本發(fā)明涉及主要適合于汽車的結(jié)構(gòu)構(gòu)件的成形性優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法，特別是要得到具有780mpa以上的拉伸強度(ts)、不僅延展性優(yōu)良、而且延伸凸緣性也優(yōu)良、并且材質(zhì)穩(wěn)定性優(yōu)良的高強度鋼板。

背景技術：

近年來，為了確保碰撞時的乘務人員的安全性、改善車身輕量化所帶來的燃料效率，正積極地推進將拉伸強度(ts)為780mpa以上并且其板厚較薄的高強度鋼板應用于汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件的動態(tài)。

而且，最近，還研究具有980mpa級、1180mpa級的ts的強度極高的高強度鋼板的應用。

但是，一般而言，鋼板的高強度化會導致成形性的降低，因此，難以兼顧高強度和優(yōu)良的成形性，期望同時具有高強度和優(yōu)良的成形性的鋼板。

另外，鋼板的形狀凍結(jié)性由于鋼板的高強度化、薄壁化而顯著降低，為了應對這種情況，廣泛進行如下方法：在沖壓成形時預先預測脫模后的形狀變化，設計將其形狀變化量估計在內(nèi)的模具。

但是，該形狀變化量基于ts來預測，因此，鋼板的ts發(fā)生波動時，所預測的形狀變化值與實際的形狀變化量的偏差增大，從而誘發(fā)形狀不良。而且，形成該形狀不良的鋼板在沖壓成形后需要一個一個的對形狀進行板金加工等的修正，使量產(chǎn)效率顯著降低。因此，要求盡可能地減小鋼板的ts的波動。

于是，針對該要求，例如，在專利文獻1中公開了一種加工性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有c：0.06％以上且0.60％以下、si+al：0.5％以上且3.0％以下、mn：0.5％以上且3.0％以下、p：0.15％以下、s：0.02％以下，并且，具有回火馬氏體相對于全部組織的面積率為15％以上、鐵素體相對于全部組織的面積率為5％以上且60％以下、殘余奧氏體相對于全部組織的體積率為5％以上、并且可以含有貝氏體和/或馬氏體的組織，并且，上述殘余奧氏體中，通過施加2％應變而相變?yōu)轳R氏體的殘余奧氏體的比例為20～50％。

另外，在專利文獻2中公開了一種伸長率和擴孔性優(yōu)良的高強度薄鋼板，其特征在于，具有以質(zhì)量％計含有c：0.05％以上且0.35％以下、si：0.05％以上且2.00％以下、mn：0.8％以上且3.0％以下、p：0.0010％以上且0.1000％以下、s：0.0005％以上且0.0500％以下、al：0.01％以上且2.00％以下、且余量由fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼組成，金屬組織以鐵素體或貝氏體或回火馬氏體作為主體且含有3％以上且30％以下的殘余奧氏體，所述鋼板中，在上述奧氏體與鐵素體、貝氏體和馬氏體相接的相界面，處于上述奧氏體的中心濃度cgc與奧氏體晶粒的晶界的濃度cgb滿足cgb/cgc＞1.3的范圍內(nèi)的奧氏體晶粒為50％以上。

在專利文獻3中公開了一種高強度鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有c：超過0.17％且0.73％以下、si：3.0％以下、mn：0.5％以上且3.0％以下、p：0.1％以下、s：0.07％以下、al：3.0％以下和n：0.010％以下，并且滿足si+al：0.7％以上，余量由fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，作為鋼板組織，馬氏體相對于鋼板組織整體的面積率為10％以上且90％以下、殘余奧氏體的量為5％以上且50％以下、上部貝氏體中的貝氏體鐵素體相對于鋼板組織整體的面積率為5％以上，上述馬氏體中25％以上為回火馬氏體，上述馬氏體相對于鋼板組織整體的面積率、上述殘余奧氏體的量和上述上部貝氏體中的貝氏體鐵素體相對于鋼板組織整體的面積率的合計為65％以上，多邊形鐵素體相對于鋼板組織整體的面積率滿足10％以下，并且上述殘余奧氏體中的平均c量為0.70％以上，所述鋼板的ts為980mpa以上。

在專利文獻4中公開了一種ts為980mpa以上的高屈服比高強度冷軋鋼板，其特征在于，具有以質(zhì)量％計含有c：超過0.06％且0.24％以下、si：0.3％以下、mn：0.5％以上且2.0％以下、p：0.06％以下、s：0.005％以下、al：0.06％以下、n：0.006％以下、mo：0.05％以上且0.50％以下、ti：0.03％以上且0.20％以下、v：超過0.15且1.20％以下、余量由fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成、c、ti、mo、v含量滿足0.8≤(c/12)/{(ti/48)+(mo/96)+(v/51)}≤1.5的成分組成，鐵素體以面積比率計為95％以上，平均粒徑小于10nm的含有ti、mo和v的碳化物分散析出，并且，該含有ti、mo和v的碳化物具有由原子％表示的ti、mo、v滿足v/(ti+mo+v)≥0.3的平均組成。

在專利文獻5中公開了一種加工性優(yōu)良的高強度鋼板，其特征在于，具有以質(zhì)量％計含有c：0.05％以上且0.30％以下、si：0.01％以上且2.50％以下、mn：0.5％以上且3.5％以下、p：0.003％以上且0.100％以下、s：0.02％以下、al：0.010％以上且1.500％以下、si+al：0.5％以上且3.0％以下、余量由fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的成分組成，具有以面積率計含有20％以上的鐵素體、10％以上且60％以下的回火馬氏體、0％以上且10％的馬氏體、以體積率計含有3％以上且10％的殘余奧氏體、回火馬氏體的維氏硬度(m)與鐵素體的維氏硬度(f)之比m/f為3.0以下的金屬組織。

在專利文獻6中公開了一種鋼帶內(nèi)的材質(zhì)的波動小的成形性優(yōu)良的高強度熱鍍鋅鋼帶，其特征在于，具有以質(zhì)量％計含有c：0.05％以上且0.2％以下、si：0.5％以上且2.5％以下、mn：1.5％以上且3.0％以下、p：0.001％以上且0.05％以下、s：0.0001％以上且0.01％以下、al：0.001％以上且0.1％以下、n：0.0005％以上且0.01％以下、余量由fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的成分組成，具有含有鐵素體和馬氏體、上述鐵素體相在組織整體中所占的面積率為50％以上、上述馬氏體的面積率為30％以上且50％以下的顯微組織，并且、鋼帶內(nèi)的最大拉伸強度與最小拉伸強度之差為60mpa以下。

現(xiàn)有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2004-218025號公報

專利文獻2：日本特開2011-195956號公報

專利文獻3：日本特開2010-90475號公報

專利文獻4：日本特開2008-174802號公報

專利文獻5：日本特開2010-275627號公報

專利文獻6：日本特開2011-32549號公報

技術實現(xiàn)要素：

發(fā)明所要解決的問題

但是，專利文獻1中記載的高強度鋼板中，公開了加工性和形狀凍結(jié)性優(yōu)良，專利文獻2中記載的高強度薄鋼板中，公開了伸長率和擴孔性優(yōu)良，專利文獻3中記載的高強度鋼板中，公開了加工性中、特別是延展性和延伸凸緣性優(yōu)良，但均沒有考慮材質(zhì)穩(wěn)定性、即ts的波動。

