CN102149840A

CN102149840A - 高强度钢板及其制造方法

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Publication number: CN102149840A
Application number: CN2009801355747A
Authority: CN
Inventors: 松田广志; 船川义正; 田中靖
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2008-09-10
Filing date: 2009-09-04
Publication date: 2011-08-10
Anticipated expiration: 2029-09-04
Also published as: MX2011002559A; EP2325346A1; JP5418047B2; WO2010029983A1; US9121087B2; TW201016862A; JP2010090475A; CA2734976A1; CN102149840B; TWI412605B; US20110146852A1; KR101340758B1; EP2325346A4; EP2325346B1; KR20110039395A

Abstract

提供延展性和延伸凸缘性优良的拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板。使C为0.17～0.73％以下、Si为3.0％以下、Mn为0.5％～3.0％以下、P为0.1％以下、S为0.07％以下、Al为3.0％以下、N为0.010％以下及Si+Al为0.7％以上，并使马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10～90％、残留奥氏体量为5～50％、上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5％以上、所述马氏体中的25％以上为回火马氏体、所述马氏体相对于钢板组织整体的面积率与所述残留奥氏体量及所述上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率的合计为65％以上、多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率为0％以上且10％以下，并且使所述残留奥氏体中的平均C量为0.70％以上。

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、特别是延展性和延伸凸缘性优良的拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，从地球环境保护的观点出发，提高汽车的燃料效率成为重要的课题。因此，正积极进行通过车身材料的高强度化来实现车身部件的薄壁化从而使车身本身轻量化的研究。

通常，为了实现钢板的高强度化，需要相对于钢板的组织整体增加马氏体或贝氏体等硬质相的比例。但是，通过增加硬质相的比例而实现的钢板的高强度化导致加工性降低，因此期望兼具高强度和优良的加工性的钢板的开发。目前，已开发出铁素体-马氏体双相钢(DP钢)和利用了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，钢板的加工性受到硬质相的加工性的强烈影响。这是因为：在硬质相的比例少、软质的多边形铁素体多的情况下，多边形铁素体的变形能控制钢板的加工性，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，与此相对，在硬质相的比例多的情况下，不是多边形铁素体的变形能、而是硬质相的变形能本身对钢板的成型性产生直接影响。

因此，在冷轧钢板的情况下，在进行调整退火及之后的冷却过程中生成的多边形铁素体的量的热处理之后，将钢板水淬火而生成马氏体，并再次将钢板升温来进行高温保持，由此将马氏体回火，在作为硬质相的马氏体中生成碳化物，从而使马氏体的加工性提高。但是，在这种马氏体的淬火、回火中，需要例如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，在使用将钢板水淬火之后无法再次升温来进行高温保持的通常的制造设备的情况下，虽然能够使钢板高强度，但无法提高作为硬质相的马氏体的加工性。

此外，作为以马氏体以外的相为硬质相的钢板，有：使主相为多边形铁素体、硬质相为贝氏体或珠光体、并且在这些作为硬质相的贝氏体或珠光体中生成碳化物的钢板。该钢板为如下钢板，其不仅通过多边形铁素体提高加工性，而且也通过在硬质相中生成碳化物来提高硬质相本身的加工性，特别是实现延伸凸缘性的提高。但是，既然使主相为多边形铁素体，则难以同时实现拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度化和加工性。此外，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，也比不上多边形铁素体的加工性的优良水平，因此，如果为了实现拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度化而减少多边形铁素体的量，则不能得到充分的加工性。

专利文献1中提出了弯曲加工性和冲击特性优良的高张力钢板，其通过规定合金成分，使钢组织为具有残留奥氏体的微细且均匀的贝氏体来实现。

专利文献2中提出了烧结固化性优良的复合组织钢板，其通过规定所预定的合金成分，使钢组织为具有残留奥氏体的贝氏体，并规定贝氏体中的残留奥氏体量来实现。

专利文献3中公开了抗冲击性优良的复合组织钢板，其通过如下方式实现：规定所预定的合金成分，形成以面积率计具有残留奥氏体的贝氏体为90％以上、贝氏体中的残留奥氏体量为1％以上且15％以下的钢组织，并规定贝氏体的硬度(HV)。

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

发明内容

但是，上述钢板存在下述问题。

在专利文献1所述的成分组成中，在赋予钢板应变时，难以确保显示出高应变范围内的TRIP效果的稳定的残留奥氏体的量，虽然得到弯曲性，但延展性降低甚至产生塑性不稳定，拉伸性变差。

专利文献2中记载的钢板，虽然得到烧结固化性，但即使想要将拉伸强度(TS)高强度化至980MPa以上或进一步高强度化至1050MPa以上，由于是含有贝氏体或还含有铁素体作为主体、且尽量抑制马氏体的组织，因此仍难以确保强度或确保高强度化时的延展性或延伸凸缘性等加工性。

专利文献3中记载的钢板以提高抗冲击性为主要目的，以硬度为HV250以下的贝氏体为主相，具体而言是含有这样的贝氏体超过90％的组织，因此难以使拉伸强度(TS)为980MPa以上。

本发明有利地解决上述问题，其目的在于，提供加工性、特别是延展性和延伸凸缘性优良的拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板及其有利的制造方法。

本发明的高强度钢板中包括在钢板的表面实施了热镀锌或合金化热镀锌的钢板。

另外，在本发明中，加工性优良是指TS×T.EL的值为20000MPa·％以上、并且TS×λ的值为25000MPa·％以上。其中，TS为拉伸强度(MPa)，T.EL为总延伸率(％)，λ为极限扩孔率(％)。

