本发明涉及高强度钢板及高强度镀锌钢板。
背景技术：
近年来，对于汽车等所使用的高强度钢板，使耐冲击特性进一步提高的要求在逐渐提高。另外，对于汽车等所使用的高强度钢板，为了得到复杂的构件形状，还需要延展性、扩孔性之类的成形性。
例如，专利文献1中记载了以提高延展性及放边性(也称为拉伸翻边性、拉伸凸缘性)为目的的高强度冷轧钢板，专利文献2中记载了以提高韧性及haz韧性为目的的高强度钢板，专利文献3中记载了以提高形状冻结性及加工性为目的的高强度钢板。另外，专利文献4中记载了以确保延展性并且提高烘烤硬化性为目的的高强度热浸镀锌钢板，专利文献5中记载了以确保延展性并且提高机械切割特性为目的的高强度热浸镀锌钢板，专利文献6中记载了以提高加工性为目的的高强度热浸镀锌钢板。
但是，就以往的高强度钢板而言，无法兼顾近来所要求的优异的成形性及耐冲击特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5463685号公报
专利文献2：日本特开2014-9387号公报
专利文献3：国际公开第2013/018741号
专利文献4：国际公开第2013/047821号
专利文献5：国际公开第2013/047739号
专利文献6：日本特开2009-209451号公报
技术实现要素：
发明所要解决的课题
本发明的目的是提供可得到优异的成形性及耐冲击特性的高强度钢板及高强度镀锌钢板。
用于解决课题的手段
本发明的发明者们为了解决上述课题而进行了深入研究。其结果是，弄清楚了：不仅化学组成及显微组织的体积分率的合理化是重要的，按照使成为断裂的起点的粗大的残留奥氏体尽可能不与回火马氏体及新生马氏体相邻的方式进行配置也是重要的。另外还弄清楚了：对于控制这样的残留奥氏体、回火马氏体及新生马氏体的配置，抑制制造过程中的mn的偏在化(不均匀分布化)极为重要。
一般来说，为了控制高强度钢板的显微组织的体积分率，在冷轧后的退火的最高加热温度附近的滞留中，由奥氏体晶粒构成母相，并调整了之后的冷却条件等。在mn偏在的区域中，在滞留中奥氏体晶粒发生粗大化，在冷却中会得到粗大的残留奥氏体与新生马氏体彼此相邻且混合在一起而成的组织。在退火后的回火中，新生马氏体几乎全体变成回火马氏体，但由于在回火时组织的配置没有发生变化，因此在回火后的显微组织中，粗大的残留奥氏体与回火马氏体或新生马氏体彼此相邻且混合在一起。例如，按照粗大的残留奥氏体被回火马氏体包围的方式存在。就具有这样的显微组织的高强度钢板而言，容易以粗大的残留奥氏体与回火马氏体或新生马氏体的界面作为起点而产生断裂。
以往，为了化学组成及显微组织的体积分率的合理化，对退火的条件及回火的条件进行了提案，但由于mn的偏在化伴随着较高温度时的相变而发展，因此仅调整这些条件无法控制mn的偏在化。本申请发明的发明者们为了抑制mn的偏在化而进行了深入研究，其结果发现：能够在热轧的冷却过程及退火的加热过程中抑制mn的偏在，通过抑制mn的偏在，从而在最高加热温度附近的滞留中能够由微细且均质地分散的奥氏体晶粒构成母相。通过由微细且均质地分散的奥氏体晶粒构成母相，从而在伴随冷却的相变后，残留奥氏体与回火马氏体或新生马氏体会通过贝氏体及铁素体等从彼此中被分离出来，残留奥氏体变得不易与回火马氏体或新生马氏体相邻。即使存在被回火马氏体包围的残留奥氏体，但由于残留奥氏体是微细的，因此也难以成为断裂的起点。本发明的发明者们基于这样的见解而想到了以下所示的发明的各方案。
(1)一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计具有下述所示的化学组成：
c：0.075～0.400％、
si：0.01～2.50％、
mn：0.50～3.50％、
p：0.1000％以下、
s：0.0100％以下、
al：2.000％以下、
n：0.0100％以下、
o：0.0100％以下、
ti：0.000～0.200％、
nb：0.000～0.100％、
v：0.000～0.500％、
cr：0.00～2.00％、
ni：0.00～2.00％、
cu：0.00～2.00％、
mo：0.00～1.00％、
b：0.0000～0.0100％、
w：0.00～2.00％、
选自ca、ce、mg、zr、la和rem中的1种或2种以上：合计为0.0000～0.0100％、
剩余部分：fe及杂质、并且
由(式1)所表示的参数q0：0.35以上，
在板厚的以距离表面为1/4厚处为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计具有下述所示的显微组织：
铁素体：85％以下、
贝氏体：3％～95％、
回火马氏体：1％～80％、
残留奥氏体：1％～25％、
珠光体及粗大渗碳体：合计为5％以下、并且
新生马氏体：5％以下，
其中，残留奥氏体中的固溶碳量为0.70～1.30质量％，
在长宽比为2.50以下并且当量圆直径为0.80μm以上的残留奥氏体晶粒的全部晶界中，与回火马氏体或新生马氏体所成的界面所占的比例为75％以下，
q0＝si+0.1mn+0.6al(式1)
((式1)中的si、mn及al设定为以质量％计的各元素的含量)。
(2)根据(1)所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：
ti：0.001～0.200％、
nb：0.001～0.100％、和
v：0.001～0.500％。
(3)根据(1)或(2)所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：
cr：0.01～2.00％、
ni：0.01～2.00％、
cu：0.01～2.00％、
mo：0.01～1.00％、
b：0.0001～0.0100％、和
w：0.01～2.00％。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有合计为0.0001～0.0100％的选自ca、ce、mg、zr、la和rem中的1种或2种以上。
(5)根据(1)～(4)中任一项所述的高强度钢板，其特征在于，长宽比为2.50以下并且当量圆直径为0.80μm以上的残留奥氏体晶粒的密度为5.0×1010个/m2以下。
(6)一种高强度镀锌钢板，其特征在于，在(1)～(5)中任一项所述的高强度钢板的表面形成有镀锌层。
(7)根据(6)所述的高强度镀锌钢板，其特征在于，所述镀锌层中的fe含量为3.0质量％以下。
(8)根据(6)所述的高强度镀锌钢板，其特征在于，所述镀锌层中的fe含量为7.0质量％～13.0质量％。
发明效果
根据本发明，则残留奥氏体与回火马氏体及新生马氏体的关系等是恰当的，因此能够得到优异的成形性及耐冲击特性。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。
(第1实施方式)
首先，对本发明的第1实施方式的高强度钢板的化学组成进行说明。详细情况会在后面叙述，但第1实施方式的高强度钢板经由热轧工序、酸洗工序、冷轧工序、退火工序、贝氏体相变工序、马氏体相变工序及回火工序而被制造。因此，高强度钢板的化学组成是不仅适于高强度钢板的特性、而且还适于这些处理的化学组成。在以下的说明中，高强度钢板中所含的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。本实施方式的高强度钢板具有下述所示的化学组成：c：0.075～0.400％、si：0.01～2.50％、mn：0.50～3.50％、p：0.1000％以下、s：0.0100％以下、al：2.000％以下、n：0.0100％以下、o：0.0100％以下、ti：0.000～0.200％、nb：0.000～0.100％、v：0.000～0.500％、cr：0.00～2.00％、ni：0.00～2.00％、cu：0.00～2.00％、mo：0.00～1.00％、b：0.0000～0.0100％、w：0.00～2.00％、选自ca、ce、mg、zr、la和稀土类金属(rearearthmetal：rem)中的1种或2种以上：合计为0.0000～0.0100％、剩余部分：fe及杂质、并且由(式1)所表示的参数q0：0.35以上。作为杂质，可例示出在矿石或废料等原材料中所含的杂质、在制造工序中所含的杂质。
q0＝si+0.1mn+0.6al(式1)
((式1)中的si、mn及al为以质量％计的各元素的含量。)
(c：0.075～0.400％)
c通过将奥氏体稳定化而得到残留奥氏体，从而提高强度和成形性。c含量低于0.075％时，无法得到残留奥氏体，难以确保充分的强度及成形性。因此，c含量为0.075％以上。为了得到更优异的强度及成形性，c含量优选为0.090％以上，更优选为0.100％以上。另一方面，c含量超过0.400％时，点焊性会显著劣化。因此，c含量为0.400％以下。为了得到良好的点焊性，c含量优选为0.320％以下，更优选为0.250％以下。
(si：0.01～2.50％)
si通过抑制钢板中的铁系碳化物的生成从而将残留奥氏体稳定化，提高强度和成形性。si含量低于0.01％时，在贝氏体相变工序中，会大量地生成粗大的铁系碳化物，强度及成形性劣化。因此，si含量为0.01％以上。为了得到更优异的强度及成形性，si含量优选为0.10％以上，更优选为0.25％以上。另一方面，si会使钢脆化、使钢板的耐冲击特性降低。si含量超过2.50％时，脆化显著，容易引起所铸造的板坯发生开裂等故障。因此，si含量为2.50％以下。为了得到良好的耐冲击特性，si含量优选为2.25％以下，更优选为2.00％以下。