專利文獻4中記載的高屈服比高強度冷軋鋼板中，使用了昂貴的元素mo、v，因此成本高。此外，該鋼板的伸長率(el)低至約19％。

專利文獻5中記載的高強度鋼板中，例如，在980mpa以上的ts下顯示出ts×el為約24000mpa·％，比通用材料高，但在應對最近的針對鋼板的要求方面，鋼板的伸長率(el)尚不充分。

專利文獻6中記載的高強度熱鍍鋅鋼帶中，公開了鋼帶內(nèi)的材質(zhì)的波動小、成形性優(yōu)良，但沒有活用殘余奧氏體，因此殘留有el低的問題。

本發(fā)明鑒于上述現(xiàn)狀，其目的在于提供在具有780mpa以上的拉伸強度(ts)的同時不僅延展性優(yōu)良、而且延伸凸緣性也優(yōu)良、并且材質(zhì)穩(wěn)定性也優(yōu)良的高強度鋼板及其制造方法。

需要說明的是，在本發(fā)明中，材質(zhì)穩(wěn)定性優(yōu)良是指，退火處理中的退火溫度變化40℃(±20℃)時的ts的變動量即δts為40mpa以下(優(yōu)選為29mpa以下)、并且退火溫度變化40℃時的el的變動量即δel為3％以下(優(yōu)選為1.8％以下)的情況。

用于解決問題的方法

發(fā)明人為了解決上述問題而反復進行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)了以下的事項。

將鋼坯加熱至預定溫度后，實施熱軋而得到熱軋板，根據(jù)需要在熱軋后對熱軋板實施熱處理，使熱軋板軟質(zhì)化。然后，通過在冷軋后的奧氏體單相區(qū)的第一次退火處理后的冷卻中活用添加到鋼坯中的b來抑制鐵素體相變和珠光體相變。

接著，通過使第二次退火前的組織形成馬氏體單相組織、貝氏體單相組織、或者以馬氏體和貝氏體作為主體的組織，在第二次退火后的冷卻和保持過程中生成大量的不是多邊形的鐵素體和貝氏體鐵素體。

通過使該不是多邊形的鐵素體和貝氏體鐵素體大量生成，能夠確保微細的殘余奧氏體的適當量。因此，以鐵素體和貝氏體鐵素體作為主體，形成包含微細的殘余奧氏體的組織，能夠制造具有780mpa以上的ts、不僅延展性優(yōu)良、而且延伸凸緣性優(yōu)良、并且材質(zhì)穩(wěn)定性優(yōu)良的高強度鋼板的制造。

需要說明的是，在本發(fā)明中，在ts：780mpa級下為el≥34％、在ts：980mpa級下為el≥27％和ts：1180mpa級下為el≥23％時，稱為el(總伸長率)良好。

即，本發(fā)明的主旨構(gòu)成如下所述。

1.一種高強度鋼板，其特征在于，

具有如下成分組成：以質(zhì)量％計含有c：0.08％以上且0.35％以下、si：0.50％以上且2.50％以下、mn：1.60％以上且3.00％以下、p：0.001％以上且0.100％以下、s：0.0001％以上且0.0200％以下、n：0.0005％以上且0.0100％以下、ti：0.005％以上且0.100％以下和b：0.0001％以上且0.0050％以下，余量由fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并且mn量除以b量而得到的值為2100以下，

并且具有如下鋼組織：

以面積率計，鐵素體與貝氏體鐵素體的合計為25％以上且80％以下、馬氏體為3％以上且20％以下，以體積率計，殘余奧氏體為10％以上，

上述殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為2μm以下，

上述殘余奧氏體中的平均mn量(質(zhì)量％)為鋼中的mn量(質(zhì)量％)的1.2倍以上，

7個以上的具有同一方位的殘余奧氏體的晶粒聚集而成的殘余奧氏體的集合體以面積率計為全部殘余奧氏體的60％以上。

2.如上述1所述的高強度鋼板，其特征在于，上述成分組成進一步以質(zhì)量％計含有選自al：0.01％以上且1.00％以下、nb：0.005％以上且0.100％以下、cr：0.05％以上且1.00％以下、cu：0.05％以上且1.00％以下、sb：0.0020以上且0.2000％以下、sn：0.0020％以上且0.2000％以下、ta：0.0010％以上且0.1000％以下、ca：0.0003％以上且0.0050％以下、mg：0.0003％以上且0.0050％以下和rem：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一種元素。

3.一種高強度鋼板的制造方法，其特征在于，

將具有上述1或2所述的成分組成的鋼坯加熱至1100℃以上且1300℃以下，

將精軋出口側(cè)溫度設定為800℃以上且1000℃以下來對上述鋼坯進行熱軋而制成鋼板，

將平均卷取溫度設定為450℃以上且700℃以下來對上述鋼板進行卷取，

對上述鋼板實施酸洗處理，

然后，任意地將上述鋼板在450℃以上且ac1相變點以下的溫度下保持900s以上且36000s以下的時間，

然后，以30％以上的壓下率對上述鋼板進行冷軋，

然后，進行將上述鋼板加熱至820℃以上且950℃以下的溫度的第一次退火處理，

接著，將上述鋼板冷卻至ms點以下的第一冷卻停止溫度，

然后，實施將上述鋼板再加熱至740℃以上且840℃以下的溫度的第二次退火處理，

然后，將上述鋼板以10℃/s以上且50℃/s以下的平均冷卻速度冷卻至300℃以上且550℃以下的第二冷卻停止溫度范圍的溫度，

將上述鋼板在上述第二冷卻停止溫度范圍內(nèi)保持10s以上的時間，

從而制造上述1或2所述的高強度鋼板。

4.如上述3所述的高強度鋼板的制造方法，其特征在于，在上述第二冷卻停止溫度范圍內(nèi)保持后，進一步進行將上述鋼板加熱至100℃以上且300℃以下的溫度的第三次退火處理。

5.一種高強度鍍鋅鋼板的制造方法，其特征在于，對上述1或2所述的高強度鋼板實施鍍鋅處理。

發(fā)明效果

根據(jù)本發(fā)明，能夠有效地得到具有780mpa以上的ts、不僅延展性優(yōu)良、而且延伸凸緣性也優(yōu)良、并且材質(zhì)穩(wěn)定性優(yōu)良的高強度鋼板。另外，通過將依據(jù)本發(fā)明的方法得到的高強度鋼板應用于例如汽車結(jié)構(gòu)構(gòu)件中，能夠?qū)崿F(xiàn)車身輕量化所帶來的燃料效率改善，產(chǎn)業(yè)上的利用價值極大。

