CN103857819A

CN103857819A - 高强度钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN103857819A
Application number: CN201280048917.8A
Authority: CN
Inventors: 松田广志; 船川义正; 奥田金晴; 濑户一洋
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2011-10-04
Filing date: 2012-10-02
Publication date: 2014-06-11
Anticipated expiration: 2032-10-02
Also published as: EP2765212B1; US8876987B2; CN103857819B; US20140242416A1; KR101618477B1; WO2013051238A1; KR20140068207A; EP2765212A1; EP2765212A4; JPWO2013051238A1; JP5454745B2

Abstract

根据本发明，通过含有规定的钢成分，使钢板组织成为：相对于钢板组织整体的面积率计，马氏体的面积率为5～70%，残留奥氏体的面积率为5～40%，上贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率为5%以上，且上述马氏体的面积率、上述残留奥氏体的面积率和上述贝氏体铁素体的面积率的合计为40%以上，上述马氏体中的25%以上为回火马氏体，多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率超过10%且小于50%且其平均粒径为8μm以下，将由邻接的多边形铁素体粒构成的一群铁素体粒作为多边形铁素体粒群时，其平均直径为15μm以下，并且上述残留奥氏体中的平均C量为0.70质量%以上，并且，使拉伸强度为780MPa以上，从而能够得到延展性和拉伸凸缘性优异且拉伸强度为780～1400MPa的高强度加压部件。

Description

高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及在汽车、电气设备等产业领域中使用的、加工性，尤其是延展性和拉伸凸缘性优异的拉伸强度（TS）为780MPa～1400MPa的高强度钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点出发，降低汽车的油耗已成为重要的课题。因此，积极进行着通过车体材料的高强度化来实现车体部件的薄壁化，使车体本身轻型化的研究。

通常，为了实现钢板的高强度化，需要增加相对于钢板的组织整体的马氏体、贝氏体等硬质相比例。然而，由于通过增加硬质相的比例而使钢板高强度化会导致加工性的降低，所以期望开发兼具高强度和优异的加工性的钢板。目前，开发有铁素体-马氏体二相钢（DP钢）、利用残留奥氏体的相变诱发塑性的TRIP钢等各种复合组织钢板。

在复合组织钢板中，增加硬质相的比例时，钢板的加工性受硬质相的加工性的强烈影响。这是由于在硬质相的比例少的软质的多边形铁素体多时，多边形铁素体的变形能力对钢板的加工性起支配用作，即使在硬质相的加工性不充分的情况下，也可确保延展性等加工性，相反，在硬质相的比例多时，变成硬质相的变形能力本身直接影响钢板的成型性，而不是多边形铁素体的变形能力。

因此，为冷轧钢板时，进行调整退火和其后的冷却过程中生成的多边形铁素体的量的热处理后，对钢板进行水淬火，生成马氏体，再次将钢板升温并高温保持，由此将马氏体回火，使作为硬质相的马氏体中生成碳化物，使马氏体的加工性提高。然而，这样的马氏体的淬火·回火中例如需要具有水淬火功能的连续退火设备这样的特别的制造设备。因此，使用在对钢板进行水淬火后无法再次升温并高温保持的通常的制造设备时，虽然能够使钢板高强度化，但无法提高作为硬质相的马氏体的加工性。

另外，作为以马氏体以外为硬质相的钢板，有主相为多边形铁素体、硬质相为贝氏体、珠光体，且使这些作为硬质相的贝氏体、珠光体中生成碳化物的钢板。该钢板不仅由多边形铁素体来提高加工性，还通过使硬质相中生成碳化物来提高硬质相本身的加工性，特别是实现拉伸凸缘性的提高的钢板。然而，只要主相为多边形铁素体，则难以实现兼具拉伸强度（TS）为780MPa以上的高强度化和加工性。另外，即使通过使硬质相中生成碳化物来提高硬质相本身的加工性，但多边形铁素体的加工性变差，因此为了实现拉伸强度（TS）为780MPa以上的高强度化而减少多边形铁素体的量的情况下，无法得到充分的加工性。

针对上述问题，例如专利文献1中提出了一种高张力钢板，该高张力钢板通过规定合金成分，使钢组织成为具有残留奥氏体的微小且均匀的贝氏体，从而使弯曲加工性和冲击特性优异。

专利文献2中提出了一种复合组织钢板，该复合组织钢板通过规定指定的合金成分，使钢组织成为具有残留奥氏体的贝氏体且规定贝氏体中的残留奥氏体量，从而使烧结固化性优异。

专利文献3中提出了一种复合组织钢板，该复合组织钢板通过规定指定的合金成分，使钢组织成为具有残留奥氏体的贝氏体以面积率为90%以上，贝氏体中的残留奥氏体量为1%～15%，且规定贝氏体的硬度（HV），从而使耐冲击性优异。

专利文献4中提出了一种高强度钢板，该高强度钢板通过规定指定的合金成分和钢组织，利用马氏体组织确保强度，有效利用上贝氏体相变来确保稳定的残留奥氏体，并且使马氏体组织的一部分成为回火马氏体，从而使加工性优异。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平4-235253号公报

专利文献2：日本特开2004-76114号公报

专利文献3：日本特开平11-256273号公报

专利文献4：日本特开2010-90475号公报

发明内容

今后，为了进一步扩大高强度钢板，特别是具有780MPa级以上的强度的钢板的应用范围，高强度化时如何在确保拉伸凸缘性的绝对值的基础上提高延展性等是重要的课题。然而，对于该课题，上述钢板存在下述问题。

即，专利文献1中记载的钢中，虽然得到了优异的弯曲性，但大多得不到充分的拉伸凸缘性，其应用范围有限。

另外，专利文献2和专利文献3中记载的钢中，虽然耐冲击吸收能力优异，但对于拉伸凸缘性没有进行任何考虑，其结果，面向成型时要求拉伸凸缘性的部位的应用受限制，其可应用的范围有限。

专利文献4中记载的钢板中，以使用不含铁素体的钢组织来解决上述课题为目的，但特别是需要1400MPa以上的高强度时，虽然对应该强度等级可得到优异的拉伸凸缘性和延展性，但在1400MPa以下的强度等级下不能说充分地确保了对材料所要求的拉伸凸缘性，其应用范围仍然有限。

