CN103717774A - 成形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

成形性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及在确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度的同时可得到优异的延展性和拉伸凸缘性的成形性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板，其具有规定的成分组成，钢板组织以体积分率计含有1～20％的残留奥氏体相，残留奥氏体相的马氏体相变点为-60℃以下。

Description

成形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
本发明涉及成形性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法。
背景技术
近年来，对于汽车等中使用的钢板的高强度化的要求不断提高，特别是以冲撞安全性等的提高等为目的，也逐渐使用最大拉伸应力为900MPa以上的高强度钢板。这样的高强度钢板与软钢板同样地通过压制加工大量且廉价地成形，作为部件被供给。
但是，近年来，伴随着高强度钢板快速地高强度化，特别是最大拉伸应力为900MPa以上的高强度钢板的成形性不足，产生以拉伸凸缘加工为代表的伴随着局部变形的加工困难的问题。因此，对于最大拉伸应力高的高强度钢板，也要求实现充分的加工性。
专利文献1中，作为使高强度钢板的弯曲性提高的技术，公开了一种抗拉强度为780～1470MPa、形状良好且具有优异的弯曲性的钢板，其是具有以贝氏体和回火马氏体为主体的显微组织的钢板，通过下述方法得到：使钢中所含的Si量以质量％计为0.6％以下，冷却到比规定的贝氏体相变温度低50℃以上的温度，促进从奥氏体向贝氏体或马氏体的相变，从而使组织中含有的马氏体相变点为－196℃以上的残留奥氏体的体积率为2％以下而得到。
专利文献2中，作为使高强度钢板的成形性提高的技术，公开了下述方法：将实施了热轧的钢板冷却到500℃以下并卷取后，再加热到550～700℃，接着，依次实施冷轧工序和连续退火工序，由此，含有残留奥氏体、还含有低温相变相的第2相的平均粒径变得微细，并且残留奥氏体量、残留奥氏体的固溶C量、平均粒径满足规定的关系式，从而提高延展性及拉伸凸缘性。
专利文献3中，作为使高强度钢板的拉伸凸缘性提高的技术，公开了减小钢板内部的硬度的标准偏差、使钢板整个区域具有同等的硬度的钢板。
专利文献4中，作为使高强度钢板的拉伸凸缘性提高的技术，公开了通过热处理使硬质部位的硬度降低、从而减小了与软质部的硬度差的钢板。
专利文献5中，作为使高强度钢板的拉伸凸缘性提高的技术，公开了通过使硬质部位成为较软质的贝氏体从而减小了与软质部的硬度差的钢板。
专利文献6中，作为使高强度钢板的拉伸凸缘性提高的技术，公开了下述钢板：其是具有由以面积率计为40～70％的回火马氏体和剩余的铁素体构成的组织的钢板，减小了在钢板的厚度方向截面中的Mn浓度的上限值与下限值之比。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平10－280090号公报
专利文献2：日本特开2003－183775号公报
专利文献3：日本特开2008－266779号公报
专利文献4：日本特开2007－302918号公报
专利文献5：日本特开2004－263270号公报
专利文献6：日本特开2010－65307号公报
发明内容
发明所要解决的课题
在专利文献1中记载的高强度钢板中，存在钢板组织中使延展性提高的铁素体及残留奥氏体少、无法得到充分的延展性的问题。
专利文献2中记载的高强度钢板的制造方法存在需要大规模的再加热装置、从而制造成本增大的问题。
专利文献3～6中记载的技术中，最大抗拉强度为900MPa以上的高强度钢板的加工性不充分。
本发明鉴于上述问题而作出，以提供在确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度的同时可得到优异的延展性和拉伸凸缘性的成形性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法为课题。
用于解决课题的手段
本发明者们对高强度钢板中用于得到优异的延展性和拉伸凸缘性的钢板组织、制造方法进行了深入研究。其结果发现，通过将钢成分控制在适当的范围，进而，将冷轧后的退火条件适当化，能将钢板组织中的残留奥氏体相的比例控制在规定范围内，同时使残留奥氏体相的马氏体相变开始温度降低，通过在这样的条件下制造高强度钢板，将钢板组织中的残留奥氏体相的比例和马氏体相变点控制在适当的范围内，从而在确保900MPa以上的最大抗拉强度的同时延展性和拉伸凸缘性（扩孔性）提高，可得到优异的成形性。
本发明是基于上述见解进一步进行研究后得到的，其要旨如下。
（1）一种成形性优异的高强度钢板，其特征在于，其为下述钢，所述钢以质量％计含有C：0.075～0.300％、Si：0.70～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.030％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.005～1.500％、N：0.0001～0.0100％、O：0.0001～0.0100％，作为选择性元素，含有下述元素中的1种或2种以上：Ti：0.005～0.150％、Nb：0.005～0.150％、B：0.0001～0.0100％、Cr：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、V：0.005～0.150％、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上：合计为0.0001～0.5000％，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，钢板的组织以体积分率计含有2～20％的残留奥氏体相，上述残留奥氏体相的马氏体相变点为－60℃以下。
（2）根据上述（1）的成形性优异的高强度钢板，其特征在于，上述残留奥氏体相在－198℃下进行马氏体相变的比例以体积分率计为全部残留奥氏体相的2％以下。