具體實施方式

以下，對本發(fā)明的一個實施方式具體地進行說明。

本發(fā)明中，將鋼坯加熱至預定溫度后，對該鋼坯進行熱軋而得到熱軋板。接著，根據(jù)需要在熱軋后對熱軋板實施熱處理，使熱軋板軟質(zhì)化。然后，通過在冷軋后的奧氏體單相區(qū)的第一次退火處理后的冷卻中活用添加到鋼坯中的b來抑制鐵素體相變和珠光體相變，使第二次退火前的組織形成馬氏體單相組織、貝氏體單相組織、或者以馬氏體和貝氏體作為主體的組織。通過形成這樣的組織，能夠在第二次退火后的冷卻和保持過程生成大量的鐵素體和貝氏體鐵素體，進而能夠確保微細的殘余奧氏體的適當量。這樣的具有以鐵素體和貝氏體鐵素體作為主體且包含微細的殘余奧氏體的組織的鋼板是具有780mpa以上的拉伸強度(ts)、不僅延展性優(yōu)良、而且延伸凸緣性也優(yōu)良、并且材質(zhì)穩(wěn)定性也優(yōu)良的高強度鋼板。

需要說明的是，在本發(fā)明中，在像上述鐵素體那樣僅稱為鐵素體的情況下，以針狀鐵素體作為主體，但也可以含有多邊形鐵素體、未再結(jié)晶鐵素體。但是，為了確保良好的延展性，優(yōu)選將未再結(jié)晶鐵素體以相對于上述鐵素體的面積率計抑制為小于5％。

首先，將本發(fā)明中的鋼的成分組成的適當范圍及其限定理由示于如下。

c：0.08質(zhì)量％以上且0.35質(zhì)量％以下

c是在將鋼強化時重要的元素，具有高的固溶強化能力。在利用基于馬氏體的組織強化的情況等下，是用于調(diào)節(jié)馬氏體的面積率、硬度的必不可少的元素。

在此，c量低于0.08質(zhì)量％時，無法得到所需的馬氏體的面積率，馬氏體不會硬質(zhì)化，因此，得不到鋼板的充分的強度。另一方面，c量超過0.35質(zhì)量％時，會產(chǎn)生鋼板的脆化、延遲破壞的擔憂。

因此，c量設定為0.08質(zhì)量％以上且0.35質(zhì)量％以下，優(yōu)選為0.12質(zhì)量％以上且0.30質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0.17質(zhì)量％以上且0.26質(zhì)量％以下的范圍。

si：0.50質(zhì)量％以上且2.50質(zhì)量％以下

si是對于使殘余奧氏體分解而抑制碳化物的生成有效的元素。此外，si在鐵素體中具有高的固溶強化能力，并且具有使固溶c從鐵素體排出至奧氏體而將鐵素體潔凈化、從而提高鋼板的延展性的性質(zhì)。另外，固溶于鐵素體中的si具有提高加工硬化能力、提高鐵素體自身的延展性的效果。另外，能夠減小ts的波動、el的波動。為了得到這樣的效果，需要含有0.50質(zhì)量％以上的si量。

另一方面，si量超過2.50質(zhì)量％時，異常組織發(fā)達，鋼板的延展性和材質(zhì)穩(wěn)定性降低。因此，si量設定為0.50質(zhì)量％以上且2.50質(zhì)量％以下，優(yōu)選為0.80質(zhì)量％以上且2.00質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為1.20質(zhì)量％以上且1.80質(zhì)量％以下。

mn：1.60質(zhì)量％以上且3.00質(zhì)量％以下

mn對于確保鋼板的強度是有效的。另外，會提高淬透性而使復合組織化變得容易。同時，mn具有抑制冷卻過程中的珠光體、貝氏體的生成的作用，使從奧氏體向馬氏體的相變變得容易。為了得到這樣的效果，需要使mn量為1.60質(zhì)量％以上。

另一方面，mn量超過3.00質(zhì)量％時，板厚方向的mn偏析變得顯著，導致材質(zhì)穩(wěn)定性的降低。因此，mn量設定為1.60質(zhì)量％以上且3.00質(zhì)量％以下，優(yōu)選為1.60質(zhì)量％以上且低于2.5質(zhì)量％，更優(yōu)選為1.80質(zhì)量％以上且2.40質(zhì)量％以下。

p：0.001質(zhì)量％以上且0.100質(zhì)量％以下

p是具有固溶強化的作用、可以根據(jù)期望的強度進行添加的元素。另外，是用于促進鐵素體相變而對復合組織化也有效的元素。為了得到這樣的效果，需要使p量為0.001質(zhì)量％以上。

另一方面，p量超過0.100質(zhì)量％時，會導致焊接性的劣化，并且，在對鋅鍍層進行合金化處理的情況下，會使合金化速度降低而損害鋅鍍層的品質(zhì)。因此，p量設定為0.001質(zhì)量％以上且0.100質(zhì)量％以下，優(yōu)選為0.005質(zhì)量％以上且0.050質(zhì)量％以下。

s：0.0001質(zhì)量％以上且0.0200質(zhì)量％以下

s在晶界偏析而在熱加工時使鋼脆化，并且以硫化物的形式存在而使局部變形能力降低。因此，鋼中含量需要設定為0.0200質(zhì)量％以下。

另一方面，從生產(chǎn)技術上的制約考慮，需要使s量為0.0001質(zhì)量％以上。因此，s量設定為0.0001質(zhì)量％以上且0.0200質(zhì)量％以下，優(yōu)選為0.0001質(zhì)量％以上且0.0050質(zhì)量％以下。

n：0.0005質(zhì)量％以上且0.0100質(zhì)量％以下

n是使鋼的耐時效性劣化的元素。特別是，n量超過0.0100質(zhì)量％時，耐時效性的劣化變得顯著，因此，其量越少越優(yōu)選。

另一方面，從生產(chǎn)技術上的制約考慮，n量需要設定為0.0005質(zhì)量％以上。因此，n量設定為0.0005質(zhì)量％以上且0.0100質(zhì)量％以下、優(yōu)選為0.0005質(zhì)量％以上且0.0070質(zhì)量％以下。

ti：0.005質(zhì)量％以上且0.100質(zhì)量％以下

ti使n以tin的形式析出，因此，在添加有b的情況下，可抑制bn的析出，因此，有效地表現(xiàn)出如下說明的b的添加效果。另外，與c、s、n形成析出物而有效地有助于強度和韌性的提高。為了得到這樣的效果，需要使ti含量為0.005質(zhì)量％以上。

