JP2008308717A - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】延性と穴広げ性が両立した加工性に優れた高強度鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０８〜０．３％、Ｓｉ：０．２５〜１．１％、Ｍｎ：２％超３．５％以下、Ｐ：０．０２８％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜１％、およびＮ：０．０１％以下を含有し、さらに必要によりＣｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する鋼組成を有し、鋼組織は、フェライト、低温変態相および残留オーステナイトからなり、前記フェライトの体積率ＶＦが０．１〜０．８０であり、前記残留オーステナイト体積率ＶＡが０．３０以下であり、かつ前記低温変態相に含まれる炭化物の粒径が５００ｎｍ以下であり、下記式を満足する。
０．２≦（Ｓｉ＋Ａｌ）／（Ｍｎ＋Ｎｉ）≦０．８０
０．１５≦Ｃ／（１−ＶＦ）≦０．５０
【選択図】なし

Description

本発明は、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板とその製造方法に関する。本発明は、特に、自動車、機械などの産業分野において、絞り、張り出しなどのプレス成形をはじめ様々な形状に成形される構造部材の素材として好適な、引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板とその製造方法に関する。

近年、各種機械・装置類には高性能化と同時に軽量化が強く推進されており、これを受けて適用される鋼板の高強度化技術が数多く開発されてきた。しかし、一般に鋼板の高強度化は延性の劣化を伴うため、良好な加工性と高強度を兼ね備えた鋼板の製造は非常に困難であるとされていた。ところが、「ＳｉとＭｎを複合添加した低炭素鋼板に２相域において焼鈍を行った後に３５０〜５５０℃まで急冷し、その温度域で短時間保持するか階段状の冷却を行うかしてオ−ステナイトを一部ベイナイトに変態させ最終的にフェライト＋ベイナイト＋残留オ−ステナイトから成る組織としたものは、加工時の変形中に残留オ−ステナイトが歪誘起変態を起こして大きな伸びを示す」との現象が見出されて以来、この現象を利用して高延性高強度鋼板を製造する試みがなされてきた。

例えば、特許文献１には、０．４〜１．８％のＳｉ（以下、成分割合を表わす「％」は「質量％」とする）と０．２〜２．５％のＭｎの他、必要により適量のＰ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの１種又は２種以上を含む鋼板をフェライト＋オ−ステナイト２相域に加熱した後、冷却途中の５００〜３５０℃の温度域で３０秒〜３０分間保持することで前記混合組織を実現し、高延性を示す高強度鋼板とする方法が開示されている。

また、特許文献２には、高延性を示す高強度鋼板の製造法として、０．７〜２．０％のＳｉと０．５〜２．０％のＭｎを含有する鋼板を焼鈍過程でフェライト＋オ−ステナイト２相域に加熱した後、冷却過程の６５０〜４５０℃間にて合計１０〜５０秒の定温保持を行い、マルテンサイト或いはベイナイト中に体積率で１０％以上のフェライトと残留オ−ステナイトを含む混合組織鋼板とする方法が開示されている。
特開昭６１−１５７６２５号公報 特開昭６０−４３４３０号公報

しかし、実際には、上記のような混合組織を有する鋼板は一般に引張試験において良好な延性を示したとしてもプレス加工時等の成形性については必ずしも良好でなく、加工用鋼板として十分に満足できるものではなかった。例えば、前記混合組織鋼板を加工すると、変形後期では大部分の残留オ−ステナイトが歪誘起変態して高炭素マルテンサイトに変化してしまっているので局部延性が極めて悪い状態となる。この現象は穴広げのような伸びフランジ加工の場合に顕著に現れ、そのため該混合組織鋼板の穴広げ性は従来の低炭素鋼板のそれよりも劣った結果となる。これは、打ち抜きにより穴開け加工を行った際、歪誘起変態で生成した高炭素マルテンサイトが非常に硬質なためにクラックが生じ、このクラックがその後の穴広げ時に拡大・伝播するためであると考えられている。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであり、その課題は延性と穴広げ性が両立した加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することである。