（3）根据上述（1）或（2）的成形性优异的高强度钢板，其特征在于，上述残留奥氏体相的马氏体相变点为－198℃以下。
（4）根据上述（1）～（3）中任一项的成形性优异的高强度钢板，其特征在于，钢板的组织以体积分率计还含有铁素体相：10～75％、贝氏体铁素体相和/或贝氏体相：10～50％、回火马氏体相：10～50％、以及新马氏体相：10％以下。
（5）一种成形性优异的高强度镀锌钢板，其特征在于，其在上述（1）～（4）中任一项的高强度钢板的表面形成镀锌层而成。
（6）一种成形性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其具备下述工序：热轧工序，其将板坯直接或在暂时冷却后加热到1050℃以上，在Ar3点以上结束轧制而制成钢板，在500～750℃的温度下卷取，所述板坯以质量％计含有C：0.075～0.300％、Si：0.70～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.030％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.005～1.500％、N：0.0001～0.0100％、O：0.0001～0.0100％，作为选择性元素，含有以下元素中的1种或2种以上：Ti：0.005～0.150％、Nb：0.005～0.150％、B：0.0001～0.0100％、Cr：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、V：0.005～0.150％、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上：合计为0.0001～0.5000％，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；冷轧工序，其将卷取的钢板在酸洗后以压下率为35～75％的压下率进行冷轧；退火工序，其将上述冷轧工序后的钢板加热到最高加热温度740～1000℃后，将该最高加热温度至700℃的平均冷却速度设为1.0～10.0℃/秒、将700～500℃的平均冷却速度设为5.0～200℃/秒进行冷却，接着，在350～450℃下滞留30～1000秒，然后，冷却到室温，并且，在从上述最高加热温度冷却至室温的期间，实施至少1次以上的从Bs点或低于500℃的温度至500℃以上的再加热，并实施至少1次以上的从Ms点或低于350℃的温度至350℃以上的再加热。
（7）一种成形性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在通过上述（6）的高强度钢板的制造方法制造了高强度钢板后，实施电镀锌。
（8）一种成形性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述（6）的高强度钢板的制造方法中，在上述退火工序中从上述最高加热温度至室温的期间进行冷却时，通过将上述冷轧工序后的钢板浸渍在锌浴中，实施热浸镀锌。
（9）一种成形性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在上述（6）的高强度钢板的制造方法中，在上述退火工序后实施热浸镀锌。
（10）根据上述（8）或（9）的成形性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在实施了上述热浸镀锌后，在470～650℃的温度下实施合金化处理。
发明效果
根据本发明，能实现在确保900MPa以上的最大抗拉强度的同时可得到优异的成形性的高强度钢板。
附图说明
图1A是表示本发明的制造方法的退火处理的冷却模式的一例的图。
图1B是表示本发明的制造方法的退火处理的冷却模式的另一例的图。
图2是对本发明的实施例进行说明的图，是表示抗拉强度TS与总拉伸率EL的关系的图。
图3是对本发明的实施例进行说明的图，是表示抗拉强度TS与扩孔率λ的关系的图。
具体实施方式
下面，对作为本发明的实施方式的成形性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法进行说明。另外，以下的实施方式为了更好地理解本发明的宗旨而进行详细说明，因此只要没有特别指定，就不是对本发明进行限定。
另外，在以下的说明中，将在钢板制造中的温度降低的过程中奥氏体（γ铁）相变成马氏体的开始温度设为Ms点，将所制造的本发明的高强度钢板的组织中的残留奥氏体相变成马氏体的开始温度记为Msr点。
首先，对本发明的高强度钢板的组织进行说明。
本发明的高强度钢板的钢板组织具有2～20％的残留奥氏体相，残留奥氏体相的Msr点为－60℃以下。这样的本发明的高强度钢板的钢板组织中所含的残留奥氏体相对于多次的深冷处理也是稳定的。
残留奥氏体相以外的组织只要能确保最大抗拉强度为900MPa以上的强度即可，没有特别限定，但是，钢板组织中优选以体积分率计具有铁素体相：10～75％、贝氏体铁素体相和/或贝氏体相：10～50％、回火马氏体相：10～50％、新马氏体相：10％以下。通过具有这样的钢板组织，成为具有更优异的成形性的高强度钢板。
对钢板的组织中可含有的各相进行说明。
［残留奥氏体相］
残留奥氏体相具有使强度及延展性大幅提高、但通常成为破坏的起点而使拉伸凸缘性大幅变差的特性。
在本发明的钢板的组织中，通过后述的2次再加热，已经消除了在残留奥氏体相中存在的可成为马氏体相变的开始位点的缺陷，仅选择性地残留纯度高的奥氏体相。其结果是，可得到非常稳定的残留奥氏体相。这样的残留奥氏体相伴随着变形缓缓地进行马氏体相变，因此难以成为破坏的起点，具有拉伸凸缘性的劣化极小的特性。
作为上述这样的稳定性的指标，可举出残留奥氏体相的马氏体相变开始温度（Msr点）。残留有纯度高的奥氏体相的稳定的残留奥氏体即使实施在液氮中浸渍1小时、所谓的深冷处理，残留奥氏体量也不会变，Msr点为液氮温度（－198℃）以下，非常稳定。进而，一般通过反复进行深冷处理，残留奥氏体会缓缓减少，但是在本发明的高强度钢板中，即使对于5次的深冷处理，残留奥氏体也不会减少，极其稳定。
本发明的钢板通过使Msr点为－60℃以下的残留奥氏体相以体积分率计存在2％以上，可得到强度及延展性大幅提高且拉伸凸缘性的劣化极少的高强度钢板。