另一方面，ti含量超過0.100質(zhì)量％時，析出強化過度發(fā)揮作用，導致延展性的降低。因此，ti量設定為0.005質(zhì)量％以上且0.100質(zhì)量％以下、優(yōu)選為0.010質(zhì)量％以上且0.080質(zhì)量％以下。

b：0.0001質(zhì)量％以上且0.0050質(zhì)量％以下

在本發(fā)明中是極其重要的添加元素。這是因為，在第一次退火處理后的冷卻過程中，能夠抑制鐵素體、珠光體、貝氏體的相變，能夠使第二次退火處理前的組織形成馬氏體單相組織、貝氏體單相組織、或者以混合存在有馬氏體和貝氏體的組織作為主體的組織。其結(jié)果，最終得到期望的穩(wěn)定的殘余奧氏體的體積率和均勻分散有微細的殘余奧氏體的組織，延展性和材質(zhì)穩(wěn)定性提高。因此，b量設定為0.0001質(zhì)量％以上且0.0050質(zhì)量％，優(yōu)選為0.0005質(zhì)量％以上且0.0030質(zhì)量％以下。

mn量除以b量而得到的值：2100以下

在本發(fā)明中是極其重要的控制因子。特別是在低mn成分體系中，在第一次退火處理后的冷卻過程中，鐵素體、珠光體、貝氏體的相變進行，第二次退火處理前的組織成為包含鐵素體、珠光體、貝氏體的組織。因此，在本發(fā)明中，為了活用b而在第一次退火處理后的冷卻過程中抑制鐵素體、珠光體、貝氏體的相變、從而確保良好的延展性和材質(zhì)穩(wěn)定性，需要使鋼中的mn量除以鋼中的b量而得到的值為2100以下。優(yōu)選mn量除以b量而得到的值為2000以下。需要說明的是，mn量除以b量而得到的值的下限沒有特別限定，優(yōu)選為約300。

本發(fā)明的高強度鋼板優(yōu)選在上述的成分組成的基礎上進一步單獨或組合地含有選自al：0.01質(zhì)量％以上且1.00質(zhì)量％以下、nb：0.005質(zhì)量％以上且0.100質(zhì)量％以下、cr：0.05質(zhì)量％以上且1.00質(zhì)量％以下、cu：0.05質(zhì)量％以上且1.00質(zhì)量％以下、sb：0.0020質(zhì)量％以上且0.2000質(zhì)量％以下、sn：0.0020質(zhì)量％以上且0.2000質(zhì)量％以下、ta：0.0010質(zhì)量％以上且0.1000質(zhì)量％以下、ca：0.0003質(zhì)量％以上且0.0050質(zhì)量％以下、mg：0.0003質(zhì)量％以上且0.0050質(zhì)量％以下、rem：0.0003質(zhì)量％以上且0.0050質(zhì)量％以下中至少一種元素。需要說明的是，鋼板的成分組成的余量為fe和不可避免的雜質(zhì)。

al：0.01質(zhì)量％以上且1.00質(zhì)量％以下

al是生成鐵素體、對提高強度與延展性的平衡有效的元素。為了得到這樣的效果，需要使al量為0.01質(zhì)量％以上。另一方面，al量超過1.00質(zhì)量％時，導致表面性狀的劣化。因此，al量優(yōu)選為0.01質(zhì)量％以上且1.00質(zhì)量％以下，更優(yōu)選為0.03質(zhì)量％以上且0.50質(zhì)量％以下。

nb在熱軋時或退火時形成微細的析出物而使強度升高。為了得到這樣的效果，需要添加0.005質(zhì)量％以上的nb量。另一方面，nb量超過0.100質(zhì)量％時，成形性降低。因此，在添加nb的情況下，其含量設定為0.005質(zhì)量％以上且0.100質(zhì)量％以下。

cr和cu不僅作為固溶強化元素發(fā)揮作用，而且在退火時的冷卻過程中將奧氏體穩(wěn)定化，使復合組織化變得容易。為了得到這樣的效果，cr量和cu量需要分別設定為0.05質(zhì)量％以上。另一方面，cr量、cu量超過1.00質(zhì)量％時，鋼板的成形性降低。因此，在添加cr和cu的情況下，其含量分別設定為0.05質(zhì)量％以上且1.00質(zhì)量％以下。

從抑制由于鋼板表面的氮化、氧化而產(chǎn)生的鋼板表層的約數(shù)十μm的區(qū)域的脫碳的觀點考慮，根據(jù)需要添加sb和sn。這是因為，抑制這樣的氮化、氧化時，防止鋼板表面的馬氏體的生成量減少，對于確保鋼板的強度、材質(zhì)穩(wěn)定性有效。另一方面，關于這些元素，超過0.2000質(zhì)量％而過量添加時，導致韌性的降低。因此，在添加sb和sn的情況下，其含量分別設定為0.0020質(zhì)量％以上且0.2000質(zhì)量％以下的范圍內(nèi)。

ta與ti、nb同樣地，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高強度化。此外，一部分固溶于nb碳化物、nb碳氮化物，生成(nb,ta)(c,n)這樣的復合析出物，顯著抑制析出物的粗大化。另外，認為析出物的粗大化的抑制具有使對鋼板的強度提高的貢獻率穩(wěn)定化的效果。因此，優(yōu)選含有ta。

在此，前述的析出物穩(wěn)定化的效果通過使ta的含量為0.0010質(zhì)量％以上而得到，另一方面，即使過量添加ta，析出物穩(wěn)定化效果也飽和，而且合金成本增加。因此，在添加ta的情況下，其含量設定為0.0010質(zhì)量％以上且0.1000質(zhì)量％以下的范圍內(nèi)。

ca、mg和rem是用于脫氧的元素。另外，是用于使硫化物的形狀球狀化、改善硫化物對局部延展性和延伸凸緣性的不利影響的有效元素。為了得到這些效果，需要分別添加0.0003質(zhì)量％以上。另一方面，ca、mg和rem超過0.0050質(zhì)量％而過量添加時，會引起夾雜物等的增加而在表面、內(nèi)部產(chǎn)生缺陷等。

因此，在添加ca、mg和rem的情況下，其含量分別設定為0.0003質(zhì)量％以上且0.0050質(zhì)量％以下。

接著，對顯微組織進行說明。

鐵素體與貝氏體鐵素體的面積率的合計：25％以上且80％以下

本發(fā)明的高強度鋼板包含在以富有延展性的軟質(zhì)的鐵素體作為主體的組織中主要分散有擔負延展性的殘余奧氏體和擔負強度的馬氏體的復合組織。而且，為了確保充分的延展性和延伸凸緣性，在本發(fā)明中，需要使鐵素體與貝氏體鐵素體的面積率的合計為25％以上。另一方面，為了確保強度，需要使鐵素體與貝氏體鐵素體的面積率的合計為80％以下。

本發(fā)明中的貝氏體鐵素體是在740℃以上且840℃以下的溫度范圍內(nèi)的退火后的600℃以下的冷卻和保持過程中生成的鐵素體，是與通常的鐵素體相比位錯密度較高的鐵素體。

另外，“鐵素體和貝氏體鐵素體的面積率”通過以下的方法求出。首先，對與鋼板的軋制方向平行的板厚斷面(l斷面)進行研磨后，用3體積％硝酸乙醇溶液腐蝕，使用sem(掃描電子顯微鏡)以2000倍的倍率對板厚1/4位置(從鋼板表面起在深度方向上相當于板厚的1/4的位置)觀察10個視野。接著，使用所得到的組織圖像，使用mediacybernetics公司的image-pro，算出10個視野的各組織(鐵素體、貝氏體鐵素體)的面積率。將上述10個視野的面積率的平均設定為“鐵素體和貝氏體鐵素體的面積率”。需要說明的是，上述的組織圖像中，鐵素體和貝氏體鐵素體呈現(xiàn)灰色的組織(基底組織)，殘余奧氏體和馬氏體呈現(xiàn)白色的組織。

