成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板及其制造方法与流程

本发明涉及成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板及其制造方法。

背景技术：

近年来，对于汽车，为了将车体轻量化而提高燃料效率、降低二氧化碳的排放量，另外，为了在碰撞时吸收碰撞能量而确保乘客的保护和安全，大多使用高强度钢板。但是，一般，由于若将钢板高强度化，则成形性(延展性、扩孔性等)降低，变得难以加工成复杂的形状，因此谋求强度和成形性(延展性、扩孔性等)的兼顾并不简单，迄今为止，提出了各种技术。

例如，在专利文献1中公开了一种技术，其中，在抗拉强度为780mpa以上的高强度钢板中，将钢板组织以占积率计设定为铁素体：5～50％、残余奥氏体：3％以下、剩余部分：马氏体(平均长宽比：1.5以上)来改善强度-伸长率平衡及强度-拉伸凸缘平衡。

在专利文献2中公开了一种技术，其中，在高张力热浸镀锌钢板中，形成包含平均结晶粒径为10μm以下的铁素体、20体积％以上的马氏体及其他的第二相的复合组织来改善耐蚀性和耐二次加工脆性。

在专利文献3及8中公开了一种技术，其中，将钢板的金属组织制成铁素体(软质组织)与贝氏体(硬质组织)的复合组织，从而即使为高强度也确保高伸长率。

在专利文献4中公开了一种技术，其中，在高强度钢板中，形成以占积率计铁素体为5～30％、马氏体为50～95％、铁素体的平均粒径以当量圆直径计为3μm以下、马氏体的平均粒径以当量圆直径计为6μm以下的复合组织来改善伸长率及拉伸凸缘性。

在专利文献5中公开了一种技术，其中，在由奥氏体向铁素体的相变中的相界面中，主要通过在晶界扩散中产生的析出现象(相间界面析出)来控制析出分布，以所析出的析出强化铁素体作为主相来谋求强度与伸长率的兼顾。

在专利文献6中公开了一种技术，其中，将钢板组织制成铁素体单相组织，将铁素体以微细碳化物强化来兼顾强度和伸长率。

在专利文献7中公开了一种技术，其中，在高强度薄钢板中，在铁素体相、贝氏体相及马氏体相与奥氏体晶粒的界面处将具有所需的c浓度的奥氏体晶粒设定为50％以上来确保伸长率和扩孔性。

近年来，为了将汽车轻量化，在一部分部件中使用了抗拉强度为590～1470mpa级的高强度钢，但为了将抗拉强度为590mpa以上的高强度钢作为汽车用钢板用于更多的部件、达成进一步的轻量化，不仅需要提高成形性(延展性、扩孔性等)-强度平衡，还需要同时提高成形性与各种特性(韧性、焊接性等)的平衡。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-238679号公报

专利文献2：日本特开2004-323958号公报

专利文献3：日本特开2006-274318号公报

专利文献4：日本特开2008-297609号公报

专利文献5：日本特开2011-225941号公报

专利文献6：日本特开2012-026032号公报

专利文献7：日本特开2011-195956号公报

专利文献8：日本特开2013-181208号公报

技术实现要素：

发明所要解决的课题

本发明鉴于在抗拉强度为590mpa以上的高强度钢板中除了成形性-强度平衡的提高以外还要求成形性-各种特性(韧性、焊接性)平衡的提高，课题是在抗拉强度为590mpa以上的高强度钢(包含锌镀覆钢板、锌合金镀覆钢板、合金化锌镀覆钢板、合金化锌合金镀覆钢板)中谋求成形性-强度-各种特性(韧性、焊接性)平衡的提高，目的是提供解决该课题的高强度钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人等对解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果发现：(i)如果将原材料钢板(热处理用钢板)的显微组织制成板条组织，并且在显微组织中抑制mn浓化组织的生成，实施所需的热处理，则在热处理后的钢板中能够获得优异的成形性-强度-各种特性平衡。