本发明是鉴于上述现状而开发的，其目的是提供一种加工性、尤其是延展性和拉伸凸缘性优异的、拉伸强度（TS）为780MPa以上的高强度钢板及其有利的制造方法。

应予说明，本发明的高强度钢板中包括对钢板的表面实施了热浸镀锌或合金化热浸镀锌的钢板。

另外，在本发明中，加工性优异是指满足作为拉伸凸缘性的指标的λ的值与钢板的强度无关地为25%以上且TS（拉伸强度）与T.EL（总拉伸率）的积、TS×T.EL的值为27000MPa·%以上。

发明人等为了解决上述课题，对钢板的成分组成和微观组织进行了反复深入的研究。其结果发现在拉伸强度为780～1400MPa的强度等级下，与仅使回火马氏体和含有残留奥氏体的上贝氏体的硬质组织复合化而成的钢相比，复合有一定程度的量的多边形铁素体的钢可在确保必要的拉伸凸缘性的同时实现延展性的提高，因此能够大幅度地扩大钢板的可应用范围。

具体而言，发现了通过使以硬质组织为主体的同时含有规定的多边形铁素体，且实现硬质组织的复合化，在此基础上有效利用马氏体组织来实现高强度化，有效利用上贝氏体相变，从而能够在得到TRIP效应的基础上确保有利的稳定的残留奥氏体，进一步使马氏体的一部分成为回火马氏体，从而得到在确保加工性、尤其是拉伸凸缘性的同时强度与延展性的平衡优异的、拉伸强度为780MPa～1400MPa的高强度钢板。

另外，发明人等为了解决上述课题，在实现铁素体与硬质组织的复合组织化的基础上着眼于硬质组织的构成，特别是详细研究了马氏体的回火状态与残留奥氏体的关系。其结果发现在基于贝氏体相变的残留奥氏体的稳定化之前，在马氏体相变的开始：Ms点以下且马氏体相变的结束：Mf点以上的温度区域进行冷却而生成一部分马氏体时，通过控制Ms点和从Ms点的过冷度，从而对于高强度化时兼具延展性和拉伸凸缘性而言，能够进一步提高延展性。

应予说明，上述的理由虽然尚不完全清楚，但认为如果在将Ms点和从Ms点的过冷度控制为最佳的状态下生成马氏体，则在其后的基于升温·保持的贝氏体生成温度区域中，因马氏体的回火和基于马氏体相变的对未相变奥氏体赋予的压缩应力，能使残留奥氏体的稳定化进一步进行。

本发明立足于上述见解，其主旨构成如下所述。

1.一种高强度钢板，其特征在于，

由如下组成构成：

以质量%计含有

C：0.10%～0.59%，

Si：3.0%以下，

Mn：0.5%～3.0%，

P：0.1%以下，

S：0.07%以下，

Al：3.0%以下，和

N：0.010%以下，

并且，满足［Si%］＋［Al%］为0.7%以上，余量为Fe和不可避杂质，其中，［X%］是元素X的质量%，

作为钢板组织，

马氏体的面积率以相对于钢板组织整体的面积率计为5%～70%，

残留奥氏体量为5%～40%，

上贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率以相对于钢板组织整体的面积率计为5%以上，且

上述马氏体的面积率、上述残留奥氏体量和上述贝氏体铁素体的面积率的合计为40%以上，

上述马氏体中的25%以上为回火马氏体，

多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率超过10%且小于50%，并且其平均粒径为8μm以下，

将由邻接的多边形铁素体粒构成的一群铁素体粒作为多边形铁素体粒群时，其平均直径为15μm以下，

并且，上述残留奥氏体中的平均C量为0.70质量%以上，

拉伸强度为780MPa以上。

2.如上述1所述的高强度钢板，其特征在于，在上述钢板中，上述回火马氏体中，每1mm²析出有5×10⁴个以上的5nm～0.5μm的铁系碳化物。

3.如上述1或2所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量%计进一步含有选自

Cr：0.05%～5.0%，

V：0.005%～1.0%，和

Mo：0.005%～0.5%

中的1种或2种以上的元素。

4.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量%计进一步含有选自

Ti：0.01%～0.1%，和

Nb：0.01%～0.1%

中的1种或2种的元素。

5.如上述1～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量%计进一步含有

B：0.0003%～0.0050%。

6.如上述1～5中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量%计进一步含有选自

Ni：0.05%～2.0%，和

Cu：0.05%～2.0%

中的1种或2种的元素。

7.如上述1～6中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，上述钢板以质量%计进一步含有选自

Ca：0.001%～0.005%，和

REM：0.001%～0.005%

中的1种或2种的元素。

8.一种高强度钢板，其特征在于，上述1～7中任一项所述的钢板在其表面具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

9.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，对由上述1～7中任一项所述的成分组成构成的钢片进行热轧时，使终轧温度为Ar₃以上而结束轧制后，以（1/［C%］）℃/s以上（［C%］为碳的质量%）的速度冷却到至少720℃，接着在卷取温度：200℃～720℃的条件下卷取，作为热轧钢板，将该热轧钢板直接或者根据需要实施冷轧而制成冷轧钢板后，在铁素体-奥氏体二相域或奥氏体单相域实施15秒～600秒的退火后，以平均冷却速度：8℃/秒以上，冷却至相对于马氏体相变开始温度Ms为（Ms-150℃）以上且低于Ms的第一温度区域，接着升温至350℃～490℃的第二温度区域，在该第二温度区域保持5秒～2000秒。

10.如上述9所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，上述卷取温度为580℃～720℃的范围。

11.如上述9所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，上述卷取温度为360℃～550℃的范围。

12.如上述9～11中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对至少结束了冷却到上述第一温度区域的钢板实施热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理。

根据本发明，能够提供加工性、尤其是延展性和拉伸凸缘性优异，而且拉伸强度（TS）为780～1400MPa的高强度钢板，在汽车、电气设备等产业领域的利用价值非常大，特别是对汽车车体的轻型化极其有用。