此外，鐵素體和貝氏體鐵素體的識別通過ebsd(電子背散射衍射法)測定來進行。將包含晶界角度小于15°的亞晶界的晶粒(相)判斷為貝氏體鐵素體，求出其面積率，作為貝氏體鐵素體的面積率。鐵素體的面積率通過從上述灰色的組織的面積率中減去貝氏體鐵素體的面積率而算出。

馬氏體的面積率：3％以上且20％以下

在本發(fā)明中，為了確保鋼板的強度，需要使馬氏體的面積率為3％以上。另一方面，為了確保鋼板的良好的延展性，需要使馬氏體的面積率為20％以下。另外，為了確保更良好的延展性和延伸凸緣性，優(yōu)選馬氏體的面積率為15％以下。

需要說明的是，“馬氏體的面積率”通過以下的方法求出。首先，對鋼板的l斷面進行研磨后，用3體積％硝酸乙醇溶液腐蝕，使用sem以2000倍的倍率對板厚1/4位置(從鋼板表面起在深度方向上相當于板厚的1/4的位置)觀察10個視野。接著，使用所得到的組織圖像，使用上述image-pro，算出10個視野的呈白色的馬氏體和殘余奧氏體的合計面積率。然后，從這些值的平均值中減去殘余奧氏體的面積率，由此，可以求出“馬氏體的面積率”。另外，上述的組織圖像中，馬氏體和殘余奧氏體呈現(xiàn)白色的組織。在此，殘余奧氏體的面積率的值使用如下所示的殘余奧氏體的體積率的值。

殘余奧氏體的體積率：10％以上

在本發(fā)明中，為了確保良好的延展性和強度與延展性的平衡，需要使殘余奧氏體的體積率為10％以上。為了確保更良好的延展性和強度與延展性的平衡，優(yōu)選殘余奧氏體的體積率為12％以上。

另外，關于殘余奧氏體的體積率，將鋼板研磨至板厚方向的1/4面，通過該板厚1/4面的衍射x射線強度求出。入射x射線使用mokα射線，求出殘余奧氏體的{111}、{200}、{220}、{311}面的峰的積分強度相對于鐵素體的{110}、{200}、{211}面的峰的積分強度的12種全部組合的強度比，將它們的平均值作為殘余奧氏體的體積率。

殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑：2μm以下

殘余奧氏體的晶粒的微細化有助于鋼板的延展性和材質(zhì)穩(wěn)定性的提高。因此，為了確保良好的延展性和材質(zhì)穩(wěn)定性，需要使殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為2μm以下。為了確保更良好的延展性和材質(zhì)穩(wěn)定性，優(yōu)選使殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為1.5μm以下。

需要說明的是，在本發(fā)明中，“殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑”通過以下的方法求出。首先，使用tem(透射電子顯微鏡)，以15000倍的倍率觀察20個視野，得到組織圖像。使用上述image-pro，求出20個視野的組織圖像中的各個殘余奧氏體晶粒的面積，求出圓當量直徑，對這些值進行平均，求出“殘余奧氏體的平均結(jié)晶粒徑”。在此，上述視野觀察以使板厚1/4的部分為板厚中心的方式從表背面進行磨削，使其厚度為0.3mm，接著，從表背面進行電解研磨，開孔，對于該孔周圍的板厚較薄的部分，使用tem從板面方向進行觀察。

殘余奧氏體中的平均mn量(質(zhì)量％)為鋼中的mn量(質(zhì)量％)的1.2倍以上

在本發(fā)明中是極其重要的控制因子。

這是因為，將殘余奧氏體中的平均mn量(質(zhì)量％)設定為鋼中的mn量(質(zhì)量％)的1.2倍以上，并且使第二次退火前組織形成馬氏體單相組織、貝氏體單相組織、或者混合存在有馬氏體與貝氏體的組織，由此，在第二次退火的升溫過程中，首先，富集有mn的碳化物析出。然后，該碳化物成為基于逆相變的奧氏體的核，最終得到均勻分散有微細的殘余奧氏體的組織，材質(zhì)穩(wěn)定性提高。

需要說明的是，通過利用fe-epma(場發(fā)射電子探針顯微分析儀)進行分析，算出各相的平均mn量(質(zhì)量％)。

另外，殘余奧氏體中的平均mn量(質(zhì)量％)只要為鋼中的mn量(質(zhì)量％)的1.2倍以上則上限沒有特別限制，優(yōu)選為約2.5倍。

7個以上的具有同一方位的殘余奧氏體的晶粒聚集而成的殘余奧氏體的集合體以面積率計為全部殘余奧氏體的60％以上

在本發(fā)明中是極其重要的控制因子。為了通過確保期望的穩(wěn)定的殘余奧氏體的體積率來確保良好的延展性，需要使7個以上的具有同一方位的殘余奧氏體聚集而成的殘余奧氏體的集合體以面積率計為全部殘余奧氏體的60％以上。優(yōu)選使7個以上的具有同一方位的殘余奧氏體聚集而成的殘余奧氏體的集合體以面積率計為全部殘余奧氏體的70％以上。

需要說明的是，本發(fā)明中的同一方位是指，通過ebsd(電子背散射衍射法)分析的各個殘余奧氏體的結(jié)晶方位的差為3°以下。

另外，使7個以上的具有同一方位的殘余奧氏體聚集而成的殘余奧氏體的集合體以面積率計為全部殘余奧氏體的60％以上的條件在一次退火處理后無法實現(xiàn)，通過兩次退火處理首次得到。

關于具有同一方位的殘余奧氏體，對鋼板的l斷面進行研磨后，實施膠態(tài)二氧化硅振動研磨，通過ebsd(電子背散射衍射法)對板厚1/4位置進行分析，由此，利用相圖算出全部殘余奧氏體的量，制成可根據(jù)顏色辨認殘余奧氏體結(jié)晶方位的ipf圖(結(jié)晶方位圖)，由此，可以求出7個以上的具有同一方位的殘余奧氏體聚集而成的殘余奧氏體的集合體的量。

另外，本發(fā)明的顯微組織中，除了鐵素體、貝氏體鐵素體、馬氏體和殘余奧氏體以外，還可以含有回火馬氏體、珠光體、滲碳體等碳化物、作為其他鋼板的組織而公知的組織。需要說明的是，這些回火馬氏體等其他組織以面積率計為10％以下的范圍時，即使含有也不會損害本發(fā)明的效果。

接著，對制造方法進行說明。

關于本發(fā)明的高強度鋼板，將具有上述預定的成分組成的鋼坯加熱至1100℃以上且1300℃以下，將精軋出口側(cè)溫度設定為800℃以上且1000℃以下來進行熱軋，制成鋼板。