本发明是基于上述认识而进行的，其主旨如下。

〔1〕一种成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板，其特征在于，其成分组成以质量％计包含：

c：0.05～0.30％、

si：2.50％以下、

mn：0.50～3.50％、

p：0.100％以下、

s：0.0100％以下、

al：0.001～2.000％、

n：0.0150％以下、

o：0.0050％以下、

剩余部分：fe及不可避免的杂质，

距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织以体积％计包含：

针状铁素体：20％以上、

马氏体：10％以上，

并限制为：

块状铁素体：20％以下、

残余奥氏体：2.0％以下

除在上述全部组织中进一步加上贝氏体及贝氏体铁素体的组织以外的组织：5％以下，

并且，上述马氏体满足下述式(a)。

[数学式1]

其中，di为在1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织中第i大的岛状马氏体的当量圆直径[μm]，ai为在1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织中第i大的岛状马氏体的长宽比。

〔2〕本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成进一步以质量％计包含

ti：0.30％以下、

nb：0.10％以下、

v：1.00％以下中的1种或2种以上来代替fe的一部分。

〔3〕本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成进一步以质量％计包含

cr：2.00％以下、

ni：2.00％以下、

cu：2.00％以下、

mo：1.00％以下、

w：1.00％以下、

b：0.0100％以下、

sn：1.00％以下、

sb：0.20％以下中的1种或2种以上来代替fe的一部分。

〔4〕本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成进一步以质量％计包含合计0.0100％以下的ca、ce、mg、zr、la、hf、rem中的1种或2种以上来代替fe的一部分。

〔5〕本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板，其特征在于，上述显微组织的马氏体以体积％计相对于全部马氏体包含30％以上的平均直径为1.0μm以下的微细碳化物析出的回火马氏体。

〔6〕本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板，其特征在于，在上述高强度钢板的一面或两面具有锌镀层或锌合金镀层。

〔7〕本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板，其特征在于，上述锌镀层或锌合金镀层为合金化镀层。

〔8〕一种成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是制造本发明中记载的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其包括：

将〔1〕～〔4〕中任一项所述的成分组成的钢坯供于热轧，在850℃～1050℃下完成热轧而制成热轧后的钢板；

将上述热轧后的钢板以平均冷却速度30℃/秒以上从850℃冷却至550℃，在由下述式定义的贝氏体相变开始温度bs点以下的温度下卷取；

以满足下述式(1)的条件从bs点冷却至(bs点-80)℃而制成热轧钢板；

对上述热轧钢板实施或不实施压下率为10％以下的冷轧而制造热处理用钢板；

将上述热处理用钢板以满足下述式(3)的条件加热至(ac1+25)℃～ac3点的温度，在最高加热温度-10℃～最高加热温度的温度域中保持150秒以下，其中，所述式(3)是将从700℃至以最高加热温度或(ac3-20)℃中的任一较低的温度作为终点的温度域中的经过时间进行10分割而计算的；

从加热保持温度起，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为25℃/秒以上而进行冷却；

限制为满足将以550℃或bs点中的任一较低者作为起点至300℃为止的温度域中的滞留时间进行10分割而计算的下述式(4)及式(5)的范围而进行冷却。

bs点(℃)＝611-33·[mn]-17·[cr]-17·[ni]-21·[mo]-11·[si]+30·[al]+(24·[cr]+15·[mo]+5500·[b]+240·[nb])/(8·[c])

[元素]：元素的质量％

[数学式2]

bs：bs点(℃)

wm：各元素的组成(质量％)

δt(n)：从热轧后的冷却经由卷取而冷却至400℃为止的期间内的从(bs-10×(n-1))℃至(bs-10×n)℃为止的经过时间(秒)

[数学式3]

δt：经过时间的十分之一(秒)

wm：各元素种的组成(质量％)

fγ(n)：第n个区间中的平均逆相变率

t(n)：第n个区间中的平均温度(℃)

[数学式4]

[数学式5]

δt：经过时间的十分之一(秒)

bs：bs点(℃)

t(n)：各步骤中的平均温度(℃)

wm：各元素种的组成(质量％)

〔9〕一种成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是制造本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其包括：