そこで、本発明者は上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねたところ、次のような知見を得ることができたのである。
（１）引張強度７８０ＭＰａ以上を確保し、かつ延性を確保するには、フェライト体積率を特定の範囲内とする必要がある。

（２）穴広げのような局部変形においては、過度に硬いマルテンサイトが亀裂の起点となるほかに、マルテンサイト以外の低温変態相の内部に亀裂の起点が存在する場合があり、そこには粗大な鉄炭化物が観察された。

（３）Ｓｉ、ＡｌとＭｎ等他の合金元素の含有量と製造条件とをコントロールして、変態前の焼鈍過程におけるオーステナイト中のＣ量とそのオーステナイトの変態過程とを調整し、亀裂の起点となるような過度に硬いマルテンサイトあるいは粗大な鉄炭化物の生成を抑制することにより、延性と穴広げ性を両立した加工性に優れた高強度鋼板の製造が可能である。

本発明は、上記知見事項等を基にして完成されたものであり、その要旨は、次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０８〜０．３％、Ｓｉ：０．２５〜１．１％、Ｍｎ：２％超３．５％以下、Ｐ：０．０２８％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜１％およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに下記式（１）を満たす鋼組成を有し、鋼組織は、フェライト、低温変態相および残留オーステナイトからなり、前記フェライトの体積率ＶＦが０．１〜０．８０であるとともに下記式（２）を満たし、前記残留オーステナイトの体積率ＶＡが０．３０以下であり、かつ前記低温変態相に含まれる鉄炭化物の粒径が５００ｎｍ以下であることを特徴とする引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板。

０．２≦（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ≦０．８０ （１）
０．１５≦Ｃ／（１−ＶＦ）≦０．５０ （２）
ここで、式中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃはそれぞれの元素の含有量（単位：質量％）を示す。
（２）質量％で、Ｃ：０．０８〜０．３％、Ｓｉ：０．２５〜１．１％、Ｍｎ：２％超３．５％以下、Ｐ：０．０２８％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜１％およびＮ：０．０１％以下を含有し、さらにＣｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有するとともに下記式（３）を満たす鋼組成を有し、鋼組織は、フェライト、低温変態相および残留オーステナイトからなり、前記フェライトの体積率ＶＦが０．１〜０．８０であり下記式（２）を満たし、前記残留オーステナイト体積率ＶＡが０．３０以下であり、かつ前記低温変態相に含まれる鉄炭化物の粒径が５００ｎｍ以下であることを特徴とする引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板。

０．２≦（Ｓｉ＋Ａｌ）／（Ｍｎ＋Ｎｉ）≦０．８０ （３）
０．１５≦Ｃ／（１−ＶＦ）≦０．５０ （２）
ここで、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃはそれぞれの元素の含有量（単位：質量％）を示す。
（３）鋼板表面にめっき層を備えることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度鋼板。
（４）上記（１）または（２）に記載の鋼組成を有する鋼塊または鋼片に、熱間圧延を施し、脱スケール後、得られた熱延鋼板に冷間圧延を施し、次いで、得られた冷延鋼板に連続焼鈍を施し、あるいはさらにめっきを施す高強度鋼板の製造方法において、前記熱間圧延の後の巻取温度を４５０〜７００℃とし、前記連続焼鈍において前記冷延鋼板をＡｃ₁変態点以上の温度域に加熱し、３℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃未満の温度域まで冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（５）前記連続焼鈍において、冷延鋼板を３５０℃未満の温度域まで冷却したのちに、該冷延鋼板を２００〜３５０℃の温度域に５００秒以下滞在させたのちに室温まで冷却することを特徴とする上記（４）に記載の高強度鋼板の製造方法。

本発明によれば、延性に優れ、良好な穴拡げ性等の加工性を示す高強度鋼板、特に自動車などの構造部材用の高強度薄鋼板が安定して得られるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。

本発明において、鋼組成および製造条件を上述のように規定した理由について説明する。
まず、鋼組成を規定する理由は次の通りである。なお、本明細書において鋼組成を示す「％」は、「質量％」である。