(mn：0.50～3.50％)
mn会提高钢板的淬透性而提高强度。mn含量低于0.50％时，在退火后的冷却中会大量地形成软质的组织，因此难以确保充分高的抗拉最大强度。因此，mn含量为0.50％以上。为了得到更高的强度，mn含量优选为0.80％以上，更优选为1.00％以上。另一方面，mn会使钢脆化、使点焊性劣化。mn含量超过3.50％时，在钢板的板厚中央部会产生粗大的mn浓集部，容易引起脆化，容易引起所铸造的板坯发生开裂等故障。因此，mn含量为3.50％以下。为了得到良好的点焊性，mn含量优选为3.20％以下，更优选为3.00％以下。
(p：0.1000％以下)
p不是必需元素，例如在钢中作为杂质被含有。由于p会使钢脆化、使通过点焊而产生的熔融部脆化，因此p含量越低越好。p含量超过0.1000％时，脆化显著，容易引起板坯的开裂等故障。因此，p含量为0.1000％以下。为了抑制熔融部的脆化而得到优异的焊接接头强度，p含量优选为0.0400％以下，更优选为0.0200％以下。为了降低p含量需要花费成本，如果想要降低至低于0.0001％，则成本会显著上升。因此，p含量也可以为0.0001％以上，从成本的观点出发，优选为0.0010％以上。
(s：0.0100％以下)
s不是必需元素，例如在钢中作为杂质被含有。由于s会与mn结合而形成粗大的mns，使延展性、扩孔性、放边性及弯曲性之类的成形性降低、使点焊性劣化，因此s含量越低越好。s含量超过0.0100％时，成形性的降低显著。因此，s含量为0.0100％以下。为了得到良好的点焊性，s含量优选为0.0070％以下，更优选为0.0050％以下。为了降低s含量需要花费成本，如果想要降低至低于0.0001％，则成本会显著上升。因此，s含量也可以为0.0001％以上，从成本的观点出发，优选为0.0003％以上，更优选为0.0006％以上。
(al：2.000％以下)
由于al会使钢脆化、使点焊性劣化，因此al含量越低越好。al含量超过2.000％时，脆化显著，容易引起板坯的开裂等故障。因此，al含量为2.000％以下。为了得到良好的点焊性，al含量优选为1.500％以下，更优选为1.300％以下。为了降低al含量需要花费成本，如果想要降低至低于0.001％，则成本会显著上升。因此，al含量也可以为0.001％以上。al作为脱氧材料是有效的，为了充分得到脱氧的效果，al含量优选为0.010％以上。由于al会抑制粗大的碳化物的生成，因此也可以以残留奥氏体的稳定化为目的而被含有。为了残留奥氏体的稳定化，al含量优选为0.100％以上，更优选为0.250％以上。
(n：0.0100％以下)
n不是必需元素，例如在钢中作为杂质被含有。由于n会形成粗大的氮化物，使延展性、扩孔性、放边性及弯曲性之类的成形性降低、在焊接时产生气孔，因此n含量越低越好。n含量超过0.0100％时，成形性的劣化显著。因此，n含量为0.0100％以下。为了更可靠地抑制气孔，n含量优选为0.0075％以下，更优选为0.0060％以下。为了降低n含量需要花费成本，如果想要降低至低于0.0001％，则成本会显著上升。因此，n含量也可以为0.0001％以上，从成本的观点出发，优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。
(o：0.0100％以下)
o不是必需元素，例如在钢中作为杂质被含有。由于o会形成氧化物，使延展性、扩孔性、放边性及弯曲性之类的成形性劣化，因此o含量越低越好。o含量超过0.0100％时，成形性的劣化显著。因此，o含量为0.0100％以下，优选为0.0050％以下，更优选为0.0030％以下。为了降低o含量需要花费成本，如果想要降低至低于0.0001％，则成本会显著上升。因此，o含量也可以为0.0001％以上。
(参数q0：0.35以上)
详细情况在后面叙述，但在马氏体相变工序之后的回火工序中，有可能在加热处理中残留奥氏体会分解成贝氏体、珠光体或粗大的渗碳体。si、mn及al是为了抑制残留奥氏体的分解、提高成形性而特别重要的元素，如果由(式1)所表示的参数q0低于0.35，则无法得到上述的效果。因此，参数q0设定为0.35以上，优选设定为0.60以上，更优选设定为0.80以上。
q0＝si+0.1mn+0.6al(式1)
((式1)中的si、mn及al为以质量％计的各元素的含量。)
ti、nb、v、cr、ni、cu、mo、b、w、ca、ce、mg、zr、la和rem不是必需元素，是也可以在高强度钢板中适当含有直至规定量限度为止的任意元素。
(ti：0.000～0.200％)
ti通过析出强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及通过再结晶的抑制所产生的位错强化，从而有助于钢板的强度的上升。虽然即使不包含ti也可达成所期望的目的，但为了充分地得到这些效果，ti含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。但是，ti含量超过0.200％时，有可能ti碳氮化物会过量析出从而成形性劣化。因此，ti含量为0.200％以下。从成形性的观点出发，ti含量优选为0.120％以下。
(nb：0.000～0.100％)
nb通过析出强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及通过再结晶的抑制所产生的位错强化，从而有助于钢板的强度的上升。虽然即使不包含nb也可达成所期望的目的，但为了充分地得到这些效果，nb含量优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。但是，nb含量超过0.100％时，有可能nb碳氮化物会过量析出从而成形性劣化。因此，nb含量为0.100％以下。从成形性的观点出发，nb的含量优选为0.060％以下。
(v：0.000～0.500％)
v通过析出强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及通过再结晶的抑制所产生的位错强化，从而有助于钢板的强度的上升。虽然即使不包含v也可达成所期望的目的，但为了充分地得到这些效果，v含量优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。但是，v含量超过0.500％时，有可能v碳氮化物会过量析出从而成形性劣化。因此，v含量为0.500％以下，更优选为0.350％以下。
(cr：0.00～2.00％)
cr会提高淬透性，对高强度化是有效的。虽然即使不包含cr也可达成所期望的目的，但为了充分地得到这些效果，cr含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。但是，cr含量超过2.00％时，有可能热加工性会受损从而生产率降低。因此，cr含量为2.00％以下，优选为1.20％以下。
(ni：0.00～2.00％)
ni会抑制高温时的相变，对高强度化是有效的。虽然即使不包含ni也可达成所期望的目的，但为了充分地得到这些效果，ni含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。但是，ni含量超过2.00％时，有可能焊接性会受损。因此，ni含量为2.00％以下，优选为1.20％以下。
(cu：0.00～2.00％)
cu通过以微细的粒子而存在于钢中从而提高强度。虽然即使不包含cu也可达成所期望的目的，但为了充分地得到这些效果，cu含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。但是，cu含量超过2.00％时，有可能焊接性会受损。因此，cu含量为2.00％以下，优选为1.20％以下。
(mo：0.00～1.00％)
mo会抑制高温时的相变，对高强度化是有效的。虽然即使不包含mo也可达成所期望的目的，但为了充分地得到这些效果，mo含量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。但是，mo含量超过1.00％时，有可能热加工性会受损从而生产率降低。因此，mo含量为1.00％以下，优选为0.50％以下。
(b：0.0000～0.0100％)
b会抑制高温时的相变，对高强度化是有效的。虽然即使不包含b也可达成所期望的目的，但为了充分地得到这些效果，b含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。但是，b含量超过0.0100％时，有可能热加工性会受损从而生产率降低。因此，b含量为0.0100％以下，更优选b含量为0.0050％以下。
(w：0.00～2.00％)
w会抑制高温时的相变，对高强度化是有效的。虽然即使不包含w也可达成所期望的目的，但为了充分地得到这些效果，w含量优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。但是，w含量超过2.00％时，有可能热加工性会受损从而生产率降低。因此，w含量为2.00％以下，优选为1.20％以下。
(选自ca、ce、mg、zr、la和rem中的1种或2种以上：合计为0.0000～0.0100％)