具体实施方式

以下，具体说明本发明。

首先，在本发明中，对如上所述限定钢板组织的理由进行叙述。以下，只要没有特别说明，面积率是指相对于钢板组织整体的面积率。

马氏体的面积率：5%～70%

马氏体是硬质相，是使钢板高强度化所需的组织。如果马氏体的面积率小于5%，则不满足钢板拉伸强度（TS）为780MPa。另一方面，如果马氏体的面积率超过70%，则上贝氏体减少，无法确保C稠化的稳定的残留奥氏体量，所以延展性等加工性的降低成为问题。因此，使马氏体的面积率为5%～70%。优选为60%以下，更优选为45%以下。

马氏体中的回火马氏体的比例：25%以上

马氏体中的回火马氏体的比例相对于钢板中存在的总马氏体小于25%时，虽然拉伸强度达到780MPa以上，但拉伸凸缘性差。与此相对，使上述回火马氏体的比例为25%以上时，通过将硬质且变形能力极低的淬火原样状态的马氏体回火，能够改善马氏体本身的变形能力，能够提高加工性尤其是拉伸凸缘性，使作为拉伸凸缘性的指标的λ的值与钢板的强度无关地为25%以上。另外，由于淬火原样状态的马氏体与上贝氏体的硬度差明显较大，所以如果回火马氏体的量少，淬火原样的状态的马氏体的量多，则淬火原样的状态的马氏体与上贝氏体的界面变多，穿孔加工等时在淬火原样的状态的马氏体与上贝氏体的界面产生微小的空隙，在穿孔加工后进行的拉伸凸缘成型时空隙相连接而裂缝容易发展，因此拉伸凸缘性进一步变差。

因此，使马氏体中的回火马氏体比例相对于钢板中存在的总马氏体为25%以上。优选为35%以上。应予说明，这里，利用SEM观察等而可将回火马氏体作为马氏体中析出有微小的碳化物的组织进行观察，并且能够与在马氏体内部不会观察到这样的碳化物的淬火原样的状态的马氏体明确区分开。

应予说明，上述马氏体比例的上限为100%。优选为80%。

残留奥氏体量：5%～40%

残留奥氏体通过在加工时基于TRIP效应发生马氏体相变，提高应变分散能力，从而提高延展性。

在本发明的钢板中，有效利用上贝氏体相变，特别是使提高了碳稠化量的残留奥氏体形成于上贝氏体中。其结果，能够得到加工时即使在高应变区域也可显示TRIP效应的残留奥氏体。通过使这样的残留奥氏体与马氏体并存而有效利用，从而即使在拉伸强度（以下，也简称为TS）为780MPa以上的高强度区域也得到良好的加工性，具体而言，能够使TS与总拉伸率（以下，也简称为T.EL）的积、TS×T.EL的值为27000MPa·%以上，能够得到强度与延展性的平衡优异的钢板。

这里，由于上贝氏体中的残留奥氏体形成于上贝氏体中的贝氏体铁素体的板条间且细微地分布，所以为了通过组织观察求出其量（面积率），需要以高倍率大量地测定，难以准确地定量。但是，形成于贝氏体铁素体的板条间的残留奥氏体的量是与形成的贝氏体铁素体量在一定程度上相匹配的量。在此，发明人等进行调查的结果发现只要上贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率为5%以上，并且根据利用以往以来作为测定残留奥氏体量的方法的X射线衍射（XRD）的强度测定，具体而言根据铁素体与奥氏体的X射线衍射强度比而求出的残留奥氏体量为5%以上，就能够得到充分的TRIP效应，能够实现拉伸强度（TS）为780MPa以上、TS×T.EL为27000MPa·%以上。应予说明，确认了由以往以来进行的残留奥氏体量的测定方法得到的残留奥氏体量为与残留奥氏体相对于钢板组织整体的面积率同等的数值。

这里，如果残留奥氏体量小于5%，则无法得到充分的TRIP效应。另一方面，如果超过40%，则显示TRIP效应后产生的硬质的马氏体变得过大，韧性变差等将成为问题。因此，使残留奥氏体的量为5%～40%的范围。优选超过5%，更优选为8%～35%的范围。进一步优选为10%～30%的范围。

残留奥氏体中的平均C量：0.70%以上

为了有效利用TRIP效应而得到优异的加工性，在拉伸强度（TS）为780～1400MPa级的高强度钢板中，重要的是残留奥氏体中的C量。在本发明的钢板中，在形成于上贝氏体中的贝氏体铁素体的板条间的残留奥氏体中使C稠化。

准确地评价上述C量是困难的，但发明人等进行了调查的结果发现在本发明的钢板中，只要根据以往以来进行的作为测定残留奥氏体中的平均C量（残留奥氏体中的C量的平均）的方法的X射线衍射（XRD）中的衍射峰的位移量而求出残留奥氏体中的平均C量是0.70%以上的值，就可得到优异的加工性。

这里，如果残留奥氏体中的平均C量小于0.70%，则加工时在低应变区域发生马氏体相变，得不到提高加工性的在高应变区域的TRIP效应。因此，使残留奥氏体中的平均C量为0.70%以上。优选为0.90%以上。另一方面，如果残留奥氏体中的平均C量超过2.00%，则残留奥氏体变得过度稳定，加工中不发生马氏体相变，不显示TRIP效应，由此延展性降低。因此，优选使残留奥氏体中的平均C量为2.00%以下。更优选为1.50%以下。

上贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率：5%以上

基于上贝氏体相变生成贝氏体铁素体是对于得到使未相变奥氏体中的C稠化，加工时在高应变区域显示TRIP效应而提高应变分解能力的残留奥氏体所必需的。从奥氏体到贝氏体的相变在大约150～550℃的宽的温度范围内发生，在该温度范围内生成的贝氏体存在各种贝氏体。在现有技术中，大多将这样的各种的贝氏体简单地规定为贝氏体，但在本发明中为了得到目标加工性，需要明确地规定贝氏体组织，因此规定上贝氏体和下贝氏体这样的组织。

这里，上贝氏体和下贝氏体如下定义。

上贝氏体由板条状的贝氏体铁素体和存在于贝氏体铁素体之间的残留奥氏体和/或碳化物构成，其特征在于，在板条状的贝氏体铁素体中不存在规则地排列的微细的碳化物。另一方面，下贝氏体由板条状的贝氏体铁素体和存在于贝氏体铁素体之间的残留奥氏体和/或碳化物构成，这与上贝氏体相同，但下贝氏体的特征在于，在板条状的贝氏体铁素体中存在规则地排列的细微的碳化物。