本发明人为了解决上述问题，对钢板的成分组成和显微组织进行了反复深入的研究。结果发现，在活用马氏体组织来实现高强度化、并提高C含量使钢板中的C量达到0.17％以上的基础上，通过活用上部贝氏体相变，在得到TRIP效果的基础上能够稳定地确保所需要的残留奥氏体，并且通过使一部分马氏体成为回火马氏体，得到加工性、特别是强度和延展性的平衡、以及强度和延伸凸缘性的平衡均优良、且拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板。

另外，本发明人为了解决上述问题，关于马氏体的量和其回火状态、以及残留奥氏体的量和其稳定性，详细地进行了研究。结果发现，将在奥氏体单相区内退火的钢板快速冷却时，在控制从马氏体相变开始温度Ms点开始的过冷度的同时生成一部分马氏体，之后，通过活用在抑制碳化物生成的状态下的上部贝氏体相变，可以进一步促进残留奥氏体的稳定化，同时实现高强度化中的延展性的进一步提高和延伸凸缘性。

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，

具有如下组成，以质量％计，含有C：0.17％以上且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，并且满足Si+Al为0.7％以上，余量为Fe及不可避免的杂质，

作为钢板组织，满足马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10％以上且90％以下、残留奥氏体量为5％以上且50％以下、上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5％以上、上述马氏体中的25％以上为回火马氏体、上述马氏体相对于钢板组织整体的面积率与上述残留奥氏体量及上述上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率的合计为65％以上、多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率为0％以上且10％以下，并且上述残留奥氏体中的平均C量为0.70％以上，拉伸强度为980MPa以上。

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

3.如上述1或2所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，在C：0.17％以上且小于0.3％的范围内，还含有选自Cr：0.05％以上且5.0％以下、V：0.005％以上且1.0％以下和Mo：0.005％以上且0.5％以下中的1种或2种以上。

4.如上述1至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，还含有选自Ti：0.01％以上且0.1％以下和Nb：0.01％以上且0.1％以下中的1种或2种。

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，还含有B：0.0003％以上且0.0050％以下。

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，还含有选自Ni：0.05％以上且2.0％以下和Cu：0.05％以上且2.0％以下中的1种或2种。

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，还含有Ca：0.001％以上且0.005％以下和REM：0.001％以上且0.005％以下中的1种或2种。

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

9.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述1～7中任一项所述的成分组成的钢坯热轧后，通过冷轧制成冷轧钢板，然后在奥氏体单相区内对该冷轧钢板进行15秒以上且600秒以下的退火后，以8℃/秒以上的平均冷却速度冷却至50℃以上且300℃以下的第1温度范围，然后，升温至350℃以上且490℃以下的第2温度范围，然后在该第2温度范围内保持5秒以上且1000秒以下。

10.如上述9所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，以马氏体相变开始温度Ms点℃作为指标，使上述第1温度范围为比Ms低100℃的温度以上且小于Ms，并在上述第2温度范围内保持5秒以上且600秒以下。

11.如上述9或10所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在向上述第2温度范围的升温中或在上述第2温度范围内的保持中，实施热镀锌处理或合金化热镀锌处理。

发明效果

根据本发明，能够得到加工性、特别是延展性和延伸凸缘性优良、而且拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板，因此在汽车、电气设备等产业领域的利用价值非常大，特别是对汽车车身的轻量化非常有用。

附图说明

图1是表示根据本发明的制造方法中的热处理的温度模式的图。

具体实施方式

以下，对本发明进行具体说明。

首先，对在本发明中如上所述限定钢板组织的理由进行说明。以下，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：10％以上且90％以下

马氏体为硬质相，是为了使钢板高强度化所必需的组织。如果马氏体的面积率小于10％，则钢板的拉伸强度(TS)不满足980MPa。另一方面，如果马氏体的面积率超过90％，则上部贝氏体减少，结果由于无法确保C富集的稳定的残留奥氏体量，因此产生延展性等加工性降低的问题。因此，使马氏体的面积率为10％以上且90％以下。另外，优选为15％以上且90％以下，更优选为15％以上且85％以下，进一步优选为75％以下。

马氏体中回火马氏体的比例：25％以上

马氏体中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980MPa以上，但延伸凸缘性变差。通过对极为硬质且变形能低的淬火状态的马氏体进行回火，能够改善马氏体本身的变形能，使加工性、特别是延伸凸缘性性提高，使TS×λ的值为25000MPa·％以上。此外，淬火状态的马氏体与上部贝氏体的硬度差很大，因此如果回火马氏体的量少、淬火状态的马氏体的量多，则淬火状态的马氏体与上部贝氏体的界面增多，在冲裁加工等时，在淬火状态的马氏体与上部贝氏体的界面处产生微小的空隙，进而在冲裁加工后进行的延伸凸缘成型时，空隙连接而容易发展成裂纹，由此延伸凸缘性进一步变差。因此，使马氏体中回火马氏体的比例，相对于钢板中存在的总马氏体为25％以上。优选为35％以下。另外，在此，回火马氏体，通过SEM观察等作为在马氏体中析出微细的碳化物的组织而被观察到，能够与在马氏体内部不能观察到这种碳化物的淬火状态的马氏体明确地进行区分。

残留奥氏体量：5％以上且50％以下

残留奥氏体在加工时利用TRIP效果进行马氏体相变，通过提高应变分散能力使延展性提高。

在本发明的钢板中，活用上部贝氏体相变，特别是在上部贝氏体中形成提高了碳富集量的残留奥氏体。其结果，即使在加工时、在高应变范围内，也能够得到可显示出TRIP效果的残留奥氏体。通过使这种残留奥氏体和马氏体共存并进行活用，即使在拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度范围也可得到良好的加工性，具体而言，能够使TS×T.EL的值为20000MPa以上，能够得到强度和延展性的平衡优良的钢板。