从强度及延展性的观点出发，优选将钢板组织中的残留奥氏体相的体积分率设为4％以上，更优选设为6％以上。另一方面，为了使钢板组织中的残留奥氏体相的体积分率超过20％，需要添加适量以上的C和Mn等元素，会损害焊接性，因此，残留奥氏体相以20％为上限。
在本发明中，优选将残留奥氏体相在－198℃下发生马氏体相变的比例设为以体积分率计2％以下。由此，可得到更稳定的残留奥氏体相，因此，延展性和拉伸凸缘性显著提高，可得到优异的成形性。
此外，钢板组织中的残留奥氏体的Msr点为－198℃以下时，成为更稳定的残留奥氏体相，延展性和拉伸凸缘性更显著地提高，可得到优异的成形性，因此优选。
关于残留奥氏体相的体积分率，以与钢板的板面平行且1／4厚的面作为观察面进行X射线解析，计算面积分率，将其视作体积分率。其中，1／4厚的面是在深冷处理后再对母材实施磨削加工及化学研磨、精加工成镜面而成的面。
此外，考虑到测定误差，认为在满足以下所示的关系式的时间点，残留奥氏体相发生马氏体相变。
Vγ（n）／Vγ（0）＜0.90
其中，n表示深冷处理的次数，Vγ（n）表示第n次的深冷处理后的残留奥氏体分率，Vγ（0）表示母材中的残留奥氏体分率。
［铁素体相］
铁素体相是对延展性的提高有效的组织，在钢板组织中优选以体积分率计含有10～75％。钢板组织中的铁素体相的体积分率低于10％时，有无法得到充分的延展性的担心。从延展性的观点出发，钢板组织中含有的铁素体相的体积分率更优选含有15％以上，进一步优选含有20％以上。铁素体相为软质组织，因此，体积分率超过75％时，有时无法得到充分的强度。为了充分提高钢板的抗拉强度，更优选将钢板组织中含有的铁素体相的体积分率设为65％以下，进一步优选设为50％以下。
［贝氏体铁素体相和/或贝氏体相］
贝氏体铁素体相和/或贝氏体相为强度与延展性的平衡优异的组织，优选在钢板组织中以体积分率计含有10～50％。贝氏体铁素体相和/或贝氏体是具有软质铁素体相与硬质的马氏体相、回火马氏体相及残留奥氏体相的中间的强度的显微组织，从拉伸凸缘性的观点出发，更优选含有15％以上，进一步优选含有20％以上。贝氏体铁素体相和/或贝氏体的体积分率超过50％时，屈服应力过度提高，形状冻结性变差，因此不优选。
［回火马氏体相］
回火马氏体相为使抗拉强度大幅提高的组织，在钢板组织中以体积分率计可以含有50％以下。从抗拉强度的观点出发，回火马氏体的体积分率优选为10％以上。钢板组织中所含的回火马氏体的体积分率超过50％时，屈服应力过度提高，形状冻结性变差，因此不优选。
［新马氏体相］
新马氏体相具有大幅提高抗拉强度的效果。但是，由于成为断裂的起点而使拉伸凸缘性大幅劣化，因此，钢板组织中的新马氏体相以体积分率计优选限制为15％以下。为了提高拉伸凸缘性，更优选将钢板组织中的新马氏体相的体积分率设为10％以下，进一步优选设为5％以下。
［其他］
本发明的高强度钢板的钢板组织中，可以进一步含有珠光体相和/或粗大的渗碳体相等，也可以含有上述以外的组织。但是，高强度钢板的钢板组织中珠光体相和/或粗大的渗碳体相增多时，产生弯曲性变差的问题。因此，钢板组织中含有的珠光体相和/或粗大的渗碳体相的体积分率优选合计为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率例如可通过以下所示的方法测定。
本发明的高强度钢板的钢板组织中所含的铁素体相、贝氏体铁素体相、贝氏体相、回火马氏体相及新马氏体相的体积分率的测定中，首先，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面，采集试样。然后，将该试样的观察面研磨，进行硝酸乙醇腐蚀，将板厚的1/8～3/8厚的范围用场发射型扫描型电子显微镜（FE－SEM：Field Emission Scanning ElectronMicroscope）进行观察，测定面积分率，将其视作体积分率。
接着，对本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。另外，以下的说明中，只要没有特别指定，“％”表示“质量％”。
C：0.075～0.300％
C是为了得到残留奥氏体相而需要的元素，为了兼顾优异的成形性和高强度而含有。C含量超过0.300％时，焊接性变得不充分。从焊接性的观点出发，C含量更优选为0.250％以下，进一步优选为0.220％以下。C含量低于0.075％时，变得难以得到充分量的残留奥氏体相，强度及成形性降低。从强度及成形性的观点出发，C含量更优选为0.090％以上，进一步优选为0.100％以上。
Si：0.70～2.50％
Si是通过抑制钢板中的铁系碳化物的生成而容易得到残留奥氏体相的元素，是为了提高强度和成形性而需要的元素。Si含量超过2.50％时，钢板脆化，延展性变差。从延展性的观点出发，Si含量更优选为2.20％以下，进一步优选为2.00％以下。Si含量低于0.70％时，在退火后冷却到室温的期间生成铁系碳化物，无法充分地得到残留奥氏体相，强度及成形性变差。从强度及成形性的观点出发，Si的下限值更优选为0.90％以上，进一步优选为1.00％以上。
Mn：1.30～3.50％
Mn为了提高钢板的强度而添加。Mn含量超过3.50％时，在钢板的板厚中央部生成粗大的Mn浓化部，容易发生脆化，容易产生铸造的板坯破裂等问题。此外，Mn含量超过3.50％时，有焊接性也变差的问题。因此，Mn含量需要设为3.50％以下。从焊接性的观点出发，Mn含量更优选为3.20％以下，进一步优选为3.00％以下。Mn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，变得难以确保900MPa以上的最大抗拉强度。因此，需要将Mn含量设为1.30％以上。此外，为了提高钢板的强度，Mn含量更优选为1.50％以上，进一步优选为1.70％以上。
P：0.001～0.030％
P具有向钢板的板厚中央部偏析的倾向，具有使焊接部脆化的特性。P含量超过0.030％时，焊接部大幅脆化，因此，P含量限制在0.030％以下。P含量的下限不特别限定也能发挥本发明的效果，但是，P含量低于0.001％时，制造成本大幅增加，因此以0.001％为下限。
S：0.0001～0.0100％