将〔1〕～〔4〕中任一项所述的成分组成的钢坯供于热轧，在850℃～1050℃下完成热轧而制成热轧后的钢板；

将上述热轧后的钢板以平均冷却速度30℃/秒以上从850℃冷却至550℃，在由下述式定义的贝氏体相变开始温度bs点以下的温度下卷取；

以满足下述式(1)的条件从bs点冷却至(bs点-80)℃而制造热轧钢板；

对上述热轧钢板实施或不实施第一冷轧而制造中间热处理用钢板；

将上述中间热处理用钢板以满足将700℃～(ac3-20)℃的温度域中的经过时间进行10分割而计算的下述式(2)的条件加热至(ac3-20)℃以上的温度；

接着，从加热温度起，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上，将bs点～(bs-80)℃的温度域的平均冷却速度设定为20℃/秒以上而进行冷却，将(bs-80)℃～ms点的滞留时间设定为1000秒以下，将ms点～(ms-50)℃的平均冷却速度限制为100℃/秒以下进行冷却而制成中间热处理钢板；

对上述冷却后的中间热处理钢板实施或不实施压下率为10％以下的第二冷轧而制造热处理用钢板；

将上述热处理用钢板以满足下述式(3)的条件加热至(ac1+25)℃～ac3点的温度，在最高加热温度-10℃～最高加热温度的温度域中保持150秒以下，所述式(3)是将从700℃至以最高加热温度或(ac3-20)℃中的任一较低的温度作为终点的温度域中的经过时间进行10分割而计算的；

从加热保持温度起，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为25℃/秒以上而进行冷却，并限制为满足将以550℃或bs点中的任一较低者作为起点至300℃为止的温度域中的滞留时间进行10分割而计算的下述式(4)及式(5)的范围而进行冷却。

bs点(℃)＝611-33·[mn]-17·[cr]-17·[ni]-21·[mo]-11·[si]+30·[al]+(24·[cr]+15·[mo]+5500·[b]+240·[nb])/(8·[c])

[元素]：元素的质量％

[数学式6]

bs：bs点(℃)

wm：各元素的组成(质量％)

δt(n)：从热轧后的冷却经由卷取而冷却至400℃为止的期间内的从(bs-10×(n-1))℃至(bs-10×n)℃为止的经过时间(秒)

ms点(℃)＝561-474[c]-33·[mn]-17·[cr]-17·[ni]-21·[mo]-11·[si]+30·[al]

[元素]：元素的质量％

[数学式7]

δt：经过时间的十分之一(秒)

fγ(n)：第n个区间中的平均逆相变率

t(n)：第n个区间中的平均温度(℃)

[数学式8]

δt：经过时间的十分之一(秒)

wm：各元素种的组成(质量％)

fγ(n)：第n个区间中的平均逆相变率

t(n)：第n个区间中的平均温度(℃)

[数学式9]

[数学式10]

δt：经过时间的十分之一(秒)

bs：bs点(℃)

t(n)：各步骤中的平均温度(℃)

wm：各元素种的组成(质量％)

〔10〕本发明的热处理用钢板的制造方法，其特征在于，上述第一冷轧的压下率为80％以下。

〔11〕本发明的热处理用钢板的制造方法，其特征在于，上述第一冷轧实施压下率超过10％的冷轧。

〔12〕一种本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对将上述热处理用钢板限制为满足将以550℃或bs点中的任一较低者作为起点至300℃为止的温度域中的滞留时间进行10分割而计算的上述式(4)及式(5)的范围而冷却后的钢板，实施加热至200℃～600℃的回火处理。

〔13〕本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述回火处理之前实施压下率为2.0％以下的调质轧制。

〔14〕一种成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在本发明的制造方法中，在550℃～300℃下的滞留中浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。

〔15〕一种成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在本发明的制造方法中，在550℃～300℃下滞留，冷却至室温后，在钢板的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。

〔16〕一种成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在本发明的制造方法中，在回火处理中浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。

〔17〕一种成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在本发明的制造方法中，进行回火处理，冷却至室温后，在钢板的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。

〔18〕一种成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在本发明的制造方法中，浸渍于镀浴之后，接着在300℃～550℃下滞留的期间，将锌镀层或锌合金镀层加热至450℃～550℃，对锌镀层或锌合金镀层实施合金化处理。