接著，將平均卷取溫度設定為450℃以上且700℃以下來對鋼板進行卷取，對鋼板實施酸洗處理，然后，任意地將鋼板在450℃以上且ac1相變點以下的溫度下保持900s以上且36000s以下。然后，根據(jù)需要實施酸洗處理，以30％以上的壓下率對鋼板進行冷軋，進行加熱至820℃以上且950℃以下的溫度的第一次退火處理，冷卻至ms點以下的第一冷卻停止溫度。

接著，在740℃以上且840℃以下的溫度下實施第二次退火處理，接著，以10℃/s以上且50℃/s以下的平均冷卻速度冷卻至300℃以上且550℃以下的第二冷卻停止溫度范圍的溫度，在該第二冷卻停止溫度范圍內(nèi)保持10s以上且600s以下。

進而，在本發(fā)明中，如后所述，也可以在上述第二冷卻停止溫度范圍內(nèi)保持后，進一步進行將上述鋼板加熱至100℃以上且300℃以下的溫度的第三次退火處理。

另外，本發(fā)明的高強度鍍鋅鋼板可以通過對上述的高強度鋼板實施公知公用的鍍鋅處理來制造。

鋼坯的加熱溫度：1100℃以上且1300℃以下

鋼坯的加熱階段中存在的析出物在最終得到的鋼板內(nèi)以粗大的析出物的形式存在，對強度沒有貢獻，因此，需要使鑄造時析出的ti、nb系析出物再溶解。

在此，鋼坯的加熱溫度低于1100℃時，碳化物的充分溶解是困難的，產(chǎn)生因軋制載荷的增大引起的熱軋時的故障發(fā)生的危險增大等問題。另外，還需要將鋼坯表層的氣泡、偏析等缺陷刮掉，減少鋼板表面的裂紋、凹凸，從而實現(xiàn)平滑的鋼板表面。因此，本發(fā)明的鋼坯的加熱溫度需要設定為1100℃以上。另一方面，鋼坯的加熱溫度超過1300℃時，氧化皮損失隨著氧化量的增加而增大。因此，鋼坯的加熱溫度需要設定為1300℃以下。因此，鋼坯的加熱溫度設定為1100℃以上且1300℃以下。優(yōu)選為1150℃以上且1250℃以下。

為了防止宏觀偏析，鋼坯優(yōu)選通過連鑄法來制造，但也可以通過鑄錠法、薄板坯鑄造法等來制造。另外，在本發(fā)明中，可以應用制造鋼坯后、先冷卻至室溫、然后再次加熱的現(xiàn)有方法。此外，也可以沒有問題地應用不冷卻至室溫而以溫片的狀態(tài)裝入到加熱爐中、或者稍微進行保熱后直接進行軋制等的、直送軋制/直接軋制等節(jié)能工藝。另外，將鋼坯在通常的條件下利用粗軋制成薄板坯，但在使加熱溫度較低的情況下，從防止熱軋時的故障的觀點考慮，優(yōu)選在精軋前使用板帶加熱器等對薄板坯進行加熱。

熱軋的精軋出口側(cè)溫度：800℃以上且1000℃以下

將加熱后的鋼坯通過粗軋和精軋進行熱軋而形成熱軋鋼板。此時，精軋出口側(cè)溫度超過1000℃時，氧化物(氧化皮)的生成量急劇增加，鋼基與氧化物的界面變粗，酸洗、冷軋后的表面品質(zhì)有劣化的傾向。另外，在酸洗后，在局部存在熱軋氧化皮的殘留等時，對延展性、延伸凸緣性產(chǎn)生不利影響。此外，結(jié)晶粒徑變得過度粗大，有時會在加工時產(chǎn)生沖壓品表面粗糙。

另一方面，精軋出口側(cè)溫度低于800℃，軋制載荷增大，軋制負荷增大。另外，奧氏體在未再結(jié)晶狀態(tài)下的壓下率變高，異常的織構(gòu)發(fā)達，最終制品中的面內(nèi)各向異性變得顯著。其結(jié)果，不僅會損害材質(zhì)的均勻性、材質(zhì)穩(wěn)定性，延展性本身也降低。

因此，需要將熱軋的精軋出口側(cè)溫度設定為800℃以上且1000℃以下的范圍。優(yōu)選設定為820℃以上且950℃以下。

熱軋后的平均卷取溫度：450℃以上且700℃以下

熱軋后的鋼板的平均卷取溫度超過700℃時，熱軋板組織的鐵素體的結(jié)晶粒徑增大，難以確保最終退火板的期望的強度。另一方面，熱軋后的平均卷取溫度低于450℃時，熱軋板強度升高，冷軋中的軋制負荷增大，生產(chǎn)率降低。因此，需要將熱軋后的平均卷取溫度設定為450℃以上且700℃以下。優(yōu)選設定為450℃以上且650℃以下。

需要說明的是，也可以在熱軋時將粗軋板彼此接合而連續(xù)地進行精軋。另外，先對粗軋板進行卷取也沒有關系。另外，為了降低熱軋時的軋制載荷，可以將精軋的一部分或全部設定為潤滑軋制。從鋼板形狀的均勻化、材質(zhì)的均勻化的觀點考慮，進行潤滑軋制也是有效的。需要說明的是，潤滑軋制時的摩擦系數(shù)優(yōu)選設定為0.10以上且0.25以下的范圍。

對這樣制造的熱軋鋼板進行酸洗。酸洗能夠除去鋼板表面的氧化物，因此，對于確保最終制品的高強度鋼板的良好的化學轉(zhuǎn)化處理性、鍍層品質(zhì)是重要的。另外，酸洗可以進行一次，也可以分為多次。

熱軋板的酸洗處理后的熱處理溫度和保持時間：在450℃以上且ac1相變點以下保持900s以上且36000s以下

在熱處理溫度低于450℃或熱處理保持時間少于900s時，鋼板的熱軋后的回火不充分，形成混合存在有鐵素體、貝氏體、馬氏體的不均勻的組織。而且，在該熱軋板組織下，鋼板組織的均勻微細化變得不充分。其結(jié)果，存在如下情況：最終退火板的組織中，粗大的馬氏體的比例增加，形成不均勻的組織，最終退火板的擴孔性(延伸凸緣性)和材質(zhì)穩(wěn)定性降低。

另一方面，在熱處理保持時間超過36000s時，有時會對生產(chǎn)率產(chǎn)生不利影響。另外，在熱處理溫度超過ac1相變點時，形成鐵素體與馬氏體或珠光體的不均勻并且硬質(zhì)化的粗大的兩相組織，在冷軋前形成不均勻的組織。其結(jié)果，存在如下情況：最終退火板的粗大的馬氏體的比例增加，最終退火板的擴孔性(延伸凸緣性)和材質(zhì)穩(wěn)定性仍然降低。