rem是指属于镧系的元素。例如，rem、ce以混合稀土合金被添加，有时除了la、ce以外还会复合含有镧系的元素。即使包含la、ce以外的镧系的元素，也可发挥本发明的效果。即使包含金属la、ce，也可发挥本发明的效果。
ca、ce、mg、zr、la和rem对改善成形性是有效的。虽然即使不包含ca、ce、mg、zr、la和rem也可达成所期望的目的，但为了充分地得到这些效果，ca、ce、mg、zr、la和rem的总含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0010％以上。但是，ca、ce、mg、zr、la和rem的总含量超过0.0100％时，有可能会损害延展性。因此，ca、ce、mg、zr、la和rem的总含量为0.0100％以下，优选为0.0070％以下。
作为杂质，容许含有合计为0.0100％以下的h、na、cl、sc、co、zn、ga、ge、as、se、y、zr、tc、ru、rh、pd、ag、cd、in、sn、sb、te、cs、hf、ta、re、os、ir、pt、au及pb。
接下来，对第1实施方式的高强度钢板的显微组织进行说明。本实施方式的高强度钢板在板厚的以距离表面为1/4厚处为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计具有下述所示的显微组织：铁素体：85％以下、贝氏体：3％～95％、回火马氏体：1％～80％、残留奥氏体：1％～25％、珠光体及粗大渗碳体：合计为5％以下、并且新生马氏体：5％以下。
(铁素体：85％以下)
铁素体具有优异的延展性。但是，由于铁素体的强度低，因此铁素体的体积分率超过85％时，无法得到充分的抗拉最大强度。因此，铁素体的体积分率为85％以下。为了得到更高的抗拉最大强度，铁素体的体积分率优选为75％以下，更优选为65％以下。虽然即使不包含铁素体也可达成所期望的目的，但为了得到良好的延展性，铁素体的体积分率优选为5％以上，更优选为10％以上。
(贝氏体：3％～95％)
贝氏体是对强度与成形性的平衡优异的组织。贝氏体的体积分率低于3％时，无法得到良好的强度与成形性的平衡。因此，贝氏体的体积分率为3％以上。由于残留奥氏体的体积分率会伴随着贝氏体的生成而提高，因此贝氏体的体积分率优选为7％以上，更优选为10％以上。另一方面，贝氏体的体积分率超过95％时，确保回火马氏体及残留奥氏体这两者变得困难，无法得到良好的强度与成形性的平衡。因此，贝氏体的体积分率为95％以下，为了得到更优异的强度与成形性的平衡，贝氏体的体积分率优选为85％以下，更优选为75％以下。
需要说明的是，本发明中的贝氏体中包含：由板条状的体心立方晶格(body-centeredcubic：bcc)晶体形成且不包含铁系碳化物的贝氏体铁素体；由微细的bcc晶体及粗大的铁系碳化物形成的粒状贝氏体；由板条状的bcc晶体及粗大的铁系碳化物形成的上贝氏体；以及由板状的bcc晶体及在其内部平行排列的微细的铁系碳化物形成的下贝氏体。
(回火马氏体：1％～80％)
回火马氏体会在不损害耐冲击特性的情况下使钢板的抗拉强度大幅提高。回火马氏体的体积分率低于1％时，无法得到充分的抗拉强度。因此，回火马氏体的体积分率为1％以上。为了得到更高的抗拉强度，回火马氏体的体积分率优选为5％以上，更优选为10％以上。另一方面，回火马氏体的体积分率超过80％时，回火马氏体与残留奥氏体所成的界面过度增加，耐冲击特性劣化。因此，回火马氏体的体积分率为80％以下。为了得到更优异的耐冲击特性，回火马氏体的体积分率优选为73％以下，更优选为65％以下。
(残留奥氏体：1％～25％)
残留奥氏体会提高强度与延展性的平衡。残留奥氏体的体积分率低于1％时，无法得到良好的强度与延展性的平衡。因此，残留奥氏体的体积分率为1％以上。为了得到良好的成形性，残留奥氏体的体积分率优选为2.5％以上，更优选为4％以上。另一方面，为了使残留奥氏体的体积分率成为超过25％，需要焊接性显著受损的程度的c。因此，残留奥氏体的体积分率为25％以下。残留奥氏体通过受到冲击而相变成硬质的马氏体，作为断裂的起点而起作用。残留奥氏体的体积分率超过21％时，容易产生马氏体相变。因此，残留奥氏体的体积分率优选为21％以下，更优选为17％以下。
残留奥氏体中的固溶碳量越高，则残留奥氏体的稳定性越高，越可得到优异的耐冲击特性。残留奥氏体中的固溶碳量低于0.70质量％时，无法充分地得到该项。因此，残留奥氏体中的固溶碳量为0.70％质量％以上。残留奥氏体中的固溶碳量优选为0.77质量％以上，更优选为0.84质量％以上。另一方面，如果残留奥氏体中的固溶碳量过度提高，则有可能伴随拉伸变形的由残留奥氏体向马氏体的相变不会充分地进行，加工硬化能力反而降低。残留奥氏体中的固溶碳量超过1.30质量％时，无法得到充分的加工硬化能力。因此，残留奥氏体中的固溶碳量为1.30质量％以下，优选为1.20质量％以下，更优选为1.10质量％以下。
长宽比为2.50以下并且当量圆直径为0.80μm以上的残留奥氏体晶粒通过受到冲击而相变成硬质的马氏体，容易作为断裂的起点而起作用。特别是在符合上述的残留奥氏体晶粒与回火马氏体或新生马氏体所成的界面的附近，残留奥氏体受到硬质的回火马氏体或新生马氏体的拘束，伴随着变形而在残留奥氏体侧产生高的应变，残留奥氏体容易相变成马氏体。因此，残留奥氏体与回火马氏体或新生马氏体所成的界面发生剥离而容易产生断裂。
而且，如果在长宽比为2.50以下并且当量圆直径为0.80μm以上的残留奥氏体晶粒的全部晶界中、与回火马氏体或新生马氏体所成的界面所占的比例、即与回火马氏体或新生马氏体相接的部分的比例超过75％，则伴随界面断裂而产生的断裂显著。因此，本实施方式中，该比例为75％以下。本实施方式中，由于该比例为75％以下，因此能够抑制以上述残留奥氏体晶粒作为起点的断裂，提高耐冲击特性。为了得到更优异的耐冲击特性，该比例优选为60％以下，更优选为40％以下。
通过降低成为断裂的起点的粗大的残留奥氏体晶粒，耐冲击特性会进一步改善。从该观点出发，长宽比为2.50以下并且当量圆直径为0.80μm以上的残留奥氏体晶粒的密度优选为5.0×1010个/m2以下，更优选为3.0×1010个/m2以下。
(新生马氏体：5％以下)
新生马氏体会使抗拉强度大幅提高，但另一方面会成为断裂的起点而使耐冲击特性劣化。新生马氏体的体积分率超过5％时，耐冲击特性的劣化显著。因此，新生马氏体的体积分率为5％以下。为了得到优异的耐冲击特性，新生马氏体的体积分率优选为1％以下，更优选为0％。
(珠光体及粗大渗碳体：合计为5％以下)
珠光体及粗大的渗碳体会使延展性劣化。珠光体及粗大的渗碳体的体积分率合计超过5％时，延展性的劣化显著。因此，珠光体及粗大渗碳体的体积分率合计为5％以下。其中，本实施方式中，所谓粗大的渗碳体是指当量圆直径为1.0μm以上的渗碳体。通过电子显微镜观察，能够容易地测定渗碳体的当量圆直径，能够容易地判别该渗碳体是否粗大。
铁素体、贝氏体、回火马氏体、新生马氏体、珠光体及粗大渗碳体的体积分率可以使用以下所示的方法来测定。以与钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面来采集试样，将观察面进行研磨并进行硝酸乙醇蚀刻，用场致发射型扫描型电子显微镜(fe-sem：fieldemissionscanningelectronmicroscope)观察板厚的以距离表面为1/4厚处为中心的1/8厚～3/8厚的范围并测定面积分率，以此可以视为体积分率。
残留奥氏体的体积分率通过x射线衍射法来进行评价。在板厚的距离表面为1/8厚～3/8厚的范围内，将与板面平行的面精加工成镜面，通过x射线衍射法来测定fcc铁的面积分率，以此可以视为残留奥氏体的体积分率。
残留奥氏体中的固溶碳量(cγ[质量％])可以如下求出：在与残留奥氏体的体积分率的测定相同的条件下进行x射线衍射试验，求出残留奥氏体的平均晶格常数a[nm]，使用下述式求出。
cγ＝2.264×102×(a-0.3556)
残留奥氏体晶粒的长宽比、当量圆直径及界面是使用fe-sem，进行利用透射ebsd法(电子背散射衍射法)而进行的高分辨率晶体取向解析，从而进行评价。在板厚的1/8厚～3/8厚的范围内，切取出与板面平行的薄片，对薄片实施机械研磨及电解研磨，通过观察薄片中产生的孔的周边，能够精确地观察微细的残留奥氏体晶粒。需要说明的是，在利用透射ebsd法而得到的数据的解析中，可以使用tsl公司制的“oimanalysys6.0”。利用透射ebsd法而进行的观察是在上述薄片中设定5个以上的2.0×10-10m2以上的大小的区域来进行的。将根据观察结果而判断为fcc铁的区域作为残留奥氏体。
对得到残留奥氏体晶粒的长宽比及当量圆直径的方法进行叙述。首先，从所测定的晶体取向中仅抽出fcc铁来描绘晶体取向图。将产生10°以上的晶体取向差的边界视为晶界。长宽比设定为晶粒的长轴长度除以短轴长度所得到的值。当量圆直径通过下述方法得到：由各个晶粒中所含的测定点的数目求出面积，并将4/π乘以面积后求出平方根。
对求出与回火马氏体或新生马氏体所成的界面在残留奥氏体晶粒的晶界中所占的比例的方法进行叙述。首先，对于由bcc铁得到的数据，将产生4°以上的晶体取向差的边界作为晶界，算出表示各晶粒中的晶格的应变的指标即“grainaveragefit”。