即，上贝氏体和下贝氏体通过贝氏体铁素体中有无规则排列的细微的碳化物来区别。这样的贝氏体铁素体中的碳化物的生成状态的差别，对向残留奥氏体中的C稠化产生重大影响。

在本发明中，上贝氏体内的贝氏体铁素体的面积率小于5%时，由上贝氏体相变引起的向奥氏体的C稠化进行得不充分，因此加工时在高应变区域显示TRIP效应的残留奥氏体量减少。因此，上贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率以相对于钢板组织整体的面积率计需要为5%以上。另一方面，如果贝氏体内的贝氏体铁素体的面积率超过75%，则有可能难以确保强度，因此优选为75%以下。更优选为65%以下。

马氏体的面积率、残留奥氏体量和上贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率的合计：40%以上

在本发明中，仅使马氏体的面积率、残留奥氏体量和上贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率分别满足上述的范围并不充分，需要使马氏体的面积率、残留奥氏体量和上贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率的合计为40%以上。如果上述合计小于40%，则存在钢板的强度不足、加工性降低或者发生这两者的不利情况。优选为50%以上，更优选为60%以上。

应予说明，上述面积率的合计的上限为90%。

多边形铁素体的面积率：超过10%且小于50%

如果多边形铁素体的面积率超过10%，则由于加工时混杂在硬质组织内的软质的多边形铁素体中应变集中，所以钢板容易产生裂缝，结果有时得不到所希望的加工性。然而，发明人等发现通过控制其存在形态，能够避免加工性的劣化。具体而言，即使存在多边形铁素体，只要成为在硬质相中独立分散的状态，就能够抑制应变的集中，避免加工性的劣化。但是，如果为50%以上，则即使控制其存在形态也无法避免加工性的降低，也无法确保充分的强度。另外，为了使多边形铁素体为10%以下，退火时至少需要在A₃附近以上的温度进行退火，产生设备上的制约。因此，使多边形铁素体的面积率超过10%且小于50%。优选超过15%且为40%，进一步优选为35%以下。

多边形铁素体的平均粒径为8μm以下，且将由邻接的多边形铁素体粒构成的一群铁素体粒作为多边形铁素体粒群时，其平均直径为15μm以下

如上所述，为由多边形铁素体与硬质组织构成的复合组织时，有时得不到所希望的加工性。然而，硬质组织内即使存在多边形铁素体，由于各个多边形铁素体粒子平均粒径为8μm以下、且多边形铁素体粒群的平均直径为15μm以下时，成为多边形铁素体独立分散于硬质相中的状态，所以也能够抑制应变向多边形铁素体集中，能够避免钢板的加工性变差。应予说明，本发明中的多边形铁素体粒群是指将直接邻接的一群铁素体粒子作为一个整体而观察到的组织。

应予说明，上述多边形铁素体粒子各个的平均粒径的下限没有特别限定，但如果考虑本发明的退火热经历中的多边形铁素体的组织生成、生长，则为1μm左右。另外，上述多边形铁素体粒群的平均直径的下限没有特别限定，但如果考虑本发明的退火热经历中的多边形铁素体的组织生成、生长，则为2μm左右。

回火马氏体中的碳化物：每1mm²当中为5×10⁴个以上5nm～0.5μm的铁系碳化物

如果5nm～0.5μm的铁系碳化物为每1mm²当中小于5×10⁴个，则虽然拉伸强度达到780MPa以上，但确认有拉伸凸缘性差的趋势。每1mm²不析出5×10⁴个以上的5nm～0.5μm的铁系碳化物的自发回火不充分的回火马氏体，与充分回火的马氏体相比，有时加工性变差，所以优选使回火马氏体中的铁系碳化物以5nm～0.5μm的铁系碳化物计为每1mm²当中5×10⁴个以上。

应予说明，上述铁系碳化物主要为Fe₃C，但有时也含有其他ε碳化物等。另外，不以铁系碳化物的大小为小于5nm和超过0.5μm的碳化物为判断对象是由于对于本发明的钢板而言，对其加工性提高几乎没有帮助。

应予说明，就本发明的钢板而言，钢板组织中最硬质的组织的硬度为HV≤800。即，在本发明的钢板中，存在淬火原样的状态的马氏体时，淬火原样的状态的马氏体成为最硬质的组织，但在本发明的钢板中，即使是淬火原样的状态的马氏体，硬度也不过为HV≤800，不存在HV＞800这样的非常硬的马氏体，因而能够确保良好的拉伸凸缘性。应予说明，不存在淬火原样的状态的马氏体时，存在回火马氏体、上贝氏体或者还存在下贝氏体时，包括下贝氏体的任一组织成为最硬质的相，但这些组织均为HV≤800的相。

本发明的钢板中，作为余量组织，可以含有珠光体、费德曼铁素体、下贝氏体。此时，优选使余量组织的允许含量以面积率为20%以下。更优选为10%以下。

接下来，对本发明中如上所述限定钢板的成分组成的理由进行叙述。应予说明，表示以下的钢板、镀覆层的成分组成的%是指质量%。

C：0.10%～0.59%

C是为了确保钢板的高强度化和稳定的残留奥氏体量而必不可少的元素，是为了确保马氏体量和室温下使奥氏体残留而必需的元素。如果C量小于0.10%，则难以确保钢板的强度和加工性。另一方面，如果C量超过0.59%，则焊接部和热影响部的固化显著，焊接性变差。因此，使C量为0.10%～0.59%的范围。优选超过0.15%且0.48%以下的范围，进一步优选为0.40%以下。

Si：3.0%以下（包括0%）

Si是利用固溶强化而有助于提高钢的强度的有用的元素。然而，如果Si量超过3.0%，则因向多边形铁素体和贝氏体铁素体中的固溶量的增加而导致加工性、韧性变差，另外，因红色氧化皮等的产生而引起表面性状的劣化，实施熔融镀覆时引起镀层附着性和密合性的劣化。因此，使Si量为3.0%以下。优选为2.6%以下。更优选为2.2%以下。