Ｃ：０．０８〜０．３％
Ｃは、鋼板の引張強度を高める作用を有する。Ｃ含有量が０．０８％未満では、本発明が目的とする引張強度を確保することが困難となる場合があるので、Ｃ含有量の下限を０．０８％とする。一方、Ｃ含有量が０．３％を超えると鋼板が過度に硬質化して、通常の製板工程では鋼板に加工することが困難となる。したがって、Ｃ含有量を０．０８〜０．３％とする。好ましくは０．０８〜０．２％である。さらに、溶接性を考慮すれば０．０８〜０．１５％が最も好ましい。

Ｓｉ：０．２５〜１．１％
Ｓｉはフェライト安定化元素で、フェライト体積率を増加させて平衡するオ−ステナイト相のＣ濃度を高める効果を有しており、本発明において重要な元素である。また、Ｓｉは低温変態相の焼き戻しを抑制する効果も有している。この２つの効果により、高温での焼き戻しで穴広げに有害な粗大な鉄炭化物の生成を抑えて、穴広げ性を確保するために０．２５％以上含有させる。しかしながら、１．１％を超えてＳｉを含有させるとＳｉ添加鋼板特有のＳｉスケ−ルによる表面品質の劣化が著しく生じるばかりでなく、オ−ステナイト相のＣ濃度が高まり過ぎて過度に硬いマルテンサイトが生じることで穴広げ性もむしろ劣化してしまうので、Ｓｉ含有量は１．１％以下とする。好ましくは、０．８％以下である。

Ｍｎ：２％超３．５％以下
Ｍｎは引張強度７８０ＭＰａ以上という強度確保に必要な元素であり２％を超えて含有させる。ただし、３．５％を超えるとフェライトの生成が抑制されて延性が劣化するため、３．５％を上限とするのが良い。さらに好ましくは、２．８％以下である。

Ｐ：０．０２８％以下
Ｐは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であって、出来るだけ低い方が好ましい。特に、０．０２８％を超えて含有されると溶接部靭性の劣化が顕著であることから、Ｐ含有量は０．０２８％以下と定めた。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓも不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であって、やはり低い方が好ましい。特に、０．０１％を超えて含有されると溶接部靭性の劣化が顕著であることから、Ｓ含有量は０．０１％以下と定めた。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜１％
Ａｌはフェライト安定化元素で、フェライト体積率を増加させて平衡するオ−ステナイト相のＣ濃度を高める効果を有しており、本発明において重要な元素である。また、これと共に溶鋼を脱酸するために必要であり、少なくとも０．０３％以上含有させる必要がある。ただし、Ａｌ含有量が１％を超えると溶接性が問題となるため、Ａｌは１％以下と定めた。好ましくは、０．７％以下である。なお、ＡｌはＳｉと比べてフェライトを形成する作用が強く、０．３％以上含有させることが好ましい。

Ｎ：０．０１％以下
Ｎは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、その含有量は低い方が好ましい。特に、Ｎ含有量が０．０１％を超えるとＡｌＮとして消費されるＡｌの量が多くＡｌ添加の効果が小さくなると共に、ＡｌＮによる延性の劣化が目立つようになることから、Ｎ含有量の上限を０．０１％と定めた。

Ｃｕ：１％、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下の少なくとも１種
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、強度向上を目的に少なくとも１種含有させることができる。それぞれ上記上限を超えて含有させると延性の劣化が顕著となるため、上記上限以下の範囲内で含有させることができる。

０．２≦（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ≦０．８０ （１）
０．２≦（Ｓｉ＋Ａｌ）／（Ｍｎ＋Ｎｉ）≦０．８０ （３）
本発明ではフェライト体積率を多くして、延性を確保するとともに、焼鈍過程におけるオーステナイト中へのＣの適度な濃化により低温変態相の硬さを適正化することが重要である。上記式(1)、(3)は連続焼鈍の均熱から冷却過程におけるフェライト形成のしやすさに関与し、式の値が０．２未満の場合は軟質なフェライトが少なく、延性が不十分となり、０．８０を超えるとフェライトが多過ぎて、過度に硬い低温変態相が形成され、穴広げ性が劣る。好ましくは０．３〜０．６である。