S对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性产生不良影响。因此，S含量的上限值设为0.0100％以下。此外，S与Mn结合形成粗大的MnS而使延展性或拉伸凸缘性降低，因此更优选设为0.0050％以下，进一步优选设为0.0025％以下。S含量的下限不特别限定也能发挥本发明的效果，但是，S含量低于0.0001％时，制造成本大幅增加，因此，以0.0001％为下限。
Al：0.005～1.500％
Al是抑制铁系碳化物的生成而容易得到残留奥氏体的元素，提高钢板的强度及成形性。Al含量超过1.500％时，焊接性变差，因此，将上限设为1.500％。从焊接性的观点出发，Al含量更优选设为1.200％以下，进一步优选设为0.900％以下。Al作为脱氧材料也是有效的元素，但是，Al含量低于0.005％时，无法充分得到作为脱氧材料的效果，因此，Al含量的下限设为0.005％。为了充分得到脱氧的效果，Al量更优选设为0.010％以上。
N：0.0001～0.0100％
N形成粗大的氮化物，使延展性及拉伸凸缘性劣化，因此需要抑制添加量。N含量超过0.0100％时，该倾向变得显著，因此，N含量的上限设为0.0100％。N成为焊接时的气孔产生的原因，因此优选较少。N含量的下限不特别限定也能发挥本发明的效果，但是，N含量低于0.0001％时，制造成本大幅增加，因此以0.0001％为下限。
O：0.0001～0.0100％
O形成氧化物，使延展性及拉伸凸缘性劣化，因此需要抑制含量。O含量超过0.0100％时，拉伸凸缘性的劣化变得显著，因此，O含量的上限设为0.0100％以下。O含量更优选为0.0080％以下，进一步优选为0.0060％以下。O含量的下限不特别限定也能发挥本发明的效果，但是，O含量低于0.0001％时，制造成本大幅增加，因此以0.0001％为下限。
本发明的高强度钢板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、由铁素体晶粒的成长抑制带来的细粒强化及通过再结晶的抑制的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。Ti含量超过0.150％时，碳氮化物的析出增多而导致成形性变差，因此，Ti含量设为0.150％以下。从成形性的观点出发，Ti含量更优选为0.100％以下，进一步优选为0.070％以下。为了充分得到Ti的强度上升效果，Ti含量需要设为0.005％以上。为了钢板的高强度化，Ti含量优选为0.010％以上，更优选为0.015％以上。
Nb：0.005～0.150％
Nb是利用析出物强化、由铁素体晶粒的成长抑制带来的细粒强化及通过再结晶的抑制的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。Nb含量超过0.150％时，碳氮化物的析出增多而导致成形性劣化，因此，Nb含量需要设为0.150％以下。从成形性的观点出发，Nb含量优选为0.100％以下，更优选设为0.060％以下。为了充分得到Nb的强度上升效果，Nb含量需要为0.005％以上。为了钢板的高强度化，优选Nb含量为0.010％以上，更优选为0.015％以上。
V：0.005～0.150％
V是利用析出物强化、由铁素体晶粒的成长抑制带来的细粒强化及通过再结晶的抑制的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。V含量超过0.150％时，碳氮化物的析出增多而导致成形性劣化，因此，V含量设为0.150％以下。为了充分得到V的强度上升效果，V含量需要为0.005％以上。
B：0.0001～0.0100％
B是抑制高温下的相变、对高强度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分进行添加。B的含量超过0.0100％时，热加工性受损，生产性降低，因此，B含量设为0.0100％以下。从生产性的观点出发，B含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。为了充分得到B的高强度化，需要将B含量设为0.0001％以上。为了使钢板有效地高强度化，优选B含量为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。
Mo：0.01～1.00％
Mo是抑制高温下的相变、对高强度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分进行添加。Mo含量超过1.00％时，热加工性受损，生产性降低，因此，Mo含量设为1.00％以下。为了充分得到Mo的高强度化的效果，其含量需要为0.01％以上。
W：0.01～1.00％
W是抑制高温下的相变、对高强度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分进行添加。W含量超过1.00％时，热加工性受损，生产性降低，因此，W含量设为1.00％以下。为了充分得到W的高强度化，W含量需要为0.01％以上。
Cr：0.01～2.00％
Cr是抑制高温下的相变、对高强度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分进行添加。Cr含量超过2.00％时，热加工性受损，生产性降低，因此，Cr含量设为2.00％以下。为了充分得到Cr的高强度化，其含量需要为0.01％以上。
Ni：0.01～2.00％
Ni是抑制高温下的相变、对高强度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分进行添加。Ni含量超过2.00％时，焊接性受损，因此，Ni含量设为2.00％以下。为了充分得到Ni的高强度化，其含量需要为0.01％以上。
Cu：0.01～2.00％
Cu是通过作为微细的粒子存在于钢中而提高强度的元素，可以代替C和/或Mn的一部分进行添加。Cu含量超过2.00％时，焊接性受损，因此，其含量设为2.00％以下。为了充分得到Cu的高强度化，其含量需要为0.01％以上。
Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上合计为0.0001～0.5000％
Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM是对于成形性的改善有效的元素，可以添加1种或2种以上。Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM中的1种或2种以上的含量合计超过0.5000％时，反而有损害延展性的担心，因此，各元素的含量的合计设为0.5000％以下。为了充分得到改善钢板的成形性的效果，各元素的含量的合计需要为0.0001％以上。从成形性的观点出发，各元素的含量的合计优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。这里，REM是Rare Earth Metal的简称，是指镧系的元素。本发明中，REM和Ce多以稀土金属混合物的形式添加，有时除了La和Ce之外复合地含有镧系元素。此外，作为不可避免的杂质，在含有除这些La和Ce之外的镧系元素的情况下也能发挥本发明的效果。进而，在添加了金属La或Ce的情况下，也能发挥本发明的效果。
以上，对本发明的成分组成进行了说明，但是，只要是不损害本发明的钢板的特性的范围，例如作为起因于原料的杂质，也可以含有除必需的添加元素以外的元素。
本发明的高强度钢板也可以是在表面形成有镀锌层或合金化的镀锌层的高强度镀锌钢板。通过在高强度钢板的表面形成镀锌层，成为具有优异的耐蚀性的钢板。此外，通过在高强度钢板的表面形成合金化的镀锌层，成为具有优异的耐蚀性、涂料的密合性优异的钢板。
接着，对本发明的高强度钢板的制造方法如下进行说明。
为了制造本发明的高强度钢板，首先，铸造具有上述的成分组成的板坯。作为供于热轧的板坯，例如可以使用连续铸造板坯、或用薄板坯浇铸机等制造得到的板坯。本发明的高强度钢板的制造方法中，采用在铸造后立即进行热轧的连续铸造－直接轧制（CC－DR）那样的工艺是适合的。
热轧工序中的板坯加热温度需要设为1050℃以上。板坯加热温度低时，精轧温度低于Ar3点。其结果是，成为铁素体相及奥氏体相的二相区轧制，因此，热轧板组织成为不均质的混晶组织，即使经过冷轧及退火工序，也无法消除不均质的组织，延展性和弯曲性劣化。此外，精轧温度降低时，轧制载荷增加，有轧制变得困难、或者招致轧制后的钢板的形状不良的担心。板坯加热温度的上限不特别限定也能发挥本发明的效果，但是，使加热温度过度高在经济上不优选，因此，优选将板坯加热温度的上限设为1350℃以下。
Ar3点可通过以下的式子计算。
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为各元素的含量（质量％）。
热轧的精轧温度以800℃或者Ar3点中较高者为下限，以1000℃为上限。精轧温度低于800℃时，精轧时的轧制载荷增高，有轧制变得困难、或者招致轧制后得到的热轧钢板的形状不良的担心。精轧温度低于Ar3点时，热轧成为铁素体相及奥氏体相的二相区轧制，有时热轧钢板的组织成为不均质的混晶组织。
精轧温度的上限不特别限定也能发挥本发明的效果，但是，使精轧温度过度高时，为了确保该温度，必须使板坯加热温度过度高。因此，精轧温度的上限温度优选设为1000℃以下。
轧制后的钢板在500～750℃下卷取。将钢板在超过750℃的温度下卷取时，钢板表面形成的氧化物的厚度过度增大，酸洗性劣化。为了提高酸洗性，卷取温度优选为720℃以下，更优选为700℃以下。卷取温度低于500℃时，热轧钢板的强度过高，冷轧变得困难。从减轻冷轧的负荷的观点出发，卷取温度优选设为550℃以上，更优选设为600℃以上。
对如此制造的热轧钢板实施酸洗处理。通过酸洗能除去钢板表面的氧化物，从提高最终制品的冷轧高强度钢板的化成性、或者热浸镀锌或合金化热浸镀锌钢板用的冷轧钢板的热浸镀性的方面出发是重要的。酸洗可以是仅一次的处理，也可以分多次实施处理。
酸洗后的钢板可以直接供于退火工序，但是，通过以35～75％的压下率实施冷轧，可得到板厚精度高且具有优异的形状的钢板。当压下率低于35％时，难以保持形状平坦，最终制品的延展性变差，因此压下率设为35％以上。压下率超过75％时，冷轧载荷变得过大，冷轧变得困难。因此，压下率的上限设为75％。对于轧制道次的次数、各道次的压下率，不特别规定也能发挥本发明的效果。
接着，对得到的热轧钢板或冷轧钢板实施以下的退火处理。
首先，将轧制后的钢板加热到740～1000℃的范围的最高加热温度。最高加热温度低于740℃时，奥氏体相的量变得不充分，在此后的冷却中的相变中变得难以确保充分量的硬质组织。最高加热温度超过1000℃时，奥氏体相的粒径变得粗大，冷却中相变难以进行，特别是难以充分得到软质的铁素体组织。
至最高加热温度为止的加热优选将（最高加热温度－20）℃～最高加热温度之间、即加热时的最后的20℃间的加热速度设为0.1～0.8℃/秒。通过将至最高加热温度为止的20℃间的加热速度设为上述范围而进行缓慢加热，向奥氏体相的逆相变的进行速度变慢，可得到初期奥氏体相中的缺陷减少的效果。
加热到最高加热温度为止时的滞留时间可根据最高加热温度等适当地确定，没有特别限定，但是优选为10秒以上，更优选为40～540秒。
接着，将最高加热温度～700℃之间的平均冷却速度设为1.0～10.0℃/秒进行1次冷却。通过该1次冷却，能使铁素体相变、向贝氏体铁素体和/或贝氏体的相变适度进行，并且在Ms点之前使未相变奥氏体相残留，使其全部或者一部分相变成马氏体。
上述的冷却温度范围的平均冷却速度低于1.0℃/秒时，在冷却中进行珠光体相变，未相变的奥氏体相减少，无法得到充分的硬质组织，其结果是，有时难以确保最大抗拉强度为900MPa以上的强度。平均冷却速度超过10.0℃/秒时，有时难以使软质的铁素体组织充分生成。
从刚加热后开始至钢板温度达到700℃期间的铁素体相变温度区域中的滞留时间没有特别制限，但是优选为20～1000秒。为了使软质的铁素体相充分生成，在从刚退火后开始至钢板温度达到700℃期间的铁素体相变温度区域中，需要停留20秒以上，并且优选停留30秒以上，更优选停留50秒以上。在铁素体相变温度区域停留的时间超过1000秒时，铁素体相变过度进行，未相变奥氏体减少，无法得到充分的硬质组织。
进而，上述的1次冷却后，将700～500℃的平均冷却速度设为5.0～200℃/秒而进行2次冷却。通过该2次冷却，从退火后的奥氏体向铁素体的相变可靠地进行。从超过700℃的温度区域开始以与1次冷却同样的1℃/秒～10.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却时，铁素体相的生成变得不充分，难以确保高强度钢板的延展性。
