形状保持性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，使所述锌镀层合金化之后，在该合金化的锌镀层的表面上赋予由包含磷氧化物和磷中任一者或两者的复合氧化物形成的覆膜。