另外，Si是对于抑制碳化物的生成、促进残留奥氏体的生成有用的元素，因此优选使Si量为0.5%以上，但仅用Al抑制碳化物的生成时不需要添加Si，Si量可以为0%。

Mn：0.5%～3.0%

Mn是对钢的强化有效的元素。如果Mn量小于0.5%，则在退火后的冷却中，碳化物在比贝氏体、马氏体生成的温度高的温度区域析出，因此无法确保有助于钢的强化的硬质相的量。另一方面，如果Mn量超过3.0%，则会引起铸造性的劣化等。因此，使Mn量为0.5%～3.0%的范围。优选为1.0%～2.5%的范围。

P：0.1%以下

P是对钢的强化有用的元素，但如果P量超过0.1%，则因晶界偏析而引起脆化，使耐冲击性变差。另外，对钢板实施合金化热浸镀锌时，大幅减慢合金化速度。因此，使P量为0.1%以下。优选为0.05%以下。应予说明，优选减少P量，但如果小于0.005%，则引起成本大幅度增加，所以优选使其下限为0.005%左右。

S：0.07%以下

S生成MnS而成为夹杂物，成为耐冲击性的劣化、在焊接部沿着金属流产生裂缝的原因，所以优选极力减少S量。然而，过度减少S量会导致制造成本的增加，所以使S量为0.07%以下。优选为0.05%以下，更优选为0.01%以下。应予说明，使S小于0.0005%会伴随制造成本大幅增加，因此从制造成本的方面考虑，其下限为0.0005%左右。

Al：3.0%以下

Al是在制钢工序中作为脱氧剂添加的有用的元素。但是，如果Al量超过3.0%，则钢板中的夹杂物变多而使延展性变差。因此，使Al量为3.0%以下。优选为2.0%以下。

另一方面，Al是对于抑制碳化物的生成、促进残留奥氏体的生成有用的元素，因此优选为0.001%以上，更优选为0.005%以上。应予说明，本发明中的Al量为脱氧后钢板中含有的Al量。

N：0.010%以下

N是使钢的抗时效性劣化最严重的元素，优选极力减少。如果N量超过0.010%，则抗时效性的劣化变得显著，所以使N量为0.010%以下。应予说明，使N小于0.001%会导致制造成本大幅增加，所以从制造成本的方面考虑，其下限为0.001%左右。

以上，对基本成分进行了说明，但本发明中，仅满足上述的成分范围是不充分的，还需要满足下式。

［Si%］＋［Al%］（［X%］是元素X的质量%）：0.7%以上

如上所述，Si和Al均是对于抑制碳化物的生成、促进残留奥氏体的生成有用的元素。即使单独含有Si或Al，对碳化物生成的抑制也有效，但需要满足Si量与Al量的合计为0.7%以上。应予说明，上述式中的Al量为脱氧后钢板中含有的Al量。

应予说明，上述Si量与Al量的合计的上限没有特别限定，从镀覆性、延展性的理由考虑，可以使［Si%］＋［Al%］为5.0%以下。优选为3.0%以下。

另外，本发明中除含有上述基本成分以外，还可以适当地含有以下叙述的成分。

选自Cr：0.05%～5.0%、V：0.005%～1.0%、Mo：0.005%～0.5%中的1种或2种以上

Cr、V和Mo是从退火温度的冷却时具有抑制珠光体生成的作用的元素。其效果在各自添加Cr：0.05%以上、V：0.005%以上和Mo：0.005%以上时得到。另一方面，如果超过Cr：5.0%、V：1.0%和Mo：0.5%，则硬质的马氏体的量变得过大，达到必要以上的高强度。因此，含有Cr、V和Mo时，为Cr：0.05%～5.0%，V：0.005%～1.0%和Mo：0.005%～0.5%的范围。

选自Ti：0.01%～0.1%、Nb：0.01%～0.1%中的1种或2种

Ti和Nb对钢的析出强化有用，其效果在各自的含量为0.01%以上时得到。另一方面，如果各自的含量超过0.1%，则加工性和形状冻结性降低。因此，含有Ti和Nb时，为Ti：0.01%～0.1%和Nb：0.01%～0.1%的范围。

B：0.0003%～0.0050%

B是对抑制多边形铁素体从奥氏体晶界生成·生长有用的元素。其效果在含有0.0003%以上时得到。另一方面，如果含量超过0.0050%，则加工性降低。因此，含有B时，为B：0.0003%～0.0050%的范围。

选自Ni：0.05%～2.0%和Cu：0.05%～2.0%中的1种或2种

Ni和Cu是对钢的强化有效的元素。另外，对钢板实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌时，促进钢板表层部的内部氧化而提高镀层密合性。这些效果在各自的含量为0.05%以上时得到。另一方面，如果各自的含量超过2.0%，则使钢板的加工性降低。因此，含有Ni和Cu时，为Ni：0.05%～2.0%和Cu：0.05%～2.0%的范围。

选自Ca：0.001%～0.005%和REM：0.001%～0.005%中的1种或2种

Ca和REM对于使硫化物的形状球状化而改善硫化物对拉伸凸缘性的不良影响有用。其效果在各自的含量为0.001%以上时得到。另一方面，如果各自的含量超过0.005%，则导致夹杂物等的增加，引起表面缺陷和内部缺陷等。因此，含有Ca和REM时，为Ca：0.001%～0.005%和REM：0.001%～0.005%的范围。

在本发明的钢板中，上述以外的成分是Fe和不可避杂质。但是，只要在不损害本发明效果的范围内，不拒绝含有上述以外的成分。

接下来，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。

制造调整为上述的优选成分组成的钢片后，进行热轧时，优选在加热至1000℃～1300℃的温度区域后，使终轧温度为至少Ar₃以上，优选为950℃以下的温度区域来实施热轧，以（1/［C%］）℃/s以上（［C%］是碳的质量%）的速度冷却到至少720℃，在200℃～720℃的温度区域进行卷取。

为了成为奥氏体单相域，热轧的终轧需要使终轧温度为Ar₃以上。接着进行冷却，但精轧后的冷却中生成大量的多边形铁素体，结果碳在残留的未相变奥氏体中稠化，在其后的精轧时无法稳定地得到所希望的低温相变组织，结果，有时在钢板的宽度和长度方向具有强度的偏差，阻碍冷轧性。另外，这样的组织退火后在多边形铁素体的生成区域产生不均，如上所述，多边形铁素体难以在硬质组织内均匀且独立地存在，结果有时得不到所希望的特性。所述组织可以通过使轧制后720℃为止的冷却速度为（1/［C%］）℃/s以上而进行控制。