grainaveragefit高的粒是回火马氏体或新生马氏体。相对于通过使用了fe-sem的观察而得到的回火马氏体的面积分率stm[％]及新生马氏体的面积分率sfm[％]之和stm+sfm[％]，将grainaveragefit作为横轴，制作将纵轴设定为各晶粒的面积的直方图。然后，将从grainaveragefit高的一侧起相当于stm+sfm[％]的部分视为回火马氏体或新生马氏体。
在残留奥氏体的晶体取向图上，通过描绘出产生4°的晶体取向差的边界作为晶界，并进一步地在同一图上表示出被视为回火马氏体或新生马氏体的区域，从而可知残留奥氏体、回火马氏体及新生马氏体的配置。然后，由该配置可以求出在长宽比为2.50以下并且当量圆直径为0.80μm以上的残留奥氏体晶粒的全部晶界中、与回火马氏体或新生马氏体所成的界面所占的比例。
本实施方式的高强度钢板的板厚没有限定，但优选为0.4mm～5.0mm。如果板厚低于0.4mm，则有可能变得难以将钢板的形状保持为平坦。板厚超过5.0mm时，控制制造过程中的加热条件及冷却条件变得困难，有可能无法得到规定的显微组织。
(第2实施方式)
首先，对本发明的第2实施方式的高强度镀锌钢板进行说明。本实施方式的高强度镀锌钢板具有：第1实施方式的高强度钢板；和形成于其表面的镀锌层。镀锌层例如为热浸镀锌层或合金化镀锌层。镀锌层也可以是电镀锌层。
在使用热浸镀锌层的情况下，为了提高高强度钢板的表面与热浸镀锌层的密合性，热浸镀锌层中的fe含量优选为3.0质量％以下。另外，热浸镀锌层中的al含量越高，则高强度钢板的表面与热浸镀锌层的密合性越容易劣化，al含量超过0.5质量％时，密合性的劣化显著。因此，热浸镀锌层中的al含量优选为0.5质量％以下。
在使用合金化镀锌层的情况下，为了提高高强度钢板的表面与合金化镀锌层的密合性，合金化镀锌层中的fe含量优选为7.0质量％～13.0质量％。
镀锌层也可以含有选自ag、b、be、bi、ca、cd、co、cr、cs、cu、ge、hf、i、k、la、li、mg、mn、mo、na、nb、ni、pb、rb、sb、si、sn、sr、ta、ti、v、w、zr及rem中的1种或2种以上。也会有根据各元素的含量而使镀锌层的耐蚀性、加工性得以改善等优选的情况。
镀锌层中的fe含量及al含量可以通过以下所示的方法来进行测定。首先，在添加了抑制剂的浓度为3～10％的室温的盐酸中，浸渍规定尺寸的镀覆钢板，使镀层溶解。接着，将使镀层溶解而得到的液体稀释，通过电感耦合等离子体(inductivelycoupledplasma：icp)法对稀释的溶液中的zn、al、fe浓度进行分析，求出镀层中的zn、al及fe的质量比。之后，由镀层中的zn、al及fe的质量比算出镀层中的fe含量及al含量。作为抑制剂，只要使用例如jisk8847中规定的六亚甲基四胺即可。
接下来，对制造第1实施方式的高强度钢板的方法进行说明。该制造方法包含热轧工序、酸洗工序、冷轧工序、退火工序、贝氏体相变工序、马氏体相变工序及回火工序，也可以包含软质化退火(软化退火)工序。该制造方法优选应用于板厚为0.4mm～5.0mm的高强度钢板的制造。如果板厚低于0.4mm，则有可能变得难以将钢板的形状保持为平坦。板厚超过5.0mm时，控制制造过程中的加热条件及冷却条件变得困难，有可能无法得到规定的显微组织。
为了制造第1实施方式的高强度钢板，首先，铸造具有上述的化学组成的板坯。供于热轧的板坯可以使用连续铸造板坯或通过薄板坯连铸机等而制造的板坯。铸造后的板坯也可以暂时冷却至常温，但由于在高温的状态下直接供于热轧能够削减加热所需要的能量，因此更优选。
(热轧工序)
在热轧工序中，板坯的加热温度低于1080℃时，因铸造而产生的粗大的夹杂物会有溶解残留，热轧以后会有钢板断裂的可能性。因此，板坯的加热温度设定为1080℃以上，优选设定为1150℃以上。板坯的加热温度的上限没有特别规定，但若要加热超过1300℃则需要大量的能量，因此优选设定为1300℃以下。
热轧的完成温度低于850℃时，轧制反作用力会提高，变得难以稳定地得到所期望的板厚。因此，热轧的完成温度设定为850℃以上。从轧制反作用力的观点出发，热轧的完成温度优选设定为870℃以上。另一方面，若要使热轧的完成温度成为超过1020℃，则在从板坯的加热结束起到热轧的完成为止的期间需要加热钢板的装置，变得需要高成本。因此，热轧的完成温度设定为1020℃以下。另外，如果热轧的完成温度过度高，则有可能在之后的冷却过程中钢板的形状崩溃，在冷却完成后变得需要形状矫正加工，从成本的方面考虑不优选。因此，热轧的完成温度优选设定为1000℃以下，更优选设定为980℃以下。
在从热轧的完成到卷取为止的期间，如果从850℃到700℃为止的范围内的平均冷却速度低于8.0℃/秒，则会生成粗大的铁素体，mn偏析增强，成为偏在有硬质组织的显微组织。其结果是，在高强度钢板中残留奥氏体与回火马氏体或新生马氏体相接的可能性过度提高。因此，在该方法中，将从850℃到700℃为止的范围内的平均冷却速度设定为8.0℃/秒以上。为了避免高强度钢板中的残留奥氏体与回火马氏体的相邻、提高钢板的耐冲击特性，从850℃到700℃为止的范围内的平均冷却速度优选设定为12.0℃/秒以上，更优选设定为16.0℃/秒以上。即使不限定从850℃到700℃为止的范围内的平均冷却速度的上限，也能够制造出第1实施方式的高强度钢板。
卷取热轧钢板作为卷材的温度(卷取温度)tc超过700℃时，在卷取后慢冷却至室温的期间，在高温时会进行相变，生成粗大的铁素体，mn偏析增强，成为偏在有硬质组织的显微组织。其结果是，在高强度钢板中残留奥氏体与回火马氏体或新生马氏体相接的可能性过度提高。因此，本制造方法中，将卷取温度tc设定为700℃以下。为了避免高强度钢板中的残留奥氏体与回火马氏体的相邻、提高钢板的耐冲击特性，卷取温度tc优选设定为660℃以下。另一方面，如果将卷取温度tc设定为低于400℃，则热轧钢板的强度会过度提高，在酸洗工序及冷轧工序中钢板有可能会发生断裂。因此，卷取温度tc设定为400℃以上。为了精确地冷却钢板，将卷取温度tc优选设定为500℃以上。
如果加快卷取后达到室温为止的冷却速度，则卷取后的相变会在更低温度下进行，因此会成为硬质组织适度分散的显微组织，在高强度钢板中残留奥氏体与回火马氏体或新生马氏体相接的可能性降低。因此，从卷取温度tc到350℃为止的平均冷却速度设定为5.0×10-3℃/秒以上。另一方面，如果将作为卷材而卷取的钢板过度地快速冷却，则在卷材内会产生大的温度偏差，伴随着温度偏差，相变行为也产生偏差，因此会成为硬质组织部分地进行集合的显微组织，在高强度钢板中残留奥氏体与回火马氏体或新生马氏体相接的可能性反而增大。为了避免这种情况，从卷取温度tc到350℃为止的平均冷却速度设定为1.0×10-2℃/秒以下，优选设定为9.0×10-3℃/秒以下。
(酸洗工序)
在热轧工序后的酸洗工序中，进行热轧工序中所得到的热轧钢板的酸洗。在酸洗中，将存在于热轧钢板的表面的氧化物除去。酸洗对于提高热轧钢板的化成处理性(化学转化处理性)及镀覆性是重要的。热轧钢板的酸洗可以只进行一次，也可以进行多次。
(冷轧工序)
在酸洗工序后的冷轧工序中，进行热轧钢板的冷轧而得到冷轧钢板。冷轧中的合计的压下率超过85％时，钢板的延展性会显著降低，在冷轧中钢板断裂的可能性提高。因此，在冷轧中将压下率的合计设定为85％以下，优选设定为75％以下，更优选设定为70％以下。冷轧工序中的合计的压下率的下限没有特别限定，也可以不实施冷轧。但是，如果冷轧中的压下率的合计低于0.05％，则有可能钢板的形状会变得不均质，镀覆不会均匀地附着从而外观受损。因此，冷轧中的合计的压下率优选设定为0.05％以上，更优选设定为0.10％以上。需要说明的是，优选冷轧以多个道次来进行，无论冷轧的道次数、各道次中的压下率的分配如何。
如果冷轧中的合计的压下率为超过10％且低于20％，则有可能在冷轧工序后的退火工序中再结晶不会充分进行，包含大量的位错且失去了延展性的粗大的晶粒残留在表层附近，弯曲性及耐疲劳特性劣化。为了避免这种情况，减小合计的压下率、减轻位错在晶粒中的蓄积而保留晶粒的延展性是有效的。从减轻位错在晶粒中的蓄积的观点出发，冷轧工序中的合计的压下率优选设定为10％以下，更优选设定为5.0％以下。另外，为了得到良好的弯曲性及耐疲劳特性，增大冷轧工序中的合计的压下率、在退火工序中使再结晶充分进行、将加工组织制成在内部位错的蓄积少的再结晶粒是有效的。为了充分地进行退火工序中的再结晶，合计的压下率优选设定为20％以上，更优选设定为30％以上。
(软质化退火工序)
本制造方法也可以在热轧工序与冷轧工序之间包含软质化退火工序。在软质化退火工序中，进行以钢板的软质化为目的的软质化退火。通过进行软质化退火，能够降低冷轧中的轧制反作用力，改善钢板的形状。但是，由于软质化退火工序中的退火处理温度超过680℃时，渗碳体的粒径会粗大化，退火工序中的奥氏体晶粒的核生成频率降低，一部分奥氏体晶粒过度生长，因此粗大的奥氏体晶粒的密度会提高，冲击特性劣化。因此，退火处理温度优选设定为680℃以下。退火处理温度的下限没有特别规定，但低于300℃时无法得到充分的软质化效果。因此，退火处理温度优选设定为300℃以上。
软质化退火工序可以在酸洗工序之前或者在酸洗工序之后。也可以在软质化退火工序之前及之后这两者进行酸洗。
(退火工序)