因此，熱軋板酸洗處理后的熱處理溫度需要設定為450℃以上且ac1相變點以下，保持時間需要設定為900s以上且36000s以下。

冷軋時的壓下率：30％以上

壓下率小于30％時，在接下來的退火時，成為向奧氏體的逆相變的核的晶界、位錯的每單位體積的總數(shù)減少，難以得到上述最終的顯微組織。此外，在顯微組織產(chǎn)生不均勻時，鋼板的延展性降低。

因此，冷軋時的壓下率需要設定為30％以上。優(yōu)選設定為40％以上。需要說明的是，關于軋制道次的次數(shù)、各道次的壓下率，沒有特別限定，能夠得到本發(fā)明的效果。另外，上述壓下率的上限沒有特別限定，在工業(yè)上為實用的約80％。

第一次退火處理的溫度：820℃以上且950℃以下

第一次退火溫度低于820℃時，該熱處理成為在鐵素體與奧氏體的兩相區(qū)的熱處理，因此，在最終組織中含有大量的鐵素體與奧氏體的兩相區(qū)中生成的鐵素體(多邊形鐵素體)。其結(jié)果，不會生成期望量的微細的殘余奧氏體，難以確保良好的強度與延展性的平衡。另一方面，第一次退火溫度超過950℃時，退火中的奧氏體的晶粒粗大化，最終不會生成微細的殘余奧氏體，仍然難以確保良好的強度與延展性的平衡，生產(chǎn)率降低。

需要說明的是，第一次退火處理的保持時間沒有特別限定，優(yōu)選為10s以上且1000s以下的范圍。

另外，第一次退火處理后的平均冷卻速度沒有特別限定，從制造效率上考慮優(yōu)選為1℃/s以上，更優(yōu)選為5℃/s以上。此外，上述平均冷卻速度的上限沒有特別限定，在工業(yè)上可能的上限是約60℃/s為止。

冷卻至ms點以下的第一冷卻停止溫度

第一次退火處理中，最終冷卻至ms點以下的第一冷卻停止溫度。

這是因為，使第二次退火處理前的組織形成馬氏體單相組織、貝氏體單相組織、或者以馬氏體和貝氏體作為主體的組織。由此，在第二次退火后的冷卻和保持過程中，在600℃以下生成的晶界形狀變形的、不是多邊形的鐵素體和貝氏體鐵素體大量生成。其結(jié)果，能夠確保微細的殘余奧氏體的適當量，能夠確保良好的延展性。

第二次退火處理的溫度：740℃以上且840℃以下

第二次退火溫度低于740℃時，在退火中無法確保充分的奧氏體的體積率，最終無法確保期望的馬氏體的面積率和殘余奧氏體的體積率。因此，難以確保強度，并且難以確保良好的強度與延展性的平衡。另一方面，第二次退火溫度超過840℃時，達到奧氏體單相的溫度范圍，因此，最終不會生成期望量的微細的殘余奧氏體。其結(jié)果，仍然難以確保良好的強度與延展性的平衡。另外，與在鐵素體與奧氏體的兩相區(qū)的熱處理不同，因此，幾乎不會發(fā)生擴散所引起的mn分配。其結(jié)果，殘余奧氏體中的平均mn量(質(zhì)量％)不會達到鋼中的mn量(質(zhì)量％)的1.2倍以上，難以確保期望的穩(wěn)定的殘余奧氏體的體積率。需要說明的是，第二次退火處理的保持時間沒有特別限定，優(yōu)選為10s以上且1000s以下。

至300℃以上且550℃以下的第二冷卻停止溫度范圍的溫度為止的平均冷卻速度：10℃/s以上且50℃/s以下

在第二次退火處理時，至300℃以上且550℃以下的第二冷卻停止溫度范圍的溫度為止的平均冷卻速度小于10℃/s，在冷卻中生成大量的鐵素體，難以確保貝氏體鐵素體和馬氏體。因此，難以確保鋼板的強度。另一方面，平均冷卻速度超過50℃/s時，過度生成馬氏體，鋼板的延展性和延伸凸緣性降低。需要說明的是，此時的冷卻優(yōu)選為氣體冷卻，但也可以組合使用爐冷、噴霧冷卻、輥冷卻、水冷等來進行。

第二次退火處理的第二冷卻停止溫度范圍(300℃以上且550℃以下)內(nèi)的保持時間：10s以上

上述第二冷卻停止溫度范圍(300℃以上且550℃以下)內(nèi)的保持時間少于10s時，向奧氏體的c富集所進行的時間變得不充分，最終難以確保期望的殘余奧氏體的體積率。此外，難以使7個以上的具有同一方位的殘余奧氏體的晶粒聚集而成的殘余奧氏體的集合體的面積率滿足全部殘余奧氏體的面積率的60％以上。另一方面，停留超過600s時，殘余奧氏體的體積率不會增加，確認不到延展性的顯著提高而成為飽和傾向，因此，雖然沒有特別限定，但優(yōu)選為600s以下。

因此，上述第二冷卻停止溫度范圍內(nèi)的保持時間設定為10s以上，優(yōu)選為600s以下。需要說明的是，保持后的冷卻無需特別規(guī)定，可以通過任意的方法冷卻至期望的溫度。另外，上述期望的溫度優(yōu)選為室溫左右。

第三次退火處理的溫度：100℃以上且300℃以下

第三次退火處理低于100℃時，馬氏體的回火軟質(zhì)化變得不充分，可能難以確保更良好的擴孔性(延伸凸緣性)。另一方面，第三次退火處理超過300℃時，殘余奧氏體分解，最終可能難以確保期望的殘余奧氏體的體積率。因此，進行第三次退火處理的溫度優(yōu)選為100℃以上且300℃以下。需要說明的是，第三次退火處理的保持時間沒有特別限定，優(yōu)選為10s以上且36000s以下。

實施鍍鋅處理

在實施熱鍍鋅處理時，將實施上述退火處理后的鋼板浸漬到440℃以上且500℃以下的鍍鋅浴中而實施熱鍍鋅處理，然后，通過氣體擦拭等調(diào)節(jié)鍍層附著量。熱鍍鋅優(yōu)選使用al量為0.10質(zhì)量％以上且0.22質(zhì)量％以下的鍍鋅浴。另外，在實施鋅鍍層的合金化處理時，在熱鍍鋅處理后，在470℃以上且600℃以下的溫度范圍內(nèi)實施鋅鍍層的合金化處理。在超過600℃的溫度下進行合金化處理時，存在如下情況：未相變奧氏體相變?yōu)橹楣怏w，無法確保期望的殘余奧氏體的體積率，延展性降低。因此，在進行鋅鍍層的合金化處理時，優(yōu)選在470℃以上且600℃以下的溫度范圍內(nèi)實施鋅鍍層的合金化處理。另外，可以實施電鍍鋅處理。

熱處理后的表皮光軋的壓下率優(yōu)選為0.1％以上且1.0％以下的范圍。小于0.1％時，效果小，還難以控制，因此，0.1％成為良好范圍的下限。另外，超過1.0％時，生產(chǎn)率顯著降低，因此，將1.0％設定為良好范圍的上限。