式(3)は、Niを含有する鋼組成の場合に、式(1)に代えて適用される。したがって、本発明においては、NiはCu、Moなどと同様に強度向上元素としてばかりでなく、フェライト抑制元素とてしてMnと同様に作用する。

本発明にかかる高強度鋼板は、その鋼組織がフェライト相、低温変態相、そして残留オーステナイト相とから構成されるが、それらの量的関係は次の通りである。なお、各組織の体積率は、全体積を１としたときのその組織の体積割合を表したものである。

フェライト体積率ＶＦ：０．１〜０．８０
本発明では７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保しつつ延性を向上させるため、フェライト体積率を０．１以上に限定する。一方、０．８を超えると引張強度の確保が困難となるため０．８０以下に限定する。好ましくは０．４〜０．７である。

このようなフェライト体積率の調整は、ＳｉやＡｌなどのフェライト安定化元素とＭｎやＮｉなどのオーステナイト安定化元素の配合量を変えたり、焼鈍条件の均熱温度や冷却速度等を変えたりして行うことができ、これまでの説明からも当業者には容易に理解できる。

なお、ここでいうフェライト体積率には、低温変態相を構成しているフェライトは含まない。
０．１５≦Ｃ／（１−ＶＦ）≦０．５０ （２）
フェライト以外の第２相（低温変態相および残留オーステナイト）に含まれるＣ量をコントロールするため、Ｃ／（１−ＶＦ）の値を０．１５から０．５０の間に限定する。０．１５未満ではＶＦ≧０．１とした上での強度確保に必要な低温変態相の硬さが得られず、０．５０を超えると非常に硬質なマルテンサイトや残留オーステナイトの体積率が多くなり穴広げ性の劣化をもたらす。

残留オーステナイト体積率ＶＡ：０．３０以下
本発明において残留オーステナイトは不可避的に混入する相である。鋼板の伸びを高くするのに好都合な組織である反面、加工による歪誘起変態で生成したマルテンサイトは非常に硬いため、穴広げ性の劣化をもたらす。よって、残留オーステナイトは体積率で０．３０以下に制限する。

残留オーステナイトの体積率は、フェライト以外の第２相のＣ量と、そのＣ量に応じて焼鈍過程の均熱温度、冷却速度などの条件を適切に制御することにより調整できる。
本発明において鋼組織は残留オーステナイト体積率はＸ線反射強度によって、フェライト体積率および鉄炭化物の大きさは断面の電子顕微鏡写真によってそれぞれ測定することで決定するものとする。

低温変態相に含まれる鉄炭化物の粒径：５００ｎｍ以下
本発明の低温変態相とは、マルテンサイト、ベイナイト、およびそれらが焼き戻されたものを指し、本発明の高強度鋼板は、鋼組織としてこれらのうちいずれか１種または２種以上を必ず含むものとする。本発明の低温変態相は、過度に硬くなって穴広げ性の劣化をもたらすことを避けるため、相の内部において一部のＣを微細鉄炭化物として析出した状態とする。つまり、本発明の低温変態相は粒径１〜１００ｎｍの鉄炭化物を含んだものであることが好ましい。
ただし、機構は必ずしも明らかではないが、低温変態相中に粗大な鉄炭化物が生じる場合があり、その鉄炭化物の粒径が５００ｎｍを超えると、それを起点とした亀裂の発生により穴広げ性の劣化をもたらすため、５００ｎｍ以下に制限しなければならない。

このような粗大な鉄炭化物の生成は、（１）Ｓｉ量が０．５％未満、（２）熱間圧延の巻取温度が６００℃以上、（３）焼鈍過程で冷却中の６００〜３５０℃間の保持時間が長い、といった条件が重なった場合に顕著である。鉄炭化物の大きさを５００ｎｍ以下とするには、通常の条件下では、これらの条件を避けるとともに、好ましくはＣｒまたはＭｏを添加するとよい。

低温変態相はその量、つまり体積率が特に限定されないが、好ましくは、体積率で０．２５程度は存在するのがよい。
本発明にかかる高強度鋼板の製造方法は、上述のような鋼組成を備えた鋼塊または鋼片に熱間圧延、冷間圧延そして熱処理を行うことで上述のような鋼組織を実現できるものであればよく、特に制限されないが、その一例を説明する。