在冷轧工序后的退火工序中，进行冷轧钢板的退火。在退火工序中，将ac1点～(ac1点+25)℃的范围内的平均加热速度设定为0.5℃/秒以上来将冷轧工序中所得到的冷轧钢板加热至最高加热温度tmax。ac1点～(ac1点+25)℃的范围内的平均加热速度低于0.5℃/秒时，在刚超过ac1点时所生成的奥氏体晶粒过度生长，成为偏在有硬质组织的显微组织。其结果是，在高强度钢板中，残留奥氏体与回火马氏体或新生马氏体相接的可能性过度提高。为了避免高强度钢板中的残留奥氏体与回火马氏体的相邻、提高钢板的耐冲击特性，ac1点～(ac1点+25)℃的范围内的平均加热速度优选设定为0.8℃/秒以上。ac1点～(ac1点+25)℃的范围内的平均加热速度的上限没有特别设定，但如果加热速度过度提高，则有可能钢中的渗碳体会有溶解残留、特性劣化。因此，ac1点～(ac1点+25)℃的范围内的平均加热速度优选设定为100℃/秒以下。
如果最高加热温度tmax低于(ac1点+40)℃，则有可能钢中的渗碳体会有溶解残留、特性劣化。因此，最高加热温度tmax设定为(ac1点+40)℃以上。为了提高硬质组织分率、成为更高强度，最高加热温度tmax优选设定为(ac1点+55)℃以上。另一方面，最高加热温度tmax超过1000℃时，有可能奥氏体直径会变得粗大，高强度钢板的特性大幅劣化。因此，最高加热温度tmax优选设定为1000℃以下。
钢板的ac1点及ac3点分别为奥氏体逆相变的开始点和完成点。钢板的ac1点及ac3点可通过下述方法得到：从热轧后的钢板中切取出小片，以10℃/秒加热至1200℃，测定期间的体积膨胀。
在退火工序中，从最高加热温度tmax到(tmax-10)℃为止的温度范围内的滞留时间tmax会大为影响高强度钢板的特性。如果该滞留时间tmax过长，则mn偏析会进行，成为偏在有硬质组织的显微组织。其结果是，在高强度钢板中，残留奥氏体与回火马氏体或新生马氏体相接的可能性过度提高。因此，本制造方法中，为了提高耐冲击特性，将与滞留时间tmax有关的(式2)所表示的参数q1设定为2.0以下。
[数学式1]
((式2)中的wmn是以质量％计的mn的含量，tc是在热轧工序中将热轧钢板卷取成卷材的温度[℃]。t是tmax或ac3点中较低的温度。)
参数q1反映出退火工序后的mn偏析的进行程度，参数q1越大则mn偏析越会进行，耐冲击特性越劣化。从耐冲击特性的观点出发，参数q1设定为2.0以下，优选设定为1.5以下，更优选设定为1.0以下。
在以上述温度范围及上述滞留时间tmax而进行的滞留后，将钢板冷却至650℃(第1冷却)。到650℃(第1冷却停止温度)为止的平均冷却速度(第1冷却速度)可以根据钢板的要求特性进行任意变更。第1冷却速度优选设定为0.5℃/秒以上。如果第1冷却速度为0.5℃/秒以上，则能够防止大量的珠光体的产生。
在第1冷却之后，从650℃到500℃以下的温度(第2冷却停止温度)为止，将平均冷却速度设定为2.5℃/秒以上来冷却钢板(第2冷却)。从650℃到500℃为止的温度范围的平均冷却速度(第2冷却速度)低于2.5℃/秒时，珠光体、粗大的渗碳体会大量地产生，成形性受损。另外，在该温度范围内生成的铁素体为软质，会降低强度。为了提高高强度钢板的强度，第2冷却速度优选设定为5.0℃/秒以上，更优选设定为9.0℃/秒以上。即使不限定第2冷却速度的上限，也能够制造第1实施方式的高强度钢板，但为了得到200℃/秒以上的平均冷却速度，需要采用特殊的冷却方法。因此，从成本的观点出发，第2冷却速度优选设定为200℃/秒以下。
(贝氏体相变工序)
在退火工序后的贝氏体相变工序中，在500～340℃的范围进行促进贝氏体相变的处理。通过推进贝氏体相变，使得存在于未相变的奥氏体的晶粒内的核生成位点被消耗，在接下来的马氏体相变工序中，从奥氏体的晶粒内生成的马氏体会减少。其结果是，残留奥氏体与回火马氏体的界面会减少，耐冲击特性得以改善。另一方面，如果过度推进贝氏体相变，则在未相变的奥氏体中，碳会过量浓缩。其结果是，未相变的奥氏体中的ms点降低，在接下来的马氏体相变工序中无法得到马氏体。为了适度地推进贝氏体相变、改善耐冲击性，在贝氏体相变工序中，将(式3)所表示的参数q2设定为0.10～3.00。
[数学式2]
((式3)中的mn、si、cr、al是以质量％计的各元素的含量，tb是贝氏体相变工序的处理时间[秒]，ti是将从贝氏体相变工序的开始到完成为止的处理时间划分成10等分的第i号的范围内的平均温度[℃]。)
参数q2反映出贝氏体相变的进行程度，参数q2越大则贝氏体相变越会进行。如果参数q2为0.10～3.00的范围，则贝氏体相变的进行程度会变得适当。从耐冲击性的观点出发，参数q2优选为0.25～2.50。
在本制造方法中，也可以在退火工序与贝氏体相变工序之间进行将钢板冷却至ms*～(mf*+50)℃并再加热至340～500℃的处理。通过该处理，能够更有效地消耗掉未相变奥氏体的晶粒内的核生成位点，能够使钢板的耐冲击特性进一步提高。ms*由(式4)表示，mf*由(式5)表示。
[数学式3]
mf*＝ms*-120×(1-vα)-0.4(式5)
((式4)中的c、mn、ni、cr、si、mo、al是以质量％计的各元素的含量，在不包含该元素的情况下为0。(式4)及(式5)中的vα是铁素体的体积分率[％]。)
需要说明的是，在钢板的制造中直接测定铁素体的体积分率是困难的。因此，在本制造方法中，切取出退火工序前的冷轧钢板的小片，将该小片以与退火工序相同的温度历程进行退火，测定小片的铁素体的体积的变化，将使用该结果而算出的数值作为铁素体的体积分率来使用。在以相同的制造条件(温度历程)来制造钢板的情况下，铁素体的体积分率的测定可以使用最初1次的测定结果即可，不需要每次进行测定。在较大变更制造条件的情况下，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，反馈给下次以后的制造。
(马氏体相变工序)
在贝氏体相变工序后的马氏体相变工序中，进行通过冷却钢板(第3冷却)来产生马氏体相变的处理。第3冷却中的340℃～ms点的范围内的平均冷却速度(第3冷却速度)低于1.0℃/秒时，会生成包含碳化物的下贝氏体，成形性劣化。因此，第3冷却速度设定为1.0℃/秒以上。为了得到更优异的成形性，第3冷却速度优选设定为2.5℃/秒以上，更优选设定为4.0℃/秒以上。ms点由(式6)表示。
[数学式4]
((式6)中的c、mn、ni、cr、si、al是以质量％计的各元素的含量，在不包含该元素的情况下为0。vα是铁素体的体积分率[％]，vb是贝氏体的体积分率[％]。)
之后，冷却至ms点以下到mf点以上之间的任意的温度(第3冷却停止温度)，推进马氏体相变。mf点由(式7)表示。
[数学式5]
((式7)中的c、mn、ni、cr、si、al是以质量％计的各元素的含量，在不包含该元素的情况下为0。vα是铁素体的体积分率[％]，vb是贝氏体的体积分率[％]。)
需要说明的是，在钢板的制造中直接测定铁素体的体积分率及贝氏体的体积分率是困难的。因此，在本制造方法中，切取出退火工序前的冷轧钢板的小片，将该小片以与退火工序相同的温度历程进行退火，测定小片的铁素体及贝氏体的体积的变化，将使用该结果而算出的数值分别作为铁素体的体积分率、贝氏体的体积分率来使用。在以相同的制造条件(温度历程)来制造钢板的情况下，铁素体及贝氏体的体积分率的测定可以使用最初1次的测定结果即可，不需要每次进行测定。在较大变更制造条件的情况下，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，反馈给下次以后的制造。
优选的是：将mf点设定为-10℃以下，第3冷却停止温度设定为-10～50℃的范围。通过将冷却停止温度设定为-10～50℃的范围，能够在不使用特殊的保热装置或冷藏装置的情况下转移到接下来的回火工序中。因此，从成本的观点出发，第3冷却停止温度优选设定为-10～50℃的范围。
在本制造方法中，也可以在马氏体相变工序与回火工序之间，实施第2冷轧(表皮光轧)。在第2冷轧中，对钢板进行将轧制率设定为3.0％以下、优选设定为2.0％以下的冷轧。通过进行第2冷轧，使得与马氏体所成的界面在全部晶界中所占的比例大的不稳定的未相变奥氏体晶粒相变为马氏体，因此回火工序后的钢板的耐冲击特性改善。
(回火工序)
在马氏体相变工序后的回火工序中，在200～600℃的范围内将钢板进行回火。通过回火工序，使得在马氏体相变工序中所生成的马氏体变成回火马氏体，钢板的成形性及耐冲击特性大为改善。
与回火温度ttem[℃]及从回火温度ttem到(ttem-10℃)为止的期间的回火处理时间ttem[秒]相关联，由(式8)所表示的参数q3设定为1.0以上，由(式9)所表示的参数q4设定为1.00以下，由(式10)所表示的参数q5设定为1.00以下。
[数学式6]
((式8)中的si是以质量％计的si的含量。ttem是回火温度[℃]，ttem是回火处理时间[秒]。)
参数q3表示马氏体的回火的程度。如果参数q3低于1.0，则马氏体的回火不会充分进行，扩孔性、放边性劣化。因此，参数q3需要设定为1.0以上。为了得到更优异的扩孔性、放边性，参数q3优选为1.5以上，更优选设定为2.0以上。
[数学式7]
((式9)中的mn、ni是以质量％计的mn、ni的含量，在不包含该元素的情况下为0。ttem是回火温度[℃]，ttem是回火处理时间[秒]。)