表皮光軋可以在線進行，也可以離線進行。另外，可以一次性進行目標壓下率的表皮光軋，也可以分為多次。其他的制造方法的條件沒有特別限定，從生產(chǎn)率的觀點考慮，上述的退火、熱鍍鋅、鋅鍍層的合金化處理等一系列處理優(yōu)選在作為熱鍍鋅線的cgl(continuousgalvanizingline，連續(xù)熱鍍鋅線)中進行。熱鍍鋅后，為了調(diào)節(jié)鍍層的附著量，可以進行擦拭。需要說明的是，上述條件以外的鍍覆等的條件可以依照熱鍍鋅的常規(guī)方法。

實施例

將具有表1所示的成分組成、余量由fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼利用轉(zhuǎn)爐進行熔煉，通過連鑄法制成鋼坯。將所得到的鋼坯在表2所示的條件下加熱，進行熱軋而得到鋼板。然后，對該鋼板實施酸洗處理。然后，對于表2所示的no.1～22、24、25、28、30、31、33、35～40、42、44～56，實施一次熱軋板熱處理，進而，對于其中的no.22、24、25、28、30、31、33、35～40、42、44，在熱軋板熱處理后實施酸洗處理。

接著，在表2所示的條件下對鋼板進行冷軋后，在表2所示的條件下對鋼板實施兩次和三次退火處理，得到高強度冷軋鋼板(cr)。

進而，對一部分高強度冷軋鋼板(cr)實施鍍鋅處理，得到熱鍍鋅鋼板(gi)、合金化熱鍍鋅鋼板(ga)、電鍍鋅鋼板(eg)等。關于熱鍍鋅浴，在gi中使用含有0.19質(zhì)量％的al的鋅浴，在ga中使用含有0.14質(zhì)量％的al的鋅浴，浴溫設定為465℃。鍍層附著量設定為每單面45g/m²(兩面鍍層)，ga中，將鍍層中的fe濃度設定為9質(zhì)量％以上且12質(zhì)量％以下。

需要說明的是，ac1相變點(℃)使用以下的公式來求出。

ac1相變點(℃)＝751-16×(％c)+11×(％si)-28×(％mn)-5.5×(％cu)+13×(％cr)

其中，(％x)表示元素x的鋼中含量(質(zhì)量％)。

需要說明的是，ms點(℃)使用以下的公式來求出，并示于表3中。ms點(℃)＝550-361×(％c)×0.01×[第二次退火處理的剛退火后的a百分率(％)]-69×[殘余奧氏體中mn量(％)]-20×(％cr)-10×(％cu)+30×(％al)

其中，(％x)表示元素x的鋼中含量(質(zhì)量％)。

關于在此所述的第二次退火處理的剛退火后的a百分率(％)，在第二次退火處理(740℃以上且840℃以下)的剛退火后進行水淬火(至室溫為止的平均冷卻速度：800℃/s以上)，定義為該組織的馬氏體的面積率。需要說明的是，馬氏體的面積率可以通過前述的方法來求出。

需要說明的是，上述式中的殘余奧氏體中mn量(％)是針對最終的高強度鋼板的殘余奧氏體中的平均mn量(質(zhì)量％)。

表1

下劃線部：表示本發(fā)明范圍外。

進行所得到的高強度冷軋鋼板(cr)、熱鍍鋅鋼板(gi)、合金化熱鍍鋅鋼板(ga)、電鍍鋅鋼板(eg)等的拉伸試驗和擴孔試驗。

拉伸試驗中，使用以使拉伸試驗片的長邊與鋼板的軋制方向垂直(c方向)的方式裁取樣品而得到的jis5號試驗片，依據(jù)jisz2241(2011年)來進行，測定ts(拉伸強度)、el(總伸長率)。需要說明的是，在本發(fā)明中，將在ts：780mpa級下為el≥34％、在ts：980mpa級下為el≥27％、在ts：1180mpa級下為el≥23％、并且ts×el≥27000mpa·％的情況判斷為良好。

擴孔試驗依據(jù)jisz2256(2010年)來進行。將所得到的各鋼板切割成100mm×100mm后，以12％±1％的間隙沖裁出直徑10mm的孔，然后，在使用內(nèi)徑75mm的沖模以8ton(7.845kn)的按壓力按壓的狀態(tài)下，將60°圓錐的沖頭壓入孔中，測定裂紋產(chǎn)生極限的孔直徑，由下式求出極限擴孔率λ(％)，根據(jù)該極限擴孔率的值對擴孔性進行評價。

極限擴孔率λ(％)＝{(df-d0)/d0}×100

其中，df為裂紋產(chǎn)生時的孔徑(mm)、d0為初始孔徑(mm)。需要說明的是，在本發(fā)明中，將在ts：780mpa級下為λ≥40％、在ts：980mpa級下為λ≥30％、在ts：1180mpa級下為λ≥20％的情況判定為良好。

關于材質(zhì)穩(wěn)定性，在各試驗例no.1～56中，使第二次退火溫度變化±20℃來制造同樣的高強度冷軋鋼板，測定其ts和el。

需要說明的是，在本發(fā)明中，將第二次退火處理的退火溫度變化40℃(±20℃)時的ts的變動量即δts為29mpa以下、退火溫度變化40℃時的el的變動量即δel為1.8％以下的情況判斷為良好。

關于熱軋的通板性，將因軋制載荷的增大引起的熱軋時的故障發(fā)生的危險增大的情況判斷為不良。

關于冷軋的通板性，將因軋制載荷的增大引起的冷軋時的故障發(fā)生的危險增大的情況判斷為不良。

關于冷軋鋼板的表面性狀，將無法將鋼坯表層的氣泡、偏析等缺陷刮掉、鋼板表面的裂紋、凹凸增大、得不到平滑的鋼板表面的情況判斷為不良。另外，將氧化物(氧化皮)的生成量急劇增加、鋼基與氧化物的界面變粗、酸洗、冷軋后的表面品質(zhì)劣化的情況、在酸洗后在局部存在熱軋氧化皮的殘留等的情況判斷為不良。

關于生產(chǎn)率，根據(jù)(1)產(chǎn)生熱軋板的形狀不良、(2)為了進入下一工序而需要熱軋板的形狀矯正時、(3)退火處理的保持時間長時、(4)奧氏體回火保持時間(第二次退火處理的冷卻停止溫度范圍內(nèi)的保持時間)長時等的生產(chǎn)周期成本，將不屬于(1)～(4)中的任意一種的情況判斷為“高”，將僅屬于(4)的情況判斷為“中”，將屬于(1)～(3)中的任意一種的情況判斷為“不良”。

將以上得到的結(jié)果示于表3中。

發(fā)明例的高強度鋼板的ts為780mpa以上，延展性和擴孔性(延伸凸緣性)優(yōu)良，具有高的強度與延展性的平衡，并且材質(zhì)穩(wěn)定性也優(yōu)良。另一方面，比較例中，通板性、生產(chǎn)率、強度、延展性、擴孔性(延伸凸緣性)、強度與延展性的平衡、材質(zhì)穩(wěn)定性中的任意一項以上較差。