本发明的制造方法中，将实施了上述的2个阶段的冷却处理的钢板在350～450℃的温度范围中滞留30～1000秒的时间。此时的滞留温度低于350℃时，微细的铁系碳化物生成，从而不进行C向奥氏体相的浓化，成为不稳定的奥氏体相。滞留温度超过450℃时，奥氏体相中的C的固溶限度降低，C少量就饱和，因此，不进行C的浓化，成为不稳定的奥氏体相。
滞留时间低于30秒时，贝氏体相变未充分进行，C（碳）从贝氏体相向奥氏体相的排出量少，C向奥氏体相的浓化变得不充分，成为不稳定的奥氏体相。滞留时间超过1000秒时，粗大的铁系碳化物的生成开始，奥氏体中的C浓度反而降低，因而成为不稳定的奥氏体相。
进而，在本发明的退火工序中，如图1A所示，从最高加热温度冷却至室温时，进行至少1次以上的从Bs点（贝氏体相变开始温度）或低于500℃的温度至500℃以上的再加热，并且，进行至少1次以上的从Ms点或者低于350℃的温度至350℃以上的再加热。通过进行这样的2种条件的再加热处理，在未相变的残留奥氏体相中，能使内部具有缺陷、容易相变成其他组织的奥氏体相、即不稳定的奥氏体相优先相变，形成贝氏体相、贝氏体铁素体相或者回火马氏体相。
另外，例如，如图1B所示，在冷却到Ms点或低于350℃的温度后再加热到500℃以上时，也可以设定为分别进行从Ms点或低于350℃的温度至350℃以上的再加热、及从Bs点或低于500℃的温度至500℃以上的再加热，实施这样的模式的再加热处理。
此外，在从Ms点或低于350℃的温度至350℃以上的再加热、与从Bs点或低于500℃的温度至500℃以上的再加热的期间，也可以进行上述的350～450℃的温度范围中的滞留。
Bs点（贝氏体相变开始温度）可以通过以下的式子计算。
Bs（℃）＝820－290C／（1－VF）－37Si－90Mn－65Cr－50Ni＋70Al
在上式中，VF是铁素体的体积分率，C、Mn、Cr、Ni、Al、Si是各个元素的添加量（质量％）。
Ms点（马氏体相变开始温度）可通过以下的式子计算。
Ms（℃）＝541－474C／（1－VF）－15Si－35Mn－17Cr－17Ni＋19Al
在上式中，VF是铁素体的体积分率，C、Si、Mn、Cr、Ni、Al是各个元素的添加量（质量％）。
另外，在高强度钢板的制造中难以直接测定铁素体相的体积分率，因此，在本发明中，切出向连续退火线通板前的冷轧钢板的小片，以与向连续退火线通板时相同的温度过程对该小片进行退火，测定小片的铁素体相的体积的变化，将使用该结果算出的数值作为铁素体的体积分率VF。在相同的条件下制造钢板时，该测定可以使用最初的1次的测定结果，不需要每次测定。大幅改变制造条件时，重新进行测定。当然，也可以观察实际制造的钢板的显微组织，对下次以后的制造进行反馈。
在从上述的Bs点或低于500℃的温度至500℃以上的再加热中，将开始温度设为Bs点或者低于500℃的温度是为了使消耗奥氏体中的缺陷的贝氏体核生成。将再加热温度设为500℃以上是为了使相变核不活泼化、避免通过在高温区过度进行相变而诱发的铁系碳化物的生成。
在从Ms点或者低于350℃的温度至350℃以上的再加热中，将开始温度设为Ms点或者低于350℃的温度是为了使消耗奥氏体中的缺陷的马氏体核生成。将再加热温度设为350℃以上是为了避免妨碍C向奥氏体相浓化的微细的铁系碳化物因在低于350℃的温度下放置而在马氏体和/或贝氏体中生成。
关于上述那样的通过进行在2个阶段的不同的温度区域下的再加热从而使残留奥氏体相的稳定性飞跃地提高的理由，还不是十分明确，但是，推测是因为贝氏体核与马氏体核分别消耗了不同种类的缺陷。
通过以上的工序，在残留奥氏体相中存在的能成为马氏体相变的开始位点的缺陷被消耗，仅选择性地残留纯度高的奥氏体相，可得到非常稳定的残留奥氏体相。其结果是，可得到具有高延展性和拉伸凸缘性、成形性优异的高强度钢板。
对于退火后的钢板，以形状矫正为目的，可以实施0.03～0.80％左右的冷轧。此时，若退火后的冷轧率过高，则软质的铁素体相在加工硬化后有时延展性大幅劣化，因此轧制率优选设为上述的范围。
也可以对退火后的钢板实施电镀锌，制成高强度镀锌钢板。此外，也可以对退火后的钢板实施热浸镀锌，制成高强度镀锌钢板。此时，例如，在退火工序中从最高加热温度至室温期间，例如，可以通过在冷却到500℃、进一步实施再加热后，在锌浴中浸渍，从而实施热浸镀锌。
此外，可以在上述退火处理中的2次冷却和在350～450℃下的滞留期间、或者在350～450℃下的滞留后，将钢板在镀锌浴中浸渍，制造高强度镀锌钢板。
也可以在实施热浸镀锌处理后，进一步在470～650℃的温度下实施钢板表面的镀层的合金化处理。通过进行这样的合金化处理，镀锌层进行合金化而成的Zn－Fe合金在表面形成，可得到防锈性优异的高强度镀锌钢板。
也可以用该合金化处理的加热来代替上述的从Bs点或低于500℃的温度至500℃以上的再加热、或者从Ms点或低于350℃的温度至350℃以上的再加热。
在实施镀覆处理时，为了使镀覆密合性提高，例如，可以对退火工序前的钢板预先实施由选自Ni、Cu、Co、Fe中的1种或多种元素构成的镀层的镀覆。通过利用该方法实施镀覆处理，可得到在表面形成有镀锌层、具有高延展性和拉伸凸缘性、成形性优异的高强度镀锌钢板。
在表面形成有镀锌层的高强度钢板上可以进一步形成由P氧化物和/或含P的复合氧化物构成的皮膜。
实施例
以下，使用实施例对本发明的成形性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法进行更具体地说明。本发明当然不限定于下述实施例，也可以在能适合本发明的宗旨的范围内适当地增加变更来实施，它们均包含在本发明的技术范围内。
铸造具有表1、2所示的A～AG的化学成分（组成）的板坯，铸造后立即在表3～5所示的条件下实施热轧、冷却、卷取、酸洗。然后，实验例5、14、19、24、29、34、39、44、49、54、59、98、102、119为热轧钢板的状态，其他实验例在酸洗后根据表3～6中记载的条件实施冷轧。然后，在表7～14所示的条件下实施退火工序，制成实验例1～127的钢板。
表1
Figure BDA0000463380790000191
Figure BDA0000463380790000201
表3
Figure BDA0000463380790000211
表4
Figure BDA0000463380790000221
表5
Figure BDA0000463380790000231
表6
Figure BDA0000463380790000241