本発明に係る組成の鋼は、熱間圧延後、低温で巻取ると焼きが入って硬くなるため後続の冷間圧延が困難になる。逆に高温で巻取ると、易酸化元素のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌを多く含むため熱延鋼板表面の酸化が顕著となり、酸洗後のスケール残りが問題となる。そのため、熱間圧延後の巻取は上記のような不都合が回避できる４５０〜７００℃で実施することと定めた。ただ、熱延鋼板は出来るだけ酸洗、冷間圧延が容易であることが望まれるため、巻取温度は５００〜６５０℃で実施するのが好ましい。脱スケールの方法としては前記の酸洗のほか、スキンパス圧下によるメカニカルデスケーリングやショットブラスト、研削等を選択できる。

冷延鋼板の連続焼鈍では、最終的に低温変態相を含む組織とするためにＡｃ１変態点以上の温度域で均熱が行われる。ただし、加熱温度が低すぎるとセメンタイトが再固溶するのに時間がかかり過ぎ、高すぎると昇温コストがかさむほか設備への負荷も大きいことから、８００〜８６０℃で均熱することが望ましい。

その後の冷却は、焼鈍過程においてオーステナイト中の適切なＣ濃度を得るとともに粗大な鉄炭化物の生成を抑制するために平均冷却速度３℃／秒以上として３５０℃未満まで冷却する。平均冷却速度が３℃／秒未満であったり、冷却終了温度が３５０℃以上であったりすると、非常に硬いマルテンサイトを含む組織が生成したり、粗大な炭化物が生成したりして、強度が低下したり穴広げ性が劣化したりする場合がある。

低温変態相を適度に軟質化させることにより穴広げ性をさらに向上させるという観点からは、上記冷却ののちに２００〜３５０℃の温度域に５００秒以下の時間滞在させることが好ましい。ここで、上記温度が３５０℃を上回ると低温変態相中の鉄炭化物が粗くなって目的とする強度が得られない場合がある。好ましくは３３０℃以下である。一方、２００℃を下回ると低温変態相を適度に軟質化させることにより穴広げ性をさらに向上させるという効果を十分に得ることが難しい。また、滞在時間が５００秒を超えると変態相が過度に軟質化して目的とする強度が得られない場合がある。好ましくは４００秒以内である。上記効果を確実に得るために、滞在時間は５０秒以上が好ましく、１００秒以上がより好ましい。

このように、本発明によれば、加工に際して従来のように残留オーステナイトの歪誘起変態による大きな伸びが確保され、一方、十分な量の軟質フェライトが存在することから、また低温変態相における炭素量が少ないことから、局部延性が確保されるため、すぐれた穴拡げ性が実現される。また本発明の鋼組成では強度もそのような低温変態相の存在により780MPa以上を確保できる。

なお、得られた鋼板に各種金属の電気めっきを施しても何ら差し支えない。あるいは、連続焼鈍の冷却途中に溶融めっきを施す場合でも、前記冷却条件および滞在時間を満足する限り、本発明の効果が失われることはない。めっき金属としては実用上からは亜鉛が例示される。

表１に示す各成分組成の鋼を溶製、鋳造してスラブとした。次に１２５０℃に１時間均熱した後、仕上温度９００℃となるよう熱間圧延機により圧延し、５ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。そして、巻取シュミレ−ションとして、鋼板は熱間圧延後直ちに強制空冷或いは水スプレ−冷却にて５５０〜６５０℃の温度まで冷却し、続いて該温度に保持した電気炉の中に装入して１時間保持した後、２０℃／時の冷却速度で炉冷した。次いで、得られた熱延鋼板を表面研削により脱スケ−ルを行い、２．８ｍｍ厚の冷延母材とし、これを１．４ｍｍ厚まで冷間圧延した。

得られた冷延鋼板は、連続焼鈍シュミレ−ションとして、赤外線加熱炉にて１０℃／秒で８２０℃まで加熱し、その温度に４０秒間保持してから２〜１５℃／秒の平均冷却速度で２１０〜３８０℃の温度へ冷却し、その温度で８０〜７００秒保持した。