在此，上部贝氏体中的残留奥氏体，在上部贝氏体中的贝氏体铁素体的板条间形成，由于其微细地分布，因此为了通过组织观察求出其量(面积率)而需要在高倍率下进行大量的测定，难以正确地进行定量。但是，在该贝氏体铁素体的板条间形成的残留奥氏体的量，是在某种程度上与所形成的贝氏体铁素体量相当的量。因此，根据本发明人研究的结果可知，如果上部贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率为5％以上，并且利用X射线衍射法(XRD)进行的强度测定、具体而言由铁素体和奥氏体的X射线衍射强度比求出的残留奥氏体量如果为5％以上，则能够得到充分的TRIP效果，并能够实现拉伸强度(TS)为980MPa以上、且TS×T.EL为20000MPa·％以上，其中，上述X射线衍射法是一直以来所采用的测定残留奥氏体量的方法。另外确认，通过一直以来所采用的残留奥氏体量的测定方法得到的残留奥氏体量，与残留奥氏体相对于钢板组织整体的面积率相等。

残留奥氏体量小于5％时，不能得到充分的TRIP效果。另一方面，如果超过50％，则在显示出TRIP效果后，所产生的硬质的马氏体变得过大，产生韧性变差等问题。因此，使残留奥氏体的量在5％以上且50％以下的范围。优选为超过5％、更优选为10％以上且45％以下的范围。进一步优选为15％以上且40％以下的范围。

残留奥氏体中的平均C量：0.70％以上

为了活用TRIP效果而得到优良的加工性，在拉伸强度(TS)为980MPa～2.5GPa级的高强度钢板中，残留奥氏体中的C量是重要的。在本发明的钢板中，使C富集在形成于上部贝氏体中的贝氏体铁素体的板条间的残留奥氏体处。虽然难以正确地评价在该板条间的残留奥氏体中富集的C量，但根据本发明人研究的结果可知，在本发明的钢板中，只要由X射线衍射(XRD)中的衍射峰的位移量求出的残留奥氏体中的平均C量为0.70％以上，就能得到优良的加工性，其中，上述X射线衍射法是一直以来所采用的测定残留奥氏体中的平均C量(残留奥氏体中的C量的平均值)的方法。

残留奥氏体中的平均C量小于0.70％时，在加工时，在低应变范围发生马氏体相变，从而不能得到使加工性提高的高应变范围内的TRIP效果。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于稳定，在加工中不发生马氏体相变，无法显示出TRIP效果，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。

上部贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率：5％以上

为了使未相变奥氏体中的C富集，得到加工时在高应变范围显示TRIP效果而提高应变分解能力的残留奥氏体，需要生成由上部贝氏体相变引起的贝氏体铁素体。在约150℃～约550℃的宽的温度范围内发生由奥氏体向贝氏体的相变，在该温度范围内生成的贝氏体存在多种形式。在现有技术中，多数情况下将上述多种贝氏体仅规定为贝氏体，但本发明中为了得到目标加工性，需要对贝氏体组织进行明确规定，因此如下定义上部贝氏体和下部贝氏体。

上部贝氏体的特征在于，包括板条状的贝氏体铁素体、和在贝氏体铁素体之间存在的残留奥氏体和/或碳化物，板条状的贝氏体铁素体中不存在规则排列的细小的碳化物。另一方面，下部贝氏体的特征在于，与上部贝氏体共同的是，包括板条状的贝氏体铁素体、和在贝氏体铁素体之间存在的残留奥氏体和/或碳化物，但在下部贝氏体中，板条状的贝氏体铁素体中存在规则排列的细小的碳化物。

也就是说，上部贝氏体和下部贝氏体根据贝氏体铁素体中的规则排列的细小的碳化物的有无来进行区分。这种贝氏体铁素体中的碳化物的生成状态的差异，给C向残留奥氏体中的富集带来大的影响。也就是说，上部贝氏体的贝氏体铁素体的面积率小于5％时，即使在进行了贝氏体相变的情况下，C以碳化物的形式在贝氏体铁素体中生成的量仍增多，结果C向板条间存在的残留奥氏体中的富集量减少，出现加工时在高应变范围内显示TRIP效果的残留奥氏体量减少的问题。因此，需要上部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。另一方面，上部贝氏体的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率如果超过85％，则有时难以确保强度，因此优选为85％以下。更优选为67％以下。

马氏体的面积率、残留奥氏体量及上部贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率的合计：65％以上

如果马氏体的面积率、残留奥氏体量及上部贝氏体中的贝氏体铁素体的各面积率仅满足上述的范围则并不充分，还需要马氏体的面积率、残留奥氏体量及上部贝氏体中的贝氏体铁素体的面积率的合计为65％以上。小于65％时，出现强度不足、加工性降低或者同时发生这两种问题。优选为70％以上，更优选为80％以上。

回火马氏体中的碳化物：每1mm²中5nm以上且0.5μm以下的铁系碳化物为5×10⁴个以上

如上所述，回火马氏体在微细的碳化物在其内部析出的方面，与没有观察到上述碳化物的析出的淬火状态的马氏体进行区分，在本发明中通过使一部分马氏体变为回火马氏体，确保980MPa以上的拉伸强度，并实现加工性、特别是强度与延展性的平衡、以及强度与延伸凸缘性的平衡。但是，在回火马氏体中析出的上述碳化物的种类、粒径不适当的情况下，或者上述碳化物的析出量不充分的情况下，有时无法得到来自回火马氏体的有利的效果。具体而言，在每1mm²中5nm以上且0.5μm以下的铁系碳化物少于5×10⁴个时，虽然拉伸强度为980MPa以上，但存在延伸凸缘性和加工性变差的倾向。因此，优选在每1mm²中回火马氏体中的5nm以上且0.5μm以下的铁系碳化物为5×10⁴个以上。另外，上述铁系碳化物主要是Fe₃C，但有时也包括其他ε碳化物等。此外，不以铁系碳化物的大小为小于5nm和超过0.5μm的铁系碳化物作为判断对象的原因是，无助于钢板的加工性提高。