表7
Figure BDA0000463380790000251
表8
Figure BDA0000463380790000261
表9
Figure BDA0000463380790000271
表10
Figure BDA0000463380790000281
Figure BDA0000463380790000291
Figure BDA0000463380790000301
Figure BDA0000463380790000321
在退火工序中，首先，将（最高加热温度－20℃）～最高加热温度之间的平均加热速度设为表7～10中记载的平均加热速度，加热到表7～10中记载的最高加热温度为止。接着，在从最高加热温度至700℃为止的第1冷却工序（1次冷却）中，以表7～10中记载的平均冷却速度进行冷却，进而，在从700℃至500℃的第2冷却工序（2次冷却）中，以表7～10中记载的平均冷却速度进行冷却。
然后，实施1～3次的从Bs点或者480℃以下的温度至500℃以上的再加热（再加热工序1、2、4），进而，实施1次或2次的从Ms点或者350℃以下的温度至350℃以上的再加热（再加热工序3、5）。
再加热工序3之后，在300～450℃的范围内，停留表11～14中记载的时间，经过再加热工序4、5，冷却到室温。
冷却到室温后，在实验例6～49中，实施0.15％的冷轧，在实验例60～83中，实施0.30％的冷轧，在实验例89中，实施1.50％的冷轧，在实验例93中，实施1.00％的冷轧，在实验例96～118、120～127中，实施0.25％的冷轧。
各实验例的钢种在表中按照冷轧钢板（CR）、热轧钢板（HR）、镀锌钢板（EG）、热浸镀锌钢板（GI）、合金化热浸镀锌钢板（GA）、热轧合金化热浸镀锌钢板（HR－GA）示出（以下所示的各表中也相同）。
实验例13、23、33、91、95、107、114是在退火工序后进行电镀处理而制成镀锌钢板（EG）的例子。
实验例4、18、43、83、87是在第2冷却工序后在350～450℃的范围中的停留处理之前的期间浸渍在镀锌浴中、制成热浸镀锌钢板（GI）的例子。
实验例48、53、58、98、103是在300～450℃的范围中的停留处理后浸渍在镀锌浴中、然后冷却到室温而制成热浸镀锌钢板（GI）的例子。
实验例3、5、9、34、38、44、49、67、86、90、94、99、102、110是在第2冷却工序后在350～450℃的范围中停留之前的期间浸渍在镀锌浴中、进而在记载的温度下实施合金化处理而制成合金化热浸镀锌钢板（GA）的例子。
实验例22、24、54、59、63、71、75、79、121、123、125、127是在300～450℃的范围中的停留处理后浸渍在镀锌浴中、进而在记载的温度下实施合金化处理而制成合金化热浸镀锌钢板（GA）的例子。
实验例9、63及90是在镀层表面进一步赋予由P系复合氧化物构成的皮膜的例子。
表15～18是实验例1～127的钢板中的显微组织的解析结果。显微组织分率中，残留奥氏体（残留γ）量在与板面平行的1／4厚的面中进行X射线衍射来测定。其他是测定1／8厚至3／8厚的范围中的显微组织的分率的结果，切出与轧制方向平行的板厚截面，将研磨成镜面的截面进行硝酸乙醇腐蚀后，使用场发射型扫描型电子显微镜（FE－SEM：Field emissionscanning electron microscope）进行观察来求出。
表15
Figure BDA0000463380790000351
表16
Figure BDA0000463380790000361
表17
Figure BDA0000463380790000371
表18
Figure BDA0000463380790000381
表19～22是深冷处理试验后的残留奥氏体分率及残留奥氏体中的固溶C量的测定结果，在与板面平行的1／4厚的面中进行X射线衍射而测定。Msr点的测定中，从0℃至－100℃每20℃准备液氮（－198℃）及使用液氮进行了冷却的乙醇，在各个温度下保持1小时后测定残留奥氏体分率，将奥氏体分率减少的最大的温度作为残留奥氏体相的Msr点。
表19
表20
Figure BDA0000463380790000401
表21
Figure BDA0000463380790000411
表22
关于液氮中的浸渍处理，将在液氮中浸渍1小时以上后取出、在大气中放置至室温为止作为1次数出。残留奥氏体分率的测定在分别结束第1次、第3次、第10次的时间点进行测定，残留奥氏体分率不变的情况评价为“○”，残留奥氏体分率减少的情况评价为“×”。
表23～26是实验例1～127的钢板的特性评价。此时，从实验例1～127的钢板采取依照JIS Z2201的拉伸试验片，依照JIS Z2241进行拉伸试验，测定屈服强度（YS）、抗拉强度（TS）、总拉伸率（EL）。
图2中示出了抗拉强度（TS）与总拉伸率（EL）的关系，图3中示出了抗拉强度（TS）与成为拉伸凸缘性的指标的扩孔率（λ）的关系。本发明的钢板均全部满足TS≥900MPa、TS×EL≥17000Mpa·％、TS×λ≥24000Mpa·％。比较例的钢板中，没有全部满足这些参数的钢板。
表23
Figure BDA0000463380790000431
表24
表25
Figure BDA0000463380790000451
表26
Figure BDA0000463380790000461
实验例115是热轧的结束温度低的例子，成为显微组织向一个方向伸长的不均质的例子，因此，延展性、拉伸凸缘性较差。
实验例12、17、106、111中，加热工序中的从（最高加热温度－20℃）开始的加热速度大，残留奥氏体相变得不稳定，拉伸凸缘性较差。
实验例28是退火工序中的最高加热温度较高的例子，软质组织未充分生成，延展性较差。
实验例32是退火工序中的最高加热温度较低的例子，由于含有大量成为断裂的起点的粗大的铁系碳化物，因此延展性、拉伸凸缘性较差。
实验例37是第1冷却工序（1次冷却）的平均冷却速度较高的例子，软质组织未充分生成，延展性及拉伸凸缘性较差。
实验例42是第1冷却工序（1次冷却）的平均冷却速度较低的例子，生成粗大的铁系碳化物，拉伸凸缘性较差。
实验例47中，第2冷却工序（2次冷却）中的冷却速度低，生成粗大的铁系碳化物，拉伸凸缘性较差。
实验例52是未实施再加热处理的例子，残留奥氏体相不稳定，拉伸凸缘性较差。