〔19〕一种成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在本发明的制造方法中，将回火处理中的镀层或锌合金镀层的加热温度设定为450℃～550℃，对锌镀层或锌合金镀层实施合金化处理。

根据本发明，能够提供成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板。

附图说明

图1是表示一般的高强度钢板的组织结构的示意图。

图2是表示本发明的高强度钢板的组织结构的示意图。

具体实施方式

为了制造本发明的韧性及焊接性优异的高强度钢板，优选制造以下的热处理用钢板(以下有时称为“钢板a”。)，并对该热处理用钢板进行热处理。该热处理用钢板的成分组成以质量％计包含：

c：0.05～0.30％、

si：2.50％以下、

mn：0.50～3.50％、

p：0.100％以下、

s：0.010％以下、

al：0.001～2.000％、

n：0.0150％以下、

o：0.0050％以下、

剩余部分：fe及不可避免的杂质，并且，

距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织以体积％计包含：

由马氏体或回火马氏体、贝氏体及贝氏体铁素体中的1种或2种以上构成的板条组织：80％以上、

含有(钢板的mn％)×1.50以上的mn的mn浓化组织：2.0％以下、粗大块状残余奥氏体：2.0％以下。

本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板(以下有时称为“本发明钢板a”。)的特征在于，成分组成以质量％计包含：

c：0.05～0.30％、

si：2.50％以下、

mn：0.50～3.50％、

p：0.100％以下、

s：0.010％以下、

al：0.010～2.000％、

n：0.0015％以下、

o：0.0050％以下、

剩余部分：fe及不可避免的杂质，并且，

距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织以体积％计包含：

针状铁素体：20％以上、

马氏体：10％以上，

并分别限制为：

块状铁素体：20％以下、

残余奥氏体：2.0％以下、

除在上述全部组织中进一步加上贝氏体及贝氏体铁素体的组织以外的组织：5％以下，

并且，上述马氏体满足下述式(a)。

[数学式11]

其中，di为在1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织中第i大的岛状马氏体的当量圆直径[μm]，ai为在1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织中第i大的岛状马氏体的长宽比。

本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板(以下有时称为“本发明钢板a1”。)的特征在于，

在本发明钢板a的一面或两面具有锌镀层或锌合金镀层。

本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板(以下有时称为“本发明钢板a2”。)的特征在于，

本发明钢板a1的锌镀层或锌合金镀层为合金化镀层。

上述的热处理用钢板(钢板a)的制造方法(以下有时称为“制造方法a1”。)可以如下制造：

将上述钢板a的成分组成的钢坯供于热轧，在850℃～1050℃下完成热轧而制成热轧后的钢板，

将热轧后的钢板从850℃至550℃为止在由下述式定义的贝氏体相变开始温度：bs点以下的温度下卷取，

以满足下述式(1)的条件从bs点冷却至(bs点-80℃)而制成热轧钢板，

对上述热轧钢板实施或不实施压下率为10％以下的冷轧。

bs点(℃)＝611-33·[mn]-17·[cr]-17·[ni]-21·[mo]-11·[si]+30·[al]+(24·[cr]+15·[mo]+5500·[b]+240·[nb])/(8·[c])

[元素]：元素的质量％

[数学式12]

在上述式(1)中，bs为bs点(℃)，wm为各元素种的组成(质量％)，δt(n)为从热轧后的冷却经由卷取而冷却至400℃为止的期间内的从(bs-10×(n-1))℃至(bs-10×n)℃为止的经过时间(秒)。

另外，上述的热处理用钢板(钢板a)也可以将通过制造方法a1的工序而制造的热轧钢板构成热轧钢板并通过以下的制造方法(以下有时称为“制造方法a2”。)来制造。

即，其特征在于，其包括：

通过制造方法a1的工序来制造热轧钢板，对热轧钢板实施或不实施第一冷轧而制造中间热处理用钢板；

将上述钢板a的成分组成的中间热处理用钢板以满足将700℃～(ac3-20)℃的温度域中的经过时间进行10分割而计算的下述式(2)的条件加热至(ac3-20)℃以上的温度；接着，