多边形铁素体的面积率：10％以下(包括0％)

如果多边形铁素体的面积率超过10％，则难以满足拉伸强度(TS)为980MPa以上，并且由于应变集中于加工时在硬质组织内混合存在的软质的多边形铁素体中，因此加工时容易发生裂纹，结果不能得到所要求的加工性。在此，如果多边形铁素体的面积率为10％以下，则即使存在多边形铁素体，少量的多边形铁素体在硬质相中也形成孤立分散的状态，从而能够抑制应变的集中，能够避免加工性的变差。因此，使多边形铁素体的面积率为10％以下。优选为5％以下，进一步优选为3％以下，也可以为0％。

另外，在本发明的钢板的情况下，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，在淬火状态的马氏体存在时，淬火状态的马氏体成为最硬质的组织，但在本发明的钢板中，即使是淬火状态的马氏体，硬度仍为HV≤800，不存在HV＞800的非常坚硬的马氏体，从而能够确保良好的延伸凸缘性。另外，在不存在淬火状态的马氏体时，在回火马氏体、上部贝氏体或进一步下部贝氏体存在的情况下，包括下部贝氏体的任一种组织成为最硬质的相，但这些组织均为HV≤800的相。

在本发明的钢板中，作为余量组织，还可以含有珠光体、魏氏体铁素体、下部贝氏体。此时，余量组织的允许含量优选以面积率计为20％以下。更优选为10％以下。

下面，对在本发明中如上所述限定钢板的成分组成的理由进行说明。另外，以下表示成分组成的％是指质量％。

C：0.17％以上且0.73％以下

C是对于钢板的高强度化及确保稳定的残留奥氏体量必不可少的元素，是用于确保马氏体量及室温下使奥氏体残留所必需的元素。如果C量小于0.17％，则难以确保钢板的强度和加工性。另一方面，如果C量超过0.73％，则焊接部和热影响部的固化显著，焊接性变差。因此，使C量在0.17％以上且0.73％以下的范围内。优选为大于0.20％且0.48％以下的范围，进一步优选为0.25％以上。

Si：3.0％以下(包括0％)

Si是通过固溶强化而有助于提高钢的强度的有用的元素。但是，如果Si量超过3.0％，则由于在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、韧性的劣化，此外，在由生成红锈等引起的表面性状劣化、或实施热镀的情况下，引起镀层附着性及密合性的劣化。因此，使Si量为3.0％以下。优选为2.6％以下。进一步优选为2.2％以下。

此外，Si是对抑制碳化物的生成、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，但在仅通过Al抑制碳化物的生成时，不需要添加Si，因而Si量也可以为0％。

Mn：0.5％以上且3.0％以下

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，碳化物在比生成贝氏体或马氏体的温度高的温度范围析出，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％，则引起铸造性的劣化等。因此，使Mn量在0.5％以上且3.0％以下的范围内。优选在1.0％以上且2.5％以下的范围内。

P：0.1％以下

P是对钢的强化有用的元素，如果P量超过0.1％，则由于晶界偏析而引起脆化，因此抗冲击性变差，从而在对钢板实施合金化热镀锌时，使合金化速度大幅延迟。因此，使P量为0.1％以下。优选为0.05％以下。另外，虽然优选降低P量，但小于0.005％时导致成本大幅增加，因此优选使其下限约为0.005％。

S：0.07％以下

S生成MnS而成为夹杂物，成为抗冲击性劣化或沿焊接部的金属流的裂纹产生的原因，因此优选尽量降低S量。但是，过度降低S量导致制造成本的增加，因此使S量为0.07％以下，优选为0.05％以下，更优选为0.01％以下。另外，使S少于0.0005％时导致制造成本大幅增加，因此从制造成本的方面出发，其下限约为0.0005％。

Al：3.0％以下

Al是在炼钢工序中作为脱氧剂而添加的有用的元素。如果Al量超过3.0％，则钢板中的夹杂物增多，使延展性变差。因此，使Al量为3.0％以下。优选为2.0％以下。

此外，Al是对抑制碳化物的生成、促进残留奥氏体的生成有用的元素，此外，为了得到脱氧效果，优选使Al量为0.001％以上，更优选为0.005％以上。另外，使本发明中的Al量为脱氧后钢板中含有的Al量。

N：0.010％以下

N是使钢的耐时效性变差最大的元素，优选尽量降低。如果N量超过0.010％，则耐时效性的劣化变得显著，因此使N量为0.010％以下。另外，使N少于0.001％时导致制造成本大幅增加，因此从制造成本的方面出发，其下限约为0.001％。

以上，对基本成分进行了说明，但在本发明中，仅满足上述的成分范围并不充分，需要满足下式。

Si+Al：0.7％以上

Si和Al如上所述，均为对抑制碳化物的生成、促进残留奥氏体的生成有用的元素。即使单独含有Si或Al，仍然具有抑制碳化物的生成的效果，但需要使Si量和Al量的合计满足0.7％以上。另外，上式中的Al量为脱氧后钢板中含有的Al量。

此外，在本发明中，除上述基本成分之外，还可以适当含有以下所述的成分。

在C：0.17％以上且小于0.3％的情况下，选自Cr：0.05％以上且5.0％以下、V：0.005％以上且1.0％以下和Mo：0.005％以上且0.5％以下中的1种或2种以上