その後、鋼番号２０〜２８は片面あたり付着量３５ｇ／ｍ２の電気亜鉛めっきを両面に施した。
それぞれ得られた鋼板からＪＩＳ５号引張試験片を採取して引張試験に供すると共に、穴広げ試験を実施した。穴広げ試験は、片側クリアランス１２％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた試験片について、バリを外側にして６０度円錐ポンチを押し込み、亀裂発生限界の穴直径を測定し穴広げ率を求めた。

ここで、穴広げ率は下記のように定義する。
穴広げ率（％）＝（亀裂発生限界の穴直径（ｍｍ）−１０）／１０×１００
本発明では、ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）≧１５０００、かつ、ＴＳ（ＭＰａ）×穴広げ率（％）≧３００００のものを、延性と穴広げ性が両立した加工性に優れた高強度鋼板とした。

また、各焼鈍板につき、Ｘ線反射強度測定により残留オ−ステナイト体積率の測定、および断面組織の電子顕微鏡写真を用いてフェライト体積率の測定も行った。さらに高倍率の電子顕微鏡写真により、低温変態相中の１０μｍ四方相当の視野における最大の鉄炭化物の大きさを測定した。

これらの結果を表２に示す。表２に示される結果から、本発明の規定する範囲を外れる鋼は、目的とする強度レベルで高い伸びと穴広げ性との両立が得られないことが示されている。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．３％、Ｓｉ：０．２５〜１．１％、Ｍｎ：２％超３．５％以下、Ｐ：０．０２８％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜１％、およびＮ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなるとともに下記式（１）を満たす鋼組成を有し、鋼組織は、フェライト、低温変態相および残留オーステナイトからなり、前記フェライトの体積率ＶＦが０．１〜０．８０であるとともに下記式（２）を満たし、前記残留オーステナイトの体積率ＶＡが０．３０以下であり、かつ前記低温変態相に含まれる鉄炭化物の粒径が５００ｎｍ以下であることを特徴とする引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板。
   ０．２≦（Ｓｉ＋Ａｌ）／Ｍｎ≦０．８ （１）
   ０．１５≦Ｃ／（１−ＶＦ）≦０．５０ （２）
   ここで、式中のＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃはそれぞれの元素の含有量（単位：質量％）を示す。
2. 質量％で、Ｃ：０．０８〜０．３％、Ｓｉ：０．２５〜１．１％、Ｍｎ：２％超３．５％以下、Ｐ：０．０２８％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜１％、およびＮ：０．０１％以下を含有し、さらにＣｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下およびＢ：０．００５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有するとともに下記式（３）を満たす鋼組成を有し、鋼組織は、フェライト、低温変態相および残留オーステナイトからなり、前記フェライトの体積率ＶＦが０．１〜０．８０であり下記式（２）を満たし、前記残留オーステナイト体積率ＶＡが０．３０以下であり、かつ前記低温変態相に含まれる鉄炭化物の粒径が５００ｎｍ以下であることを特徴とする引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板。
   ０．２≦（Ｓｉ＋Ａｌ）／（Ｍｎ＋Ｎｉ）≦０．８０ （３）
   ０．１５≦Ｃ／（１−ＶＦ）≦０．５０ （２）
   ここで、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃはそれぞれの元素の含有量（単位：質量％）を示す。
3. 鋼板表面にめっき層を備えることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 請求項１または２に記載の鋼組成を有する鋼塊または鋼片に、熱間圧延を施し、脱スケール後、得られた熱延鋼板に冷間圧延を施し、次いで、得られた冷延鋼板に連続焼鈍を施し、あるいはさらにめっきを施す高強度鋼板の製造方法において、前記熱間圧延の後の巻取温度を４５０〜７００℃とし、前記連続焼鈍において前記冷延鋼板をＡｃ１変態点以上の温度域に加熱し、３℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃未満の温度域まで冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
5. 前記連続焼鈍において、冷延鋼板を３５０℃未満の温度域まで冷却したのちに、該冷延鋼板を２００〜３５０℃の温度域に５００秒以下滞在させたのちに室温まで冷却することを特徴とする請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法。