实验例57、66、82是仅实施了从Bs点或者480℃以下的温度至500℃以上的再加热的例子，残留奥氏体相不稳定，拉伸凸缘性较差。
实验例62、70是仅实施了从Ms点或者350℃以下的温度至350℃以上的再加热的例子，残留奥氏体不稳定，拉伸凸缘性较差。
实验例74中，在300～450℃的范围中的停留处理的时间短，碳向残留奥氏体的浓化未进行，残留奥氏体相不稳定，拉伸凸缘性较差。
接着，实验例78中，在300～450℃的范围中的停留处理的时间长，生成铁系碳化物，残留奥氏体中的固溶C量降低，残留奥氏体相变得不稳定，拉伸凸缘性较差。
接着，实验例116～118是成分组成脱离规定的范围的例子，均未得到充分的特性。
从以上说明的实施例的结果可知，根据本发明的成形性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法，能确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度并得到优异的延展性和拉伸凸缘性，可得到具有充分高的成形性的高强度钢板。
产业上的可利用性
根据本发明，例如，在将钢板通过压制加工等成形而得到的部件等的用途中，能确保最大抗拉强度为900MPa以上的高强度并得到优异的延展性和拉伸凸缘性，同时能得到优异的强度及成形性。由此，例如，特别是通过在汽车用部件等领域中应用本发明，特别是在汽车领域中应用，能充分获得伴随着车体的强度增强的安全性的提高、和部件加工时的成形性的提高等优点，其社会贡献不可估量。

Claims (10)

1.一种成形性优异的高强度钢板，其特征在于，其为下述钢，所述钢以质量％计含有
C：0.075～0.300％、
Si：0.70～2.50％、
Mn：1.30～3.50％、
P：0.001～0.030％、
S：0.0001～0.0100％、
Al：0.005～1.500％、
N：0.0001～0.0100％、
O：0.0001～0.0100％，
作为选择性元素，含有以下元素中的1种或2种以上：
Ti：0.005～0.150％、
Nb：0.005～0.150％、
B：0.0001～0.0100％、
Cr：0.01～2.00％、
Ni：0.01～2.00％、
Cu：0.01～2.00％、
Mo：0.01～1.00％、
V：0.005～0.150％、
Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上：合计为0.0001～0.5000％，
剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，
钢板的组织以体积分率计含有2～20％的残留奥氏体相，
所述残留奥氏体相的马氏体相变点为－60℃以下。
2.根据权利要求1所述的成形性优异的高强度钢板，其特征在于，
所述残留奥氏体相在－198℃下进行马氏体相变的比例以体积分率计为全部残留奥氏体相的2％以下。
3.根据权利要求1或2所述的成形性优异的高强度钢板，其特征在于，所述残留奥氏体相的马氏体相变点为－198℃以下。
4.根据权利要求1或2所述的成形性优异的高强度钢板，其特征在于，钢板的组织以体积分率计还含有
铁素体相：10～75％、
贝氏体铁素体相和/或贝氏体相：10～50％、
回火马氏体相：10～50％、以及
新马氏体相：10％以下。
5.一种成形性优异的高强度镀锌钢板，其特征在于，其在权利要求1或2所述的高强度钢板的表面形成镀锌层而成。
6.一种成形性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具备下述工序：
热轧工序，其将下述板坯直接或在暂时冷却后加热到1050℃以上，在Ar3点以上结束轧制而制成钢板，在500～750℃的温度下卷取，所述板坯以质量％计含有
C：0.075～0.300％、
Si：0.70～2.50％、
Mn：1.30～3.50％、
P：0.001～0.030％、
S：0.0001～0.0100％、
Al：0.005～1.500％、
N：0.0001～0.0100％、
O：0.0001～0.0100％，
作为选择性元素，含有以下元素中的1种或2种以上：
Ti：0.005～0.150％、
Nb：0.005～0.150％、
B：0.0001～0.0100％、
Cr：0.01～2.00％、
Ni：0.01～2.00％、
Cu：0.01～2.00％、
Mo：0.01～1.00％、
V：0.005～0.150％、
Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上：合计为0.0001～0.5000％，
剩余部分由铁及不可避免的杂质构成；
冷轧工序，其将卷取的钢板在酸洗后以压下率为35～75％的压下率进行冷轧；
退火工序，其将所述冷轧工序后的钢板加热到最高加热温度740～1000℃后，将该最高加热温度至700℃的平均冷却速度设为1.0～10.0℃/秒、将700～500℃的平均冷却速度设为5.0～200℃/秒进行冷却，接着，在350～450℃下滞留30～1000秒，然后，冷却到室温，并且在从所述最高加热温度冷却至室温的期间，实施至少1次以上的从Bs点或低于500℃的温度至500℃以上的再加热，并实施至少1次以上的从Ms点或低于350℃的温度至350℃以上的再加热。
7.一种成形性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在通过权利要求6所述的高强度钢板的制造方法制造了高强度钢板后，实施电镀锌。
8.一种成形性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在权利要求6所述的高强度钢板的制造方法中，在所述退火工序中从所述最高加热温度至室温的期间进行冷却时，通过将所述冷轧工序后的钢板浸渍在锌浴中，实施热浸镀锌。
9.一种成形性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在权利要求6所述的高强度钢板的制造方法中，在所述退火工序后实施热浸镀锌。
10.根据权利要求8或9所述的成形性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，在实施了所述热浸镀锌后，在470～650℃的温度下实施合金化处理。
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