根据高强度钢板的用途，假设在确保焊接性的同时需要高强度化的情况，或者需要重视延伸凸缘性的情况，但随着C含量的增加延伸凸缘性或焊接性变差。另一方面，为了确保延伸凸缘性或焊接性，如果只降低C含量则钢板的强度降低，因此有时难以确保适合钢板用途的强度。因此，本发明人为了解决上述问题而对钢板的成分组成进行了研究，结果确认，通过将C含量降低至不足0.3％，能够得到良好的延伸凸缘性或焊接性。此外确认，随着C含量的降低钢板强度也降低，但在退火温度开始的冷却时，通过含有预定量的具有抑制珠光体生成的作用的元素即Cr、V、Mo中的任一种，能够得到提高钢板强度的效果。上述效果可通过Cr：0.05％以上、V：0.005％以上和Mo：0.005％以上而得到。另一方面，如果Cr超过5.0％、V超过1.0％、Mo超过0.5％，则硬质的马氏体的量变得过大，达到需要以上的高强度。因此，在含有Cr、V和Mo的情况下，使Cr在0.05％以上且5.0％以下、V在0.005％以上且1.0％以下以及Mo在0.005％以上且0.5％以下的范围内。

选自Ti：0.01％以上且0.1％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下的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％，则加工性和形状固定性降低。因此，在含有Ti和Nb的情况下，使Ti在0.01％以上且0.1％以下、Nb在0.01％以上且0.1％以下的范围内。

B：0.0003％以上且0.0050％以下

B是对抑制从奥氏体晶界上多边形铁素体生成、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，在含有B的情况下，使B在0.0003％以上且0.0050％以下的范围内。

选自Ni：0.05％以上且2.0％以下和Cu：0.05％以上且2.0％以下中的1种或2种

Ni和Cu是对钢的强化有效的元素。此外，在对钢板实施热镀锌或合金化热镀锌时，促进钢板表层部的内部氧化使镀层附着性提高。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，在含有Ni和Cu的情况下，使Ni在0.05％以上且2.0％以下、Cu在0.05％以上且2.0％以下的范围内。

选自Ca：0.001％以上且0.005％以下和REM：0.001％以上且0.005％以下中的1种或2种

Ca和REM用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对延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，引起表面缺陷及内部缺陷等。因此，在含有Ca和REM的情况下，使Ca在0.001％以上且0.005％以下、REM在0.001％以上且0.005％以下的范围内。

在本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe及不可避免的杂质。但是，只要在不损害本发明的效果的范围内，并不拒绝含有上述以外的成分。

下面，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。

在制造调整至上述的优选成分组成的钢坯后，进行热轧，然后实施冷轧而制成冷轧钢板。在本发明中，不特别限于这些处理，只要根据常用方法进行即可。

优选的制造条件如下所示。将钢坯加热至1000℃以上且1300℃以下的温度范围后，在870℃以上且950℃以下的温度范围结束热轧，在350℃以上且720℃以下的温度范围将所得到的热轧钢板卷取。然后，将热轧钢板酸洗后，以40％以上且90％以下的范围的轧制率进行冷轧，由此制成冷轧钢板。

另外，在本发明中，假设经由通常的炼钢、铸造、热轧、酸洗及冷轧各工序来制造钢板，但也可以通过例如薄板坯铸造或带钢铸造等省略热轧工序的一部分或全部而进行制造。

对所得到的冷轧钢板实施图1所示的热处理。以下，参照图1进行说明。

在奥氏体单相区内进行15秒以上且600秒以下的退火。本发明的钢板，以由称为上部贝氏体或马氏体的未相变奥氏体相变而得到的低温相变相作为主相，优选多边形铁素体越少越好，因此需要在奥氏体单相区的退火。关于退火温度，只要是在奥氏体单相区就没有特别限制，但如果退火温度高于1000℃，则奥氏体晶粒的生长显著，导致由之后的冷却生成的构成相的粗大化，使韧性等变差。另一方面，退火温度低于A₃点(奥氏体相变点)时，在退火阶段已生成多边形铁素体，因此为了抑制冷却中的多边形铁素体的生长而需要在500℃以上的温度范围极快速地进行冷却。因此，需要使退火温度为A₃点(奥氏体相变点)以上，优选为1000℃以下。

此外，退火时间少于15秒时，存在向奥氏体的逆相变没有充分进行的情况、或钢板中的碳化物没有充分熔解的情况。另一方面，如果退火时间超过600秒，则随大量的能量消耗而导致成本增加。因此，使退火时间在15秒以上且600秒以下的范围。优选为60秒以上且500秒以下的范围。在此，A₃点可通过下式近似算出。

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％]

其中，[X％]为钢板的成分元素X的质量％。

将平均冷却速度控制在8℃/秒以上，将退火后的冷轧钢板冷却至50℃以上且300℃以下的第1温度范围。该冷却通过冷却至低于Ms点而使一部分奥氏体发生马氏体相变。在此，如果第1温度范围的下限低于50℃，则未相变奥氏体在该时刻几乎全部马氏体化，因此无法确保上部贝氏体(贝氏体铁素体或残留奥氏体)量。另一方面，如果第1温度范围的上限高于300℃，则无法确保适量的回火马氏体量。因此，使第1温度范围的范围为50℃以上且300℃以下，优选为80℃以上且300℃以下，更优选为120℃以上且300℃以下。此外，在平均冷却速度小于8℃/秒的情况下，发生多边形铁素体的过量生成、生长、或珠光体等的析出，无法得到所要求的钢板组织。因此，使从退火温度开始至第1温度范围为止的平均冷却速度为8℃/秒以上。优选为10℃/秒以上。只要冷却停止温度不产生偏差，，则对于平均冷却速度的上限没有特别限定，但在普通的设备中，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上的组织的偏差显著增大，因此优选为100℃/秒以下。因此，优选使平均冷却速度为10℃/秒以上且100℃/秒以下的范围。另外，在本发明中，冷却停止后的升温工序没有特别限定，但在发生对包括碳化物生成的下部贝氏体相变等本发明的效果不利的相变行为的情况下，优选不保持在冷却停止温度，而直接升温至后述的第2温度范围。因此，作为本发明的冷却方法，推荐气体冷却或油冷、低熔点液体金属冷却等。