这里，由于720℃为止的温度是多边形铁素体的生长显著的温度区域，所以需要使轧制后至少720℃为止的温度的平均冷却速度为（1/［C%］）℃/s以上。

另外，如上所述，卷取温度为200℃～720℃。这是由于使精轧温度小于200℃时，生成淬火原样的状态的马氏体的比例增加而产生过大的轧制负荷或轧制时产生裂缝。另一方面，超过720℃时，有时晶粒过度粗大化，且铁素体呈带状地混杂在珠光体组织内，有时使退火后的组织形成不均匀而使机械特性变差。

应予说明，特别优选使卷取温度为580℃～720℃或360℃～550℃。

在此，通过在580℃～720℃的温度区域进行卷取，从而能够使珠光体在热轧后的钢组织中析出，形成珠光体主体的钢组织。另外，通过在360℃～550℃的温度区域进行卷取，从而能够使贝氏体在热轧后的钢组织中析出，制成贝氏体主体的钢组织。

应予说明，上述的珠光体主体的钢组织是指以面积率计珠光体占最多分率的构成组织，且占多边形铁素体以外的组织的50%以上，贝氏体主体的钢组织是指以面积率计贝氏体占最多分率的构成组织，且占多边形铁素体以外的组织的50%以上。

设置上述热轧条件时，能够降低冷轧时的轧制负荷，另外退火后的多边形铁素体也能够从珠光体团间分散而成核，进行生长，容易得到所希望的组织。

应予说明，在本发明中，假定为经由通常的炼钢、铸造、热轧、酸洗和冷轧的各工序制造钢板的情况，但例如可以利用薄板坯铸造、薄带铸造等而省略部分或全部热轧工序。另外，对热轧钢板进行酸洗后，根据需要用25%～90%的范围的压下率进行冷轧制成冷轧钢板，供给到后续工序。另外，不要求板厚精度等时，可以将热轧钢板原样直接用于后续工序。

将所得钢板在铁素体-奥氏体二相域或奥氏体单相域在15秒～600秒的条件下退火，其后冷却。

本发明的钢板以从上贝氏体、马氏体之类的未相变奥氏体相变而得到的低温相变相为主相，含有规定量的多边形铁素体。

关于退火温度，只要在上述范围内就没有特别限制，如果退火温度超过1000℃，则奥氏体粒的生长显著，引起由之后的冷却而产生的构成相的粗大化，使韧性等变差，因此优选为1000℃以下。

另外，如果退火时间小于15秒，则有时向奥氏体的逆相变进行得不充分，钢板中的碳化物不充分溶解。另一方面，如果退火时间超过600秒，则导致伴随大量能量消耗的成本增加。因此，使退火时间为15秒～600秒的范围。优选为60秒～500秒的范围。

应予说明，上述退火中，为了在冷却后得到所希望的组织，优选以使铁素体分率为60%以下，使平均奥氏体粒径为50μm以下的方式进行退火。

这里，A₃点可以利用下式近似地算出。应予说明，[X%]是钢板的成分元素X的质量%。

A₃点（℃）＝910－203×[C%]^1/2＋44.7×[Si%]－30×[Mn%]＋700×[P%]＋130×[Al%]－15.2×[Ni%]－11×[Cr%]－20×[Cu%]＋31.5×[Mo%]＋104×[V%]＋400×[Ti%]

退火后的冷轧钢板以平均8℃/秒以上的冷却速度，冷却至相对于马氏体相变开始温度Ms为Ms-150℃以上且小于Ms的第一温度区域。该冷却通过冷却至小于Ms点，从而使奥氏体的一部分马氏体相变。这里，第一温度区域的下限小于Ms-150℃时，未相变奥氏体在此时刻几乎全部马氏体化，所以无法确保上贝氏体（贝氏体铁素体、残留奥氏体）量。另一方面，如果第一温度区域的上限为Ms以上，则无法确保回火马氏体量为本发明的规定量。因此，使第一温度区域的范围为（Ms-150℃）以上且小于Ms。

如果平均冷却速度小于8℃/秒，则发生多边形铁素体的过度生成、生长，珠光体等的析出，无法得到所希望的钢板组织。因此，使从退火温度到第一温度区域的平均冷却速度为8℃/秒以上。优选为10℃/秒以上。只要冷却停止温度不产生偏差，平均冷却速度的上限就没有特别限定，但就一般的设备而言，如果平均冷却速度超过100℃/秒，则钢板的长度方向和板宽方向的组织的偏差明显变大，所以优选为100℃/秒以下。因此，平均冷却速度优选10℃/秒～100℃/秒的范围。

为了高精度地判断上述Ms点，需要利用Formaster试验等进行实测，但与由下述（1）式定义的M具有较好的相关性，本发明中使用该M作为Ms点。

M（℃）=540-361×｛[C%]/（1-[α%]/100）｝-6×［Si%]-40×［Mn%]+30×[Al%]-20×［Cr%]-35×[V%]-10×[Mo%]-17×[Ni%]-10×[Cu%]≥100…（1）

其中，[X%]是合金元素X的质量%，[α%]是多边形铁素体的面积率（%）

冷却至上述第一温度区域的钢板升温至350～490℃的第二温度区域，在第二温度区域保持5秒～2000秒的时间。在第二温度区域，将通过从退火温度冷却到第一温度区域而生成的马氏体回火，使未相变奥氏体相变为上贝氏体。如果第二温度区域的上限超过490℃，则碳化物从未相变奥氏体析出，无法得到所希望的组织。另一方面，如果第二温度区域的下限不低于350℃，则不生成上贝氏体，而生成下贝氏体，向奥氏体中的C稠化量变少，成为问题。因此，使第二温度区域的范围为350℃～490℃的范围。优选为370℃～460℃的范围。

另外，如果第二温度区域的保持时间小于5秒，则马氏体的回火、上贝氏体相变变得不充分，无法形成所希望的钢板组织。其结果，所得钢板的加工性变差。另一方面，如果在第二温度区域的保持时间超过2000秒，则作为钢板的最终组织成为残留奥氏体的未相变奥氏体随着碳化物的析出而分解，无法得到C稠化的稳定的残留奥氏体，其结果，无法得到所希望的强度和延展性或这两者。因此，使保持时间为5秒～2000秒。优选为15秒～600秒的范围。进一步优选为40秒～400秒。