参数q4表示残留奥氏体的稳定性。参数q4超过1.00时，残留奥氏体会过度稳定化，在变形时变得不会相变成马氏体，强度与延展性的平衡劣化。因此，参数q4需要设定为1.00以下。为了进一步抑制残留奥氏体的稳定化、得到更优异的强度与延展性的平衡，参数q4优选设定为0.90以下，更优选设定为0.80以下。
[数学式8]
((式10)中的si、al、mn、cr、mo、ni是以质量％计的各元素的含量，在不包含该元素的情况下为0。ttem是回火温度[℃]，ttem是回火处理时间[秒]。)
参数q5表示由残留奥氏体生成珠光体和/或粗大渗碳体的行为。参数q5超过1.00时，大部分的残留奥氏体分解成珠光体和/或粗大渗碳体，钢板的强度及成形性劣化。因此，参数q5需要设定为1.00以下。为了进一步抑制残留奥氏体的分解、得到更优异的强度及成形性，参数q5优选设定为0.60以下，更优选设定为0.20以下。
在回火工序中，优选将从200℃到最高加热温度(回火温度)为止的平均加热速度设定为1.0℃/秒以上。通过将平均加热速度设定为1.0℃/秒以上，回火马氏体中的碳化物变得微细，能够提高耐冲击特性。为了改善耐冲击特性，优选上述温度范围内的平均加热速度更优选设定为4.0℃/秒以上。
另外，在回火工序后，以形状矫正为目的，也可以实施轧制率为3.00％以下的冷轧。
通过以上的工序，得到第1实施方式的高强度钢板。
接下来，对制造第2实施方式的高强度镀锌钢板的方法进行说明。在该制造方法中，对通过上述的制造方法而得到的第1实施方式的高强度钢板或通过上述的制造方法进行制造的过程中的高强度钢板进行镀覆处理，形成镀锌层。作为镀覆处理，可以进行热浸镀锌处理，也可以进行电镀锌处理。
作为对制造过程中的高强度钢板进行热浸镀锌处理的阶段(时机)，可列举出贝氏体相变工序前的时机、马氏体相变工序前的时机、回火工序前的时机、回火工序后等。另外，也可以在回火工序中进行热浸镀锌处理。
热浸镀锌处理中的镀锌浴的温度优选设定为450～470℃。如果镀锌浴的温度低于450℃，则镀浴的粘度会过大地提高，控制镀层的厚度变得困难，有可能会损害钢板的外观。因此，镀锌浴的温度优选设定为450℃以上。另一方面，镀锌浴的温度超过470℃时，有可能产生大量的烟雾，安全地制造变得困难。因此，镀锌浴的温度优选设定为470℃以下。
浸渍于镀锌浴中的钢板的温度(钢板浸入温度)优选设定为420～500℃。浸渍于镀锌浴中的钢板的温度低于420℃时，由于为了使镀锌浴的温度在450℃以上稳定而需要对镀锌浴给予大量的热量，因此在实用上不合适。因此，为了使镀锌浴的浴温稳定，钢板浸入温度优选设定为420℃以上，更优选设定为440℃以上。另一方面，如果浸渍于镀锌浴中的钢板的温度超过500℃，则为了使镀锌浴的温度在470℃以下稳定而需要导入从镀锌浴中除去大量热量的设备，从制造成本的方面考虑不合适。因此，为了使镀锌浴的浴温稳定，钢板浸入温度优选设定为500℃以下，更优选设定为480℃以下。
镀锌浴优选具有下述组成：以锌作为主体，由镀锌浴中的总al量减去总fe量而得到的值即有效al量为0.010～0.300质量％。镀锌浴中的有效al量低于0.010质量％时，有可能fe向镀锌层中的侵入会过度进展，镀覆密合性受损。因此，镀锌浴中的有效al量优选设定为0.010质量％以上，更优选设定为0.030质量％以上，进一步优选设定为0.050质量％以上。另一方面，镀锌浴中的有效al量超过0.300质量％时，有可能在基底金属与镀锌层的边界处会过量地生成fe-al金属间化合物，镀覆密合性显著受损。因此，镀锌浴中的有效al量优选设定为0.300质量％以下。特别是在实施合金化处理的情况下，如果生成fe-al金属间化合物，则fe及zn原子的移动受到阻碍，合金相的形成受到抑制，因此镀浴中的有效al量更优选设定为0.180质量％以下，进一步优选设定为0.150质量％以下。
镀锌浴也可以含有选自ag、b、be、bi、ca、cd、co、cr、cs、cu、ge、hf、i、k、la、li、mg、mn、mo、na、nb、ni、pb、rb、sb、si、sn、sr、ta、ti、v、w、zr及rem中的1种以上。根据各元素的含量，也会有镀锌层的耐蚀性、加工性得到改善等优选的情况。
将钢板浸渍于镀锌浴后，为了达到适当的镀覆附着量，优选对钢板表面吹喷以氮作为主体的高压气体而将表层的过量的镀液除去。
作为对制造过程中的高强度钢板进行电镀锌处理的阶段(时机)，可列举出回火工序前的时机、回火工序后等。作为电镀锌处理，可以使用以往公知的方法。作为电镀锌浴，例如可列举出包含h2so4、znso4及naso4的ph1.5～2.0的电镀锌浴。电镀锌浴的温度、电流密度等条件可以根据电镀锌浴的种类、镀锌层的厚度等进行适当决定。另外，在对高强度钢板进行电镀锌处理的情况下，优选在对高强度钢板进行酸洗后浸渍于电镀锌浴中。作为高强度钢板的酸洗方法，可以使用公知的方法，例如可列举出进行下述方法：将高强度钢板浸渍于硫酸中，直至通过目视见到氢的泡为止。
在形成合金化镀锌层作为镀锌层的情况下，在进行了镀覆处理之后，实施合金化处理，形成合金化镀锌层。合金化处理只要是镀覆处理后，则可以在任何阶段(时机)进行，也可以在镀覆处理后连续地进行。具体而言，例如，在贝氏体相变工序前进行了镀覆处理的情况下，作为进行合金化处理的阶段(时机)，可列举出镀覆处理后且贝氏体相变工序前的时机、马氏体相变工序前的时机、回火工序前的时机、与回火处理同时、回火工序后等。例如，在马氏体相变工序前进行了镀覆处理的情况下，作为进行合金化处理的阶段(时机)，可列举出镀覆处理后且马氏体相变工序前的时机、回火工序前的时机、与回火处理同时、回火工序后等。例如，在回火工序前进行了镀覆处理的情况下，作为进行合金化处理的阶段(时机)，可列举出镀覆处理后且回火工序前的时机、与回火处理同时、回火工序后等。
在进行了热浸镀锌处理之后进行合金化处理的情况下，例如，优选进行在470～600℃的温度中保持2～100秒钟的热处理。在进行了电镀锌处理之后进行合金化处理的情况下，例如，优选进行在400～600℃的温度中保持2～100秒钟的热处理。
对于所得到的高强度镀锌钢板，也可以为了形状矫正而以压下率为3.00％以下实施冷轧。
通过以上的工序可得到第2实施方式的高强度镀锌钢板。
可以将具有上述的高强度钢板的化学组成、与上述的高强度钢板的制造方法同样地进行操作并经由直至回火工序之前为止的处理而制造的钢板作为回火处理用钢板使用。回火处理用钢板也可以在表面具有镀锌层。镀锌层可以通过下述方法来形成：在回火工序之前，与上述的高强度镀锌钢板的制造方法同样地进行操作来进行镀覆处理。
这样的回火处理用钢板的显微组织例如如下所述。
(显微组织)
该回火处理用钢板在板厚的以距离表面为1/4厚处为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计具有下述所示的显微组织：铁素体：85％以下、贝氏体：3％～95％、新生马氏体：1％～80％、残留奥氏体：1％～25％、并且珠光体及渗碳体：合计为5％以下。
新生马氏体以外的组织的各体积分率的限定理由与第1实施方式的高强度钢板相同。新生马氏体的体积分率的限定理由与第1实施方式的高强度钢板中的回火马氏体的体积分率相同。这是由于：新生马氏体几乎全体通过回火工序而变成回火马氏体。
在该回火处理用钢板中，残留奥氏体中的固溶碳量为0.60～0.95质量％。如果残留奥氏体中的固溶碳量在该范围内，则经由回火工序，可得到残留奥氏体中的固溶碳量为0.70～1.30质量％的高强度钢板。
此外，本发明并不限于上述的实施方式。例如，作为镀层也可以不是镀锌层而是形成镀镍层。也可以在镀锌层上形成由磷氧化物和/或包含磷的复合氧化物形成的皮膜。这样的皮膜在加工钢板时可以作为润滑剂发挥功能，能够保护镀锌层。由磷氧化物和/或包含磷的复合氧化物形成的皮膜可以使用公知的方法来形成。
需要说明的是，上述实施方式都只不过是表示在实施本发明时的具体化的例子，本发明的技术范围并不受它们的限定性地解释。即，本发明在不脱离其技术思想或其主要特征的情况下，可以以各种形态实施。
实施例
接下来，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限于这一个条件例。只要不脱离本发明的主旨而达成本发明的目的，则本发明可以采用各种条件。
铸造具有表1及表2中所示的a～ak的化学组成的板坯，加热至表3及表4中所示的板坯加热温度，进行热轧、冷却、卷取、卷材冷却而得到了热轧钢板(热轧工序)。将板坯加热温度、热轧的轧制完成温度、从850℃到700℃的范围内的平均冷却速度(卷取前的平均冷却速度)、卷取温度tc及从卷取温度tc到350℃为止的平均冷却速度(卷材冷却速度)示于表3及表4中。表1及表2中的空栏表示该元素的含量低于检测限，剩余部分为fe及杂质。表1及表2中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
之后，对热轧钢板进行酸洗，进行冷轧而得到了冷轧钢板(冷轧工序)。表3及表4中示出冷轧的合计的压下率。对于一部分的热轧钢板，以表3及表4中所示的处理温度进行了软质化退火工序后，进行了冷轧。表3及表4中的下划线表示该数值脱离了本发明的高强度钢板的制造所需的范围。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