本发明人对马氏体的回火状态与残留奥氏体的关系进行了详细研究。结果发现，将在奥氏体单相区退火的钢板急冷时，以马氏体相变开始温度Ms点作为指标，在控制从Ms点开始的过冷度的同时使一部分马氏体生成，之后，通过活用抑制了碳化物生成的状态下的上部贝氏体相变，进一步促进残留奥氏体的稳定化，同时通过使在第1温度范围生成的马氏体回火，能够同时获得高强度化时的延展性的进一步提高和延伸凸缘性。具体而言，通过将第1温度范围控制在Ms-100℃以上且低于Ms，可得到利用了过冷度的上述效果。另外，如果将退火后的钢板冷却至低于Ms-100℃，则大部分未相变奥氏体发生马氏体化，可能无法确保上部贝氏体(贝氏体铁素体、残留奥氏体)量。此外，随着Ms点降低，在将退火后的钢板冷却至第1温度范围的过程中难以过冷却，有时难以通过现有的冷却设备确保冷却速度，因此在充分表现出利用了过冷度的上述效果的基础上，优选例如Ms点为100℃以上。虽然获得上述效果的原因并不清楚，但可以认为是由于：在将Ms点开始的过冷度控制在最适状态下而生成马氏体时，通过由马氏体相变、以及之后的升温、保持引起的贝氏体生成温度范围(后述的第2温度范围)中的马氏体的回火，对未相变奥氏体赋予适当的压缩应力，进一步促进残留奥氏体的稳定化，并通过在第1温度范围生成后在第2温度范围进行回火，合并确保了加工性的回火马氏体，从而使加工时的变形行为最优化。

而且，在冷却至50℃以上且Ms-50℃以下的范围内的情况下，在实现板形状的稳定化方面，优选将从Ms+20℃开始至Ms-50℃为止的平均冷却速度控制在8℃/秒以上且50℃/秒以下。平均冷却速度超过50℃/秒时，马氏体相变快速进行。在此，如果冷却停止温度在钢板内不存在差异，则最终的马氏体相变量在钢板内不存在偏差。但是，通常，随着将钢板急冷而在钢板内(特别是宽度方向)产生温度差，马氏体相变的开始时间也在钢板内发生偏差。因此，在马氏体相变快速进行时，即使上述温度差微小，由马氏体相变开始时间的偏差引起、并在钢板内产生的变形、应力产生大的差异，结果形状变差。由于以上的理由，因此优选使平均冷却速度为50℃/秒以下。更优选为45℃/秒以下。

上述Ms点可通过实验式等近似地求出，但优选通过利用Formaster(フオ一マスタ)试验等的实测来确定。

将冷却至第1温度范围的钢板升温至350℃～490℃的第2温度范围，在第2温度范围保持5秒以上且1000秒以下的时间。另外，在本发明中，在抑制包括碳化物生成的下部贝氏体相变等对本发明不利的相变行为的方面，优选将冷却至第1温度范围的钢板不保持在冷却停止温度而直接升温。在第2温度范围，对通过从退火温度至第1温度范围的冷却而生成的马氏体进行回火，使未相变奥氏体相变为上部贝氏体。如果第2温度范围的上限高于490℃，则从未相变奥氏体析出碳化物，不能得到所要求的组织。另一方面，第2温度范围的下限低于350℃时，没有生成上部贝氏体而生成下部贝氏体，产生向奥氏体中的C富集量减少的问题。因此，使第2温度范围的范围在350℃以上且490℃以下的范围内。优选为370℃以上且460℃以下的范围。

此外，在第2温度范围内的保持时间少于5秒时，马氏体的回火或上部贝氏体相变变得不充分，无法得到所要求的钢板组织，其结果所得到的钢板的加工性变差。另一方面，在第2温度范围内的保持时间超过1000秒时，作为钢板的最终组织从成为残留奥氏体的未相变奥氏体析出碳化物，无法得到C富集的稳定的残留奥氏体，结果不能同时获得所要求的强度和延展性或者这两者。因此，使保持时间为5秒以上且1000秒以下。优选在15秒以上且600秒以下的范围内。进一步优选为40秒以上且400秒以下。

另外，在本发明的连续的热处理中，只要在上述规定的温度范围内，就不需要保持温度一定，即使在规定的温度范围内变动也不会损害本发明的主旨。对于冷却速度而言也相同。此外，只要满足热历史，则通过任何设备对钢板进行热处理都没有关系。而且，本发明的范围还包括：在热处理后，为了进行形状矫正而对钢板的表面实施表面光轧或实施电镀等表面处理。

在本发明的高强度钢板的制造方法中，还可以加入热镀锌、或在热镀锌后增加合金化处理的合金化热镀锌。

热镀锌或合金化热镀锌，可以在从第1温度范围至第2温度范围的升温中、第2温度范围保持中、第2温度范围保持后的任一时间进行，但在任一情况下，第2温度范围内的保持条件都需要满足本发明的规定，第2温度范围内的保持时间包含热镀锌处理或合金化热镀锌处理的处理时间，为5秒以上且1000秒以下。另外，该热镀锌处理或合金化热镀锌处理优选通过连续热镀锌生产线来进行。

此外，在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，在制造完成了热处理的高强度钢板后，还可以重新施加热镀锌处理或合金化处理。

对钢板进行热镀锌处理或合金化热镀锌处理的方法如下所示。

使钢板浸渍在镀浴中，通过气体擦拭等调整附着量。镀浴中的熔解Al量，优选在热镀锌处理的情况下为0.12％以上且0.22％以下的范围，在合金化热镀锌处理的情况下为0.08％以上且0.18％以下的范围。