应予说明，就本发明中的一系列的热处理而言，只要在上述规定的温度范围内，则保持温度就不需要为恒定，在规定的温度范围内变动也能够实现本发明的目的。冷却速度也同样。另外，只要满足热经历，就可以用任何设备对钢板实施热处理。并且，热处理后，为了矫正形状而对钢板的表面实施调质轧制、实施电镀等表面处理也包括在本发明的范围内。

本发明的高强度钢板的制造方法中可以进一步施加热浸镀锌，或者施加在热浸镀锌后进一步实施了合金化处理的合金化热浸镀锌。

热浸镀锌、合金化热浸镀锌需要为至少结束了第一温度区域的冷却的钢板。也可以在之后的从第一温度区域到第二温度区域的升温中、第二温度区域保持中、第二温度区域保持后的任一时机施加上述镀覆，但第二温度区域中的保持条件需要满足本发明的规定。

另外，实施热浸镀锌处理或合金化镀锌处理时，在第二温度区域的保持时间优选包括该处理时间，为5秒～2000秒。应予说明，热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理优选用连续热浸镀锌生产线进行。更优选为1000秒以下。

另外，本发明的高强度钢板的制造方法中，根据上述本发明的制造方法，可以在制造了完成到热处理的高强度钢板后，再实施热浸镀锌处理或进一步实施合金化处理。

如果例示对钢板进行热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理的方法，则如下所述。

使钢板浸入镀浴中，用气体吹拂等调整附着量。优选使镀浴中的溶解Al量在热浸镀锌处理时为0.12%～0.22%的范围，在合金化热浸镀锌处理时为0.08%～0.18%的范围。

就处理温度而言，热浸镀锌处理时，镀浴的温度为通常的450℃～500℃的范围即可，进一步实施合金化处理时，优选使合金化时的温度为550℃以下。如果合金化温度超过550℃，则碳化物从未相变奥氏体析出或者根据情况而生成珠光体，因此无法得到强度、加工性或者这两者，另外，镀层的耐粉化性也变差。另一方面，如果合金化时的温度低于450℃，则有时合金化不进行，因此优选为450℃以上。

优选使镀层附着量为每单面当中20g/m²～150g/m²的范围。如果镀层附着量小于20g/m²，则耐腐蚀性不足，另一方面，即使超过150g/m²，耐腐蚀效果也达到饱和，只会导致成本升高。

镀层的合金化度（Fe%（Fe含量（质量%）））优选为7%～15%的范围。如果镀层的合金化度小于7%，则产生合金化不均匀而外观品质变差，或者在镀层中生产所谓的ζ相而钢板的滑动性变差。另一方面，如果镀层的合金化度超过15%，则大量形成硬质且脆的Γ相，镀层密合性变差。

通过实施如上所述的镀覆处理，从而能够得到在其表面具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层的高强度钢板。

实施例

以下，通过实施例进一步详细说明本发明，但下述实施例并不限定本发明。另外，在本发明的主旨构成的范围内改变构成也包含于本发明的范围内。

（实施例1）

将熔炼表1所示的成分组成的钢而得到的铸片在1200℃加热，在Ar₃以上的温度的870℃精热轧，将该热轧钢板按表2所示的条件进行卷取，接着将热轧钢板酸洗后，以65%的轧制率（压下率）进行冷轧，制成板厚：1.2mm的冷轧钢板。将所得冷轧钢板按表2所示的条件在铁素体-奥氏体二相域或奥氏体单相域实施进行退火的热处理。应予说明，表2中的冷却停止温度：T是指从退火温度冷却钢板时，停止钢板的冷却的温度。

另外，对一部分冷轧钢板实施合金化热浸镀锌处理（试样No.15）。这里，热浸镀锌处理以镀浴温度：463℃、单位面积重量（每单面）：50g/m²的方式实施两面镀覆。另外，合金化热浸镀锌处理也同样以镀浴温度：463℃、单位面积重量（每单面）：50g/m²，合金化度（Fe%（Fe含量））成为9%的方式，在合金化温度：550℃以下调整合金化条件，实施两面镀覆。应予说明，热浸镀锌处理和合金化热浸镀锌处理在临时冷却至表2中所示的T℃后进行。

对于所得钢板，在不实施镀覆处理的情况下在热处理后，在实施热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理的情况下在这些处理后，实施轧制率（拉伸率）：0.3%的调质轧制。

用以下所示的方法评价这样得到的钢板的各特性。

从各钢板切出试样并研磨，将轧制方向平行的面使用扫描式电子显微镜（SEM）以3000倍10视野进行组织观察，测定各相的面积率，确定各晶粒的相结构。

残留奥氏体量是将钢板沿板厚方向研削·研磨至板厚的1/4，利用X射线衍射强度测定而求出的。入射X射线中，使用Co-Kα，由相对于铁素体的（200）、（211）、（220）各面的衍射强度的奥氏体的（200）、（220）、（311）各面的强度比算出残留奥氏体量。

残留奥氏体中的平均C量如下求出：由X射线衍射强度测定中的奥氏体的（200）、（220）、（311）各面的强度峰求出晶格常数，由下述计算式求出残留奥氏体中的平均C量（%）。

a₀＝0.3580＋0.0033×[C%]＋0.00095×[Mn%]＋0.0056×[Al%]＋0.022×[N%]

其中，a₀：晶格常数（nm）、[X%]：元素X的质量%。应予说明，C以外的元素的%是相对于钢板整体的%。

拉伸试验使用从与钢板的轧制方向垂直的方向采集的JIS5号试验片，根据JIS Z2241进行。测定TS（拉伸强度）、T.EL（总拉伸率），算出拉伸强度与总拉伸率的积（TS×T.EL），评价强度与加工性（延展性）的平衡。应予说明，本发明中，将TS×T.EL≥27000（MPa·%）的情况评价为良好。