接着，进行了冷轧钢板的退火(退火工序)。将退火的ac1～(ac1+25)℃的范围内的平均加热速度、最高加热温度tmax、从最高加热温度tmax到(tmax-10)的范围内的滞留时间示于表5及表6中。在上述滞留时间的滞留后的到650℃为止的第1冷却的平均冷却速度(第1冷却速度)及第2冷却的650℃～500℃的范围内的平均冷却速度(第2冷却速度)也示于表5及表6中。在表5及表6中还一并示出ac1点、ac3点、tmax-ac1点、参数q1。表5及表6中的下划线表示该数值脱离了本发明的高强度钢板的制造所需的范围。
[表5]
[表6]
第2冷却在第2冷却停止温度时停止，进行了贝氏体相变处理(贝氏体相变工序)。将第2冷却停止温度以及贝氏体相变处理的平均处理温度tb、处理时间tb、参数q2示于表7及表8中。平均处理温度tb使用以下所示的式子而算出。
tb＝σ(ti)/10＝(t1+t2+t3+……+t10)/10
(式中，ti表示将贝氏体相变工序的处理时间划分成10等分的第i号的范围内的平均温度[℃]。)
对于第2冷却停止温度为表7及表8中所示的ms*～mf*+50[℃]的范围的实验例，在第2冷却停止温度时停止了冷却之后，再加热至340～500℃的温度，然后进行了贝氏体相变处理。表7及表8中的下划线表示该数值脱离了本发明的高强度钢板的制造所需的范围。
[表7]
[表8]
在贝氏体相变处理之后，进行了马氏体相变处理(马氏体相变工序)。将马氏体相变工序中的第3冷却的340℃～ms点的范围内的平均冷却速度(第3冷却速度)及停止温度(第3冷却停止温度)示于表9及表10中。对于一部分的冷轧钢板，在马氏体相变工序后，以表9及表10中所示的轧制率进行了第2冷轧(第2冷轧工序)。在表9及表10中还一并示出ms点、mf点。表9及表10中的下划线表示该数值脱离了本发明的高强度钢板的制造所需的范围。
[表9]
[表10]
像这样操作，制作了各种回火处理用钢板。然后，对于实验例no.1～no.101的回火处理用钢板，通过与测定上述的高强度钢板的各组织的体积分率的方法同样的方法调查了“铁素体(α)”、“贝氏体(b)”、“回火马氏体(tm)”、“残留奥氏体(残留γ)”、“新生马氏体(fm)”、“珠光体与渗碳体的合计(p+c)”的各组织的体积分率。另外，对于实验例no.1～no.101的回火处理用钢板，通过上述的方法，调查了残留奥氏体中的固溶碳量。将该结果示于表11及表12中。表11及表12中的下划线表示该数值脱离了本发明的高强度钢板的制造所需的范围。
[表11]
[表12]
在马氏体相变工序之后，进行了回火处理(回火工序)。将回火工序中的回火温度ttem、处理时间ttem及从200℃到回火温度ttem为止的平均加热速度示于表13及表14中。表13及表14中还一并示出参数q3～q5。表13及表14中的下划线表示该数值脱离了本发明的高强度钢板的制造所需的范围。
[表13]
[表14]
就实验例no.13、no.22、no.25、no.28、no.34、no.37、no.41、no.43、no.49、no.50、no.60、no.61、no.67、no.70、no.73、no.77、no.81及no.83而言，在表15中所示的阶段(镀覆处理的时机)对钢板进行了热浸镀锌处理。将热浸镀锌处理的钢板浸入温度、镀浴温度及镀浴的有效al量示于表15中。就实施例no.13、no.22、no.28、no.34、no.41、no.50、no.60、no.61、no.70、no.73及no.83而言，在表15中所示的阶段(合金化处理的时机)进行了合金化处理。将合金化处理的温度及保持时间示于表15中。表15的“表面”的栏中的“gi”是指在表面形成了热浸镀锌层，“ga”是指在表面形成了合金化镀锌层。
[表15]
就实验例no.2而言，在回火处理后的阶段(镀覆处理的时机)对钢板进行了以下所示的电镀锌处理。就实施例no.65而言，在回火处理后的阶段(镀覆处理的时机)对钢板进行以下所示的电镀锌处理，进而，在回火处理后的阶段(合金化处理的时机)进行了合金化处理。
实验例no.2及实验例no.65中的电镀锌处理是通过将钢板进行酸洗后浸渍于电镀锌浴中并进行通电的方法来进行的。酸洗是浸渍于常温的10％硫酸中直至通过目视见到氢的泡为止来进行的。电镀锌在包含1.5g/l的h2so4、194g/l的znso4、45g/l的naso4、ph为1.5～2.0且液温为50℃的电镀浴中进行，将电流密度设定为25a/(dm)2。
就实验例no.3～no.35及no.60～no.80而言，在回火处理之后，实施了最大压下率为1.00％的冷轧。
就实验例no.22及no.83而言，在回火处理之后，涂布脱脂剂，通过水喷雾进行了洗涤。之后，依次浸渍于界面活性剂、nihonparkerizingco.,ltd.制化成处理液pb-sx35中，通过水喷雾再次洗涤，通过用热风烘箱进行干燥的方法，在表面形成了由磷氧化物及包含磷的复合氧化物形成的皮膜。
对于这样操作而得到的实验例no.1～no.101的高强度钢板及高强度镀锌钢板中的没有造成试验中止的实验例，通过上述的方法调查了“铁素体(α)”、“贝氏体(b)”、“回火马氏体(tm)”、“残留奥氏体(残留γ)”、“新生马氏体(fm)”、“珠光体与渗碳体的合计(p+c)”的各组织的体积分率。将其结果示于表16及表17中。表16及表17中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
[表16]
[表17]
另外，对于实验例no.1～no.101的高强度钢板及高强度镀锌钢板中的没有造成试验中止的实验例，通过上述的方法，调查了残留奥氏体中的固溶碳量。进而，对于没有造成试验中止的实验例，通过上述的方法，调查了在长宽比为2.50以下并且当量圆直径为0.80μm以上的残留奥氏体晶粒的全部晶界中与回火马氏体或新生马氏体所成的界面所占的比例(界面的比例)。对于没有造成试验中止的实验例，调查了长宽比为2.50以下并且当量圆直径为0.80μm以上的残留奥氏体晶粒的密度。将这些结果示于表18及表19中。表18及表19中的下划线表示该数值脱离了本发明的范围。
[表18]
[表19]
对于实验例no.1～no.101中的形成有热浸镀锌层的高强度镀锌钢板，通过上述的方法，调查了镀层中的fe含量及al含量。将其结果示于表18及表19中。另外，对于在回火工序之前形成了热浸镀锌层的回火处理用镀锌钢板，与高强度镀锌钢板同样地操作，调查了镀层中的fe含量及al含量。将其结果示于表20及表21中。在表18～表21中，“gi”是指在表面形成了热浸镀锌层，“ga”是指在表面形成了合金化镀锌层，“eg”是指在表面形成了电镀锌层，“cr”是指在表面未形成镀层。
[表20]
[表21]
通过以下所示的方法，对于实验例no.1～no.101的高强度钢板及高强度镀锌钢板，调查了屈服强度ys、抗拉最大强度ts、扩孔性λ、延展性el、夏比冲击特性。将其结果示于表22～表25中。表22～表25中的下划线表示该数值脱离了所期望的特性的范围。
在拉伸试验中，从钢板中制作出jisz2201中记载的5号试验片，按照jisz2241中记载的方法来进行，求出屈服强度ys、抗拉最大强度ts及总伸长率el。扩孔试验是按照jisz2256中记载的方法来进行的。延展性(总伸长率)el及扩孔性λ伴随着抗拉最大强度ts而变化，但在满足下述(式11)及(式12)的情况下，将强度、延展性及扩孔性设定为良好。
ts×el≥1.5×104(式11)
(ys×ts)0.75×el×λ0.5≥2.0×106(式12)
夏比冲击特性是沿与轧制方向成直角的方向(c方向)采集与jisz2242中规定的冲击试验片相同尺寸的板，重叠3块并用螺栓紧固后，通过jisz2242中规定的方法测定了20℃的夏比吸收能量(ve20)及-20℃的夏比吸收能量(ve-20)。在满足下述(式13)并且ve20及ve-20这两者达到20j/cm2以上的情况下，将耐冲击特性设定为良好。
(ve-20)/(ve20)≥0.65(式13)
需要说明的是，(式13)的左边的值越接近1.0，则耐冲击特性越良好，优选(式13)的值为0.75以上。
[表22]
[表23]
[表24]
[表25]
实验例no.91是下述例子：由于c的含量少，没有得到残留奥氏体，因此成形性劣化。
实验例no.92由于过量含有c，因此残留奥氏体的分率变得过量，冲击特性劣化。
实验例no.93是下述例子：由于si、mn及al的含量少，参数q0过小，因此无法得到残留奥氏体，特性劣化。
实验例no.94是过量含有si的例子，由于板坯的特性劣化，在铸造工序中板坯发生断裂，因此中止了试验。
实验例no.95是下述例子：由于mn的含量少，淬透性不足而生成了珠光体，因此无法得到残留奥氏体，特性劣化。
实验例no.96是过量含有mn的例子，由于板坯的特性劣化，板坯在热轧工序中的加热中发生断裂，因此中止了试验。
实验例no.97是过量含有p的例子，由于板坯的特性劣化，在将板坯从铸造工序向热轧工序搬运中发生断裂，因此中止了试验。
实验例no.98是过量含有s的例子，由于在钢中大量地产生粗大的硫化物，因此钢板的成形性及耐冲击特性大为劣化。
实验例no.99是过量含有al的例子，由于板坯的特性劣化，在铸造工序中板坯发生断裂，因此中止了试验。
实验例no.100是过量含有n的例子，由于在钢中大量地产生粗大的氮化物，因此钢板的成形性及耐冲击特性大为劣化。
实验例no.101是过量含有o的例子，由于在钢中大量地产生粗大的氧化物，因此钢板的成形性及耐冲击特性大为劣化。
实验例no.84由于热轧工序中的板坯的加热温度低，热轧钢板的成形性显著受损，在冷轧工序中钢板发生断裂，因此中止了试验。