对于处理温度，在热镀锌处理的情况下，镀浴的温度在通常的450℃以上且500℃以下的范围内即可，在进一步实施合金化处理的情况下，优选使合金化时的温度为550℃以下。合金化温度高于550℃时，从未相变奥氏体析出碳化物、或根据情况生成珠光体，因此无法得到强度或加工性、或者同时得到两者，此外，镀层的粉化性也变差。另一方面，如果合金化时的温度低于450℃，则存在没有进行合金化的情况，因此优选为450℃以上。

优选使镀层附着量在单个表面为20g/m²以上且150g/m²以下的范围。如果镀层附着量小于20g/m²则耐腐蚀性不足，另一方面，镀层附着量超过150g/m²耐腐蚀效果饱和，只会导致成本上升。

优选使镀层的合金化程度(Fe质量％(Fe含量))为7质量％以上且15质量％以下的范围。如果镀层的合金化程度小于7质量％，则产生合金化不均外观品质变差，或在镀层中生成所谓的ζ相，钢板的滑动性变差。另一方面，如果镀层的合金化程度超过15质量％，则大量形成硬质且脆的Γ相，镀层附着性变差。

实施例

以下，通过实施例进一步对本发明进行详细说明，但下述实施例并不限定本发明。而且，在本发明的主旨构成的范围内使构成变更，也包含在本发明的范围内。

(实施例1)

将表1所示的成分组成的钢熔炼而得到的钢坯加热至1200℃，然后在870℃下热终轧，将所得到的热轧钢板在650℃下卷取，接着将热轧钢板酸洗后，以65％的轧制率(轧制率)进行冷轧，制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。在表2所示的条件下对所得到的冷轧钢板实施热处理。

表2中的冷却停止温度T是指将钢板从退火温度开始冷却时停止钢板冷却的温度。

此外，对一部分冷轧钢板进行热镀锌处理或合金化热镀锌处理。其中，热镀锌处理是以镀浴温度为463℃、附着量(单个表面)为50g/m²的条件实施双面镀敷。此外，合金化热镀锌处理是指，同样使镀浴温度为463℃、附着量(单个表面)为50g/m²、在550℃以下的合金化温度下使合金化度(Fe质量％(Fe含量))达到9质量％来调整合金化条件实施双面镀覆。另外，热镀锌处理和合金化热镀锌处理在暂时冷却至表2所示的T℃后进行。

在未实施镀敷处理的情况下，在热处理后对所得钢板实施轧制率(延伸率)为0.3％的表面光轧；在实施热镀锌处理或合金化热镀锌处理的情况下，在这些处理后对所得钢板实施轧制率(延伸率)为0.3％的表面光轧。

表2

^*1下划线表示在优选范围外。

^*2CR：无镀敷(冷轧钢板)GI：热镀锌钢板GA：合金化热镀锌钢板

通过以下的方法对如上得到的钢板的各特性进行评价。

从各钢板切下试样并进行研磨，使用扫描型电子显微镜(SEM)在3000倍下对与轧制方向平行的面进行10个视野的组织观察，测定各相的面积率，从而鉴定各晶粒的相结构。

残留奥氏体量是通过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得。使用Co-Kα作为入射X射线，由奥氏体的(200)、(220)、(311)各面相对于铁素体的(200)、(211)、(220)各面的衍射强度的强度比计算残留奥氏体量。

对于残留奥氏体中的平均C量，由X射线衍射强度测定中的奥氏体的(200)、(220)、(311)各面的强度峰值求出晶格常数，再由以下计算式求出残留奥氏体中的平均C量(质量％)。

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％。另外，C以外的元素的质量％为相对于钢板整体的质量％。

使用从相对于钢板的轧制方向为垂直的方向取下的JIS 5号试验片，根据JIS Z2241进行拉伸试验。测定TS(拉伸强度)、T.EL(总延伸率)，算出强度与总延伸率的乘积(TS×T.EL)，评价强度与加工性(延展性)的平衡。另外，在本发明中，将TS×T.EL≥20000(MPa·％)的情况判定为良好。

延伸凸缘性根据日本钢铁联盟标准JFST1001来进行评价。将所得的各钢板裁剪为100mm×100mm后，使间隔为板厚的12％、冲孔为直径10mm的孔，然后在使用内径75mm的冲模、以88.2kN的防皱压板力进行按压的状态下，将60°圆锥状凸模压入孔中，测定裂纹发生极限的孔直径，并由(1)式求出极限扩孔率(％)。

极限扩孔率λ(％)＝{(D_f-D₀)/D₀}×100 …(1)

其中，D_f为裂纹发生时的孔径(mm)、D₀为初始孔径(mm)。

使用如上操作测定的λ计算出强度与极限扩孔率的乘积(TS×λ)，对强度和延伸凸缘性的平衡进行评价。

另外，在本发明中，当TS×λ≥25000(MPa·％)时，将延伸凸缘性评价为良好。

此外，通过如下方法对钢板组织中最硬质的组织的硬度进行判断。即，组织观察的结果是，在观察到淬火状态的马氏体时，通过显微维氏硬度计在载荷为0.02N下对这些淬火状态的马氏体中的10个点进行测定，将它们的平均值作为钢板组织中最硬质的组织的硬度。另外，在未观察到淬火状态的马氏体时，如前所述，将回火马氏体、上部贝氏体或下部贝氏体中的任一组织作为本发明钢板中最硬质的相。在本发明钢板的情况下，这些最硬质的相为HV≤800的相。

然后，在10000～30000倍的范围内对从各钢板切下的试验片进行SEM观察，结果确认，在本发明的钢板中，每1mm²中5nm以上且0.5μm以下的铁系碳化物在回火马氏体中析出5×10⁴个以上。