拉伸凸缘性根据日本铁钢连盟规格JFST1001进行评价。将得到的各钢板切割成100mm×100mm后，打出余隙度（clearance）为板厚的12%且直径：10mm的孔后，使用内径：75mm的模具，在用压边力：88.2kN按压的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔，测定裂缝产生极限的孔直径，由以下的（1）式求出极限扩孔率λ（%）。

λ（%）＝{（D_f－D₀）/D₀}×100…（1）

其中，D_f是产生裂缝时的孔径（mm），D₀是初期孔径（mm）。

应予说明，本发明中，λ≥25（%）时，将拉伸凸缘性评价为良好。

另外，用下述方法判断钢板组织中最硬质的组织的硬度。即，组织观察的结果是观察到淬火原样的状态的马氏体时，将这些淬火原样的状态的马氏体用超纤维维氏硬度计，以负载：0.02N测定10个点，将它们的平均值作为钢板组织中最硬质的组织的硬度。应予说明，没有观察到淬火原样的状态的马氏体时，如上所述，回火马氏体、上贝氏体或下贝氏体中的任一组织成为本发明的钢板中最硬质的相。这些最硬质的相在本发明的钢板中为HV≤800的相。

并且，对从各钢板切出的试验片，以10000～30000倍的范围利用SEM来观察回火马氏体中5nm～0.5μm的铁系碳化物，求出析出个数。

将以上评价结果示于表3。

应予说明，表3中的钢组织分率表示上贝氏体中的贝氏体铁素体（αb）、马氏体（M）、回火马氏体（tM）、多边形铁素体（_α）相对于钢板组织整体的面积率，残留奥氏体（γ）表示由上述求出的残留奥氏体量。

由该表可知，能够确认本发明的钢板均满足拉伸强度为780MPa以上，TS×T.EL的值为27000MPa·%以上和λ的值为25%以上，兼备高强度和优异的加工性。

与此相对，由于试样No.4的第一温度区域为止的平均冷却速度在适当范围外，所以得不到所希望的钢板组织，虽然满足λ的值为25%以上，确保了拉伸凸缘性，但拉伸强度（TS）达不到780MPa，TS×T.EL的值也小于27000MPa·%。

由于试样No.5和11的冷却停止温度：T在第一温度区域的范围外，所以得不到所希望的钢板组织，虽然满足拉伸强度（TS）为780MPa以上，但不满足TS×T.EL的值为27000MPa·%以上和λ的值为25%以上中的一个条件。

由于试样No.7的C的成分组成在本发明的适当范围外，所以得不到所希望的钢板组织，也不满足拉伸强度（TS）的值为780MPa以上和TS×T.EL的值为27000MPa·%以上中的一个基准。

由于试样No.10在第二温度区域的保持温度在本发明的适当范围外，所以得不到所希望的钢板组织，虽然确保了拉伸强度（TS）和拉伸凸缘性，但TS×T.EL的值小于27000MPa·%而不满足基准。

由于试样No.13在第二温度区域的保持时间在适当范围外，所以得不到所希望的钢板组织，虽然满足拉伸强度（TS）的值为780MPa以上，但不满足TS×T.EL的值为27000MPa·%以上和λ的值为25%以上这两者。

由于试样No.22的Si与Al的合计量在本发明的适当范围外，所以得不到所希望的钢板组织，虽然确保了拉伸强度（TS）和拉伸凸缘性，但TS×T.EL的值小于27000MPa·%，不满足基准。

由于试样No.23的Mn量在本发明的适当范围外，所以得不到所希望的钢板组织，虽然确保了拉伸凸缘性，但拉伸强度（TS）达不到780MPa，TS×T.EL的值也小于27000MPa·%。

Claims

1.一种高强度钢板，其特征在于，由如下组成构成：

以质量%计含有

C：0.10%～0.59%，

Si：3.0%以下，

Mn：0.5%～3.0%，

P：0.1%以下，

S：0.07%以下，

Al：3.0%以下，和

N：0.010%以下，

并且，［Si%］＋［Al%］满足0.7%以上，其中，［X%］是元素X的质量%，余量为Fe和不可避的杂质，

作为钢板组织，

残留奥氏体量为5%～40%，

所述马氏体的面积率、所述残留奥氏体量和所述贝氏体铁素体的面积率的合计为40%以上，

所述马氏体中的25%以上为回火马氏体，

多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率超过10%且小于50%，且其平均粒径为8μm以下，

并且，所述残留奥氏体中的平均C量为0.70质量%以上，

拉伸强度为780MPa以上。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，在所述钢板中，所述回火马氏体中，每1mm²析出有5×10⁴个以上的5nm～0.5μm的铁系碳化物。

3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计进一步含有选自

Cr：0.05%～5.0%，

V：0.005%～1.0%，和

Mo：0.005%～0.5%

中的1种或2种以上的元素。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计进一步含有选自

Ti：0.01%～0.1%，和

Nb：0.01%～0.1%

中的1种或2种的元素。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计进一步含有

B：0.0003%～0.0050%。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计进一步含有选自

Ni：0.05%～2.0%，和

Cu：0.05%～2.0%

中的1种或2种的元素。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计进一步含有选自

Ca：0.001%～0.005%，和

REM：0.001%～0.005%

中的1种或2种的元素。

8.一种高强度钢板，其特征在于，权利要求1～7中任一项所述的钢板在其表面具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。

9.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，对由权利要求1～7中任一项所述的成分组成构成的钢片进行热轧时，在终轧温度为Ar₃以上而结束轧制后，以（1/［C%］）℃/s以上的速度冷却到至少720℃，其中，［C%］为碳的质量%，接着，在卷取温度：200℃～720℃的条件下卷取而制成热轧钢板，将该热轧钢板直接原样或者根据需要实施冷轧而制成冷轧钢板后，在铁素体-奥氏体二相域或奥氏体单相域实施15秒～600秒的退火后，以平均冷却速度：8℃/秒以上冷却至相对于马氏体相变开始温度Ms为Ms-150℃以上且小于Ms的第一温度区域，接着升温至350℃～490℃的第二温度区域，在该第二温度区域保持5秒～2000秒。

10.根据权利要求9所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述卷取温度为580℃～720℃的范围。

11.根据权利要求9所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，所述卷取温度为360℃～550℃的范围。

12.根据权利要求9～11中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对至少结束了所述第一温度区域为止的冷却的钢板，实施热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理。