实验例no.54由于热轧工序中的轧制完成温度低，热轧钢板的形状显著受损，因此中止了试验。
实验例no.75是下述例子：热轧工序中的从850℃到700℃的范围内的平均冷却速度低，硬质组织的偏在增强，残留奥氏体与回火马氏体所成的界面的比例提高，冲击特性劣化。
实验例no.57是下述例子：热轧工序中的卷材的冷却速度低，硬质组织的偏在增强，残留奥氏体与回火马氏体所成的界面的比例提高，冲击特性劣化。
实验例no.103及no.105是下述例子：热轧工序中的卷材的冷却速度高，硬质组织的偏在增强，残留奥氏体与回火马氏体所成的界面的比例提高，冲击特性劣化。
实验例no.106是下述例子：热轧工序中的卷取温度tc高，mn偏在增强、残留奥氏体与回火马氏体所成的界面的比例提高，冲击特性劣化。
实验例no.42是下述例子：由于退火工序中的ac1点～(ac1点+25)℃的范围内的平均加热速度低，硬质组织的偏在增强，残留奥氏体与回火马氏体的界面的比例提高，并且残留奥氏体晶粒发生粗大化，因此冲击特性劣化。
实验例no.87是下述例子：由于退火工序中的最高加热温度tmax低，粗大的碳化物大量地溶解残留，因此珠光体与渗碳体的合计的比例变高，成形性劣化。
实验例no.21及no.69是下述例子：与退火工序中的最高加热温度tmax及滞留时间tmax相关的参数q1过大，硬质组织的偏在增强，残留奥氏体与回火马氏体所成的界面的比例提高，冲击特性劣化。
实验例no.78是下述例子：退火工序的从(最高加热温度-10℃)到650℃的范围内的平均冷却速度(第1冷却速度)低，在冷却中大量地生成软质的珠光体，钢板的强度与成形性的平衡劣化。
实验例no.36是下述例子：退火工序的从650℃到500℃的范围内的平均冷却速度(第2冷却速度)低，在冷却中大量地生成软质的珠光体，钢板的强度与成形性的平衡劣化。
实验例no.12是与贝氏体相变工序的平均处理温度ti和处理时间tb相关的参数q2过小、贝氏体相变没有充分进行的例子，是无法得到回火马氏体及残留奥氏体、成形性劣化的例子。
实验例no.45是与贝氏体相变工序的平均处理温度ti和处理时间tb相关的参数q2过大、贝氏体相变过度进行的例子，其无法得到回火马氏体及残留奥氏体，强度与成形性的平衡劣化。
实验例no.27是下述例子：从贝氏体相变工序到马氏体相变工序的平均冷却速度即第3冷却速度低，大量地生成下贝氏体，无法得到回火马氏体，新生马氏体多，成形性劣化。
实验例no.6是马氏体相变工序中的冷却停止温度低于mf点的例子，其无法得到残留奥氏体，成形性劣化。
实验例no.24是马氏体相变工序中的冷却停止温度高于ms点的例子，是由于无法得到回火马氏体、在回火处理后奥氏体的一部分向新生马氏体相变、因此强度与成形性的平衡及耐冲击特性劣化的例子。
实验例no.53是在马氏体相变工序与回火处理工序之间实施了过度的冷轧的例子，是在马氏体相变工序中所形成的残留奥氏体通过轧制而发生相变、在回火处理后残留奥氏体消失、强度与成形性的平衡劣化的例子。
实验例no.15是下述例子：由于回火处理工序中的回火温度ttem低于200℃，马氏体没有充分被回火，大量地残存了新生马氏体，因此强度与成形性的平衡及耐冲击特性劣化。
实验例no.18是下述例子：由于与回火处理工序中的回火温度ttem及处理时间ttem相关的参数q3过小，马氏体没有充分被回火，大量地残存了新生马氏体，因此强度与成形性的平衡及耐冲击特性劣化。
实验例no.48是下述例子：与回火处理工序中的回火温度ttem及处理时间ttem相关的参数q4过大，残留奥氏体的固溶c量过度提高，强度与成形性的平衡劣化。
实验例no.33及no.66是下述例子：与回火处理工序中的回火温度ttem及处理时间ttem相关的参数q5过大，生成大量的珠光体，强度与成形性的平衡劣化。
实验例no.15、no.18、no.33、no.48及no.66都是下述例子：虽然得到了所期望的回火处理用钢板，但之后的回火处理不恰当，显微组织没有得以适当控制，回火后的特性变得低劣。
实验例no.1～no.5、no.7～no.11、no.13、no.14、no.16、no.17、no.19、no.20、no.22、no.23、no.25、no.26、no.28～no.32、no.34、no.35、no.37～no.41、no.43、no.44、no.46、no.47、no.49～no.52、no.55、no.56、no.58～no.62、no.64、no.65、no.67、no.68、no.70～no.74、no.76、no.77、no.79～no.83、no.85、no.86、no.88～no.90、no.102、no.104是遵循本发明、得到成形性及耐冲击特性优异的高强度钢板的例子。
实验例no.29是下述例子：在热轧工序与冷轧工序之间实施软质化处理，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度钢板。
实验例no.3是下述例子：在热轧工序与冷轧工序之间实施软质化处理，并且在马氏体相变工序与回火工序之间实施冷轧，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度钢板。
实验例no.46及no.52是下述例子：将贝氏体相变工序前的冷却停止温度即第2冷却停止温度设定为ms*点以下且mf*点以上的范围，在第2冷却停止温度停止冷却，再加热至340～500℃的温度后，进行贝氏体相变处理，在贝氏体相变前使显微组织的一部分相变为马氏体。实验例46no.及no.52是得到耐冲击特性特别优异的高强度钢板的例子。
实验例no.4、no.9、no.10、no.17、no.19、no.30及no.79是下述例子：在马氏体相变工序与回火工序之间实施冷轧，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度钢板。
实验例no.2是下述例子：通过在马氏体相变工序与回火工序之间实施冷轧并且在回火处理后实施电镀，从而得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.25、no.43、no.49、no.67是下述例子：在退火工序与贝氏体相变工序之间将钢板浸渍于镀锌浴中，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.77及no.81是下述例子：在贝氏体相变工序与马氏体相变处理工序之间将钢板浸渍于镀锌浴中，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.37是下述例子：在回火处理工序中将钢板浸渍于镀锌浴中，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.50是下述例子：在退火工序与贝氏体相变工序之间将钢板浸渍于镀锌浴中，之后立即实施合金化处理，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.22及no.83是下述例子：在退火工序与贝氏体相变工序之间将钢板浸渍于镀锌浴中，之后立即实施合金化处理，在回火处理后在镀层上赋予由磷氧化物及含有磷的复合氧化物形成的皮膜，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.60是下述例子：在热轧工序与冷轧工序之间实施软质化处理，在退火工序与贝氏体相变工序之间将钢板浸渍于镀锌浴中，之后立即实施合金化处理，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.34、no.41及no.73是下述例子：在贝氏体相变工序与马氏体相变工序之间将钢板浸渍于镀锌浴中，之后立即实施合金化处理，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.13是下述例子：在回火处理工序中将钢板浸渍于镀锌浴中，进而实施合金化处理，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.70是下述例子：在退火工序与贝氏体相变工序之间将钢板浸渍于镀锌浴中，在贝氏体相变工序与马氏体相变处理工序之间实施合金化处理，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.61是下述例子：在退火工序与贝氏体相变工序之间将钢板浸渍于镀锌浴中，将贝氏体相变工序前的冷却停止温度即第2冷却停止温度设定为ms*点以下且mf*点以上的范围，在贝氏体相变工序与马氏体相变处理工序之间实施合金化处理，得到耐冲击特性特别优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.28是下述例子：在贝氏体相变工序与马氏体相变处理工序之间将钢板浸渍于镀锌浴中，在回火处理工序中实施合金化处理，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
实验例no.65是下述例子：在马氏体相变处理工序与回火工序之间对钢板实施电镀处理，在回火处理工序中实施合金化处理，得到成形性及耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。
产业上的可利用性
本发明例如可以利用于与汽车钢板等高强度钢板、高强度镀锌钢板相关联的产业。