从加热温度起，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上、将bs点～(bs-80)℃的温度域的平均冷却速度设定为20℃/秒以上而进行冷却，将(bs-80)℃～ms点的滞留时间设定为1000秒以下、将ms点～(ms-50)℃下的平均冷却速度限制为100℃/秒以下而进行冷却；

对上述冷却后的中间热处理钢板实施压下率为10％以下的第二冷轧、或不实施第二冷轧。

bs点(℃)＝611-33·[mn]-17·[cr]-17·[ni]-21·[mo]-11·[si]+30·[al]+(24·[cr]+15·[mo]+5500·[b]+240·[nb])/(8·[c])

ms点(℃)＝561-474[c]-33·[mn]-17·[cr]-17·[ni]-21·[mo]-11·[si]+30·[al]

[元素]：元素的质量％

[数学式13]

上述式(2)是将加热工序中的700℃～(ac3-20)℃的温度域中的经过时间进行10分割而计算的式子。δt为经过时间的十分之一(秒)，fγ(n)为第n个区间中的平均逆相变率，t(n)为第n个区间中的平均温度(℃)。

本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法(以下有时称为“本发明制造方法a”。)的特征在于，其是制造本发明钢板a的制造方法，其包括：

将钢板a(热处理用钢板)以满足将从700℃至以最高加热温度或(ac3-20)℃中的任一较低的温度作为终点的温度域中的经过时间进行10分割而计算的下述式(3)的条件加热至(ac1+25)℃～ac3点的温度，在最高加热温度-10℃～最高加热温度的温度域中保持150秒以下，

从加热保持温度起，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为25℃/秒以上而进行冷却，并限制为满足将以550℃或bs点中的任一较低者作为起点至300℃为止的温度域中的滞留时间进行10分割而计算的下述式(4)及式(5)的范围。

[数学式14]

上述式(3)为将加热工序中的从700℃至以最高加热温度或(ac3-20)℃中的任一较低的温度作为终点的温度域中的经过时间进行10分割而计算的式子。δt为经过时间的十分之一(秒)，wm为各元素种的组成(质量％)，fγ(n)为第n个区间中的平均逆相变率，t(n)为第n个区间中的平均温度(℃)。

[数学式15]

[数学式16]

上述式(4)及式(5)为将以550℃或bs点中的任一较低者作为起点至300℃为止的温度域中的滞留时间进行10分割而计算的式子。δt为经过时间的十分之一(秒)，bs为bs点(℃)，t(n)为各步骤中的平均温度(℃)，wm为各元素种的组成(质量％)。

本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法(以下有时称为“本发明制造方法a1a”。)的特征在于，其是制造本发明钢板a1的制造方法，其中，

将通过本发明制造方法a而制造的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在该高强度钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。

本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法(以下有时称为“本发明制造方法a1b”。)的特征在于，其是制造本发明钢板a1的制造方法，其中，

在通过本发明制造方法a而制造的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。

本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的制造方法(以下有时称为“本发明制造方法a2”。)的特征在于，其是制造本发明钢板a2的制造方法，其中，

将本发明钢板a1的锌镀层或锌合金镀层加热至450℃～550℃，对锌镀层或锌合金镀层实施合金化处理。

以下，对钢板a和其制造方法(制造方法a1、a2)及本发明钢板a、a1及a2和它们的制造方法(本发明制造方法a、a1a、a1b及a2)依次进行说明。

首先，对钢板a及本发明钢板a、a1、a2(以下有时总称为“本发明钢板”。)的成分组成的限定理由进行说明。以下，成分组成所涉及的％是指质量％。

<成分组成>

c：0.05～0.30％

c是有助于强度和成形性的提高的元素。由于若c低于0.05％，则无法充分获得添加效果，因此c设定为0.05％以上。优选为0.07％以上，更优选为0.10％以上。

另一方面，由于若c超过0.30％，则焊接性降低，因此c设定为0.30％以下。从确保良好的点焊性的方面考虑，优选为0.25％以下，更优选为0.20％以下。

si：2.50％以下

si是将铁系碳化物微细化、有助于强度和成形性的提高的元素，但也是使钢脆化的元素。由于若si超过2.50％，则铸造板坯脆化而变得容易开裂，另外，焊接性降低，因此si设定为2.50％以下。从确保耐冲击性的方面考虑，优选为2.20％以下，更优选为2.00％以下。