将以上的评价结果示于表3。

由表3可知，本发明的钢板均满足拉伸强度为980MPa以上，而且TS×T.EL值为20000MPa·％以上、TS×λ的值为25000MPa·％以上，因此能够确认兼具有高强度和良好的加工性，特别是优良的延伸凸缘性。

与此相对，试样No.1由于到第1温度范围为止的平均冷却速度在优选范围之外，因此不能得到所要求的钢板组织，虽然满足TS×λ的值为25000MPa·％以上、延伸凸缘性优良，但拉伸强度(TS)没有达到980MPa，TS×T.EL的值也小于20000MPa·％。试样No.2、3及7的冷却停止温度T在第1温度范围的范围之外，因此不能得到所要求的钢板组织，虽然满足拉伸强度(TS)为980MPa以上，但不满足TS×T.EL≥20000MPa·％及TS×λ≥25000MPa·％的任意一个。试样No.5由于退火温度低于A₃相变点，试样No.11由于第2温度范围的保持温度在优选范围之外，因此均不能得到所要求的钢板组织，虽然满足拉伸强度(TS)≥980MPa，但不满足TS×T.EL≥20000MPa·％及TS×λ≥25000MPa·％二者。试样No.31～34由于成分组成在本发明的优选范围之外，因此不能得到所要求的钢板组织，不满足拉伸强度(TS)≥980MPa、TS×T.EL≥20000MPa·％及TS×λ≥25000MPa·％中的任意一个以上。

(实施例2)

将表4所示的钢种a、b、c、d、e的钢熔炼而得到的钢坯加热至1200℃，然后在870℃下终轧，将所得热轧钢板在650℃下卷取，接着将热轧钢板酸洗后，以65％的轧制率(轧制率)进行冷轧，制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。在表5所示的条件下对所得冷轧钢板实施热处理。然后，对热处理后的钢板实施轧制率(延伸率)为0.5％的表面光轧。另外，表4中的A₃点是通过上述式求出的，表5中的Ms点是通过フオ一マスタ试验测定的各钢种的马氏体相变开始温度。此外，表5中，发明例1是使第1温度范围(冷却停止温度)低于Ms-100℃的发明例，发明例2是使第1温度范围(冷却停止温度)为Ms-100℃以上且低于Ms的发明例。

表4 (质量％)

表5

通过与实施例1同样的方法对如上所得的钢板的组织、残留奥氏体中的平均C量、TS(拉伸强度)、T.EL(总延伸率)、延伸凸缘性进行评价。

此外，在10000～30000倍的范围内对从各钢板上切下的试验片进行SEM观察，确认回火马氏体中的铁系碳化物的生成状况。将以上的评价结果示于表6和表7。

表7

表6及表7所示的钢板均符合本发明，满足拉伸强度为980MPa以上、并且TS×T.EL的值为20000MPa·％以上以及TS×λ的值为25000MPa·％以上，因此可以确认兼具有高强度和优良的加工性、特别是优良的延伸凸缘性。而且，使第1温度范围(冷却停止温度)为Ms-100℃以上且低于Ms的试样No.35、36、39、40、42、43(发明例2)，与使第1温度范围(冷却停止温度)低于Ms-100℃的试样No.37、38、41(发明例1)相比，虽然延伸凸缘性稍差，但TS×T.EL的值达到25000MPa·％以上，能够确认强度和延展性的平衡极为良好。

产业上的利用可能性

根据本发明，在C含量高至使钢板中的C量为0.17％以上的基础上，通过规定马氏体、回火马氏体及上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率、残留奥氏体量、以及残留奥氏体中的平均C量，能够得到加工性、特别是延展性和延伸凸缘性优良、而且拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板。

Claims

1.一种高强度钢板，其特征在于，

作为钢板组织，满足马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10％以上且90％以下、残留奥氏体量为5％以上且50％以下、上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5％以上、所述马氏体中的25％以上为回火马氏体、所述马氏体相对于钢板组织整体的面积率与所述残留奥氏体量及所述上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率的合计为65％以上、多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率为0％以上且10％以下，并且所述残留奥氏体中的平均C量为0.70％以上，拉伸强度为980MPa以上。

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

3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计，在C：0.17％以上且小于0.3％的范围内，还含有选自Cr：0.05％以上且5.0％以下、V：0.005％以上且1.0％以下和Mo：0.005％以上且0.5％以下中的1种或2种以上。

4.如权利要求1至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，还含有选自Ti：0.01％以上且0.1％以下和Nb：0.01％以上且0.1％以下中的1种或2种。

5.如权利要求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，还含有B：0.0003％以上且0.0050％以下。

6.如权利要求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，还含有选自Ni：0.05％以上且2.0％以下和Cu：0.05％以上且2.0％以下中的1种或2种。

7.如权利要求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，还含有Ca：0.001％以上且0.005％以下和REM：0.001％以上且0.005％以下中的1种或2种。

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

9.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1～7中任一项所述的成分组成的钢坯热轧后，通过冷轧制成冷轧钢板，然后在奥氏体单相区内对该冷轧钢板进行15秒以上且600秒以下的退火后，以8℃/秒以上的平均冷却速度冷却至50℃以上且300℃以下的第1温度范围，然后，升温至350℃以上且490℃以下的第2温度范围，并在该第2温度范围内保持5秒以上且1000秒以下。

10.如权利要求9所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，以马氏体相变开始温度Ms点℃作为指标，使所述第1温度范围为比Ms低100℃的温度以上且小于Ms，并在所述第2温度范围内保持5秒以上且600秒以下。

11.如权利要求9或10所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在向所述第2温度范围的升温中或在所述第2温度范围内的保持中，实施热镀锌处理或合金化热镀锌处理。