下限包含0％，但由于若降低至低于0.01％，则在贝氏体相变时，生成粗大的铁系碳化物，强度及成形性降低，因此si优选为0.005％以上。更优选为0.010％以上。

mn：0.50～3.50％

mn是提高淬透性、有助于强度的提高的元素。由于若mn低于0.50％，则在热处理的冷却过程中生成软质的组织，变得难以确保所需的强度，因此mn设定为0.50％以上。优选为0.80％以上，更优选为1.00％以上。

另一方面，由于若mn超过5.00％，则在铸造板坯的中央部mn浓化，铸造板坯脆化而变得容易开裂，另外，生成钢板的显微组织的mn浓化组织，机械特性降低，因此mn设定为5.00％以下。从确保良好的机械特性和点焊性的方面考虑，优选为3.50％以下，更优选为3.00％以下。

p：0.100％以下

p是使钢脆化、另外使点焊中产生的熔融部脆化的元素。由于若p超过0.100％，则铸造板坯脆化而变得容易开裂，因此p设定为0.100％以下。从确保点焊部的强度的方面考虑，优选为0.040％以下，更优选为0.020％以下。

下限包含0％，但由于若将p降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性的下限。

s：0.0100％以下

s是形成mns、阻碍延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲性等成形性的元素。由于若s超过0.0100％，则成形性显著降低，因此s设定为0.010％以下。另外，s由于降低点焊部的强度，因此从确保良好的点焊性的方面考虑，优选为0.007％以下，更优选为0.005％以下。

下限包含0％，但由于若降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性的下限。

al：0.001～2.000％

al作为脱氧材发挥功能，但另一方面，也是使钢脆化、另外阻碍点焊性的元素。由于若al低于0.001％，则无法充分获得脱氧效果，因此al设定为0.001％以上。优选为0.100％以上，更优选为0.200％以上。

另一方面，由于若al超过2.000％，则生成粗大的氧化物，铸造板坯变得容易开裂，因此al设定为2.000％以下。从确保良好的点焊性的方面考虑，优选为1.500％以下。

n：0.0150％以下

n是形成氮化物、阻碍延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲性等成形性的元素，另外，在焊接时成为气孔产生的原因，是阻碍焊接性的元素。由于若n超过0.0150％，则成形性和焊接性降低，因此n设定为0.0150％以下。优选为0.0100％以下，更优选为0.0060％以下。

下限包含0％，但由于若将n降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性的下限。

o：0.0050％以下

o是形成氧化物、阻碍延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲性等成形性的元素。由于若o超过0.0050％，则成形性显著降低，因此o设定为0.0050％以下。优选为0.0030％以下，更优选为0.0020％以下。

下限包含0％，但由于若将o降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性的下限。

钢板a及本发明钢板的成分组成除了包含上述元素以外，为了特性提高，还可以包含以下的元素。

ti：0.30％以下

ti是通过利用析出物的强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒化强化及由再结晶的抑制带来的位错强化而有助于钢板强度的提高的元素。由于若ti超过0.30％，则碳氮化物大量析出，成形性降低，因此ti优选为0.30％以下。更优选为0.150％以下。

下限包含0％，但为了充分获得ti的强度提高效果，优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。

nb：0.10％以下

nb是通过利用析出物的强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒化强化及由再结晶的抑制带来的位错强化而有助于钢板强度的提高的元素。由于若nb超过0.10％，则碳氮化物大量析出，成形性降低，因此nb优选为0.10％以下。更优选为0.06％以下。

下限包含0％，但为了充分获得nb的强度提高效果，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。

v：1.00％以下

v是通过利用析出物的强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒化强化及由再结晶的抑制带来的位错强化而有助于钢板强度的提高的元素。由于若v超过1.00％，则碳氮化物大量析出，成形性降低，因此v优选为1.00％以下。更优选为0.50％以下。

下限包含0％，但为了充分获得v的强度提高效果，优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。

cr：2.00％以下

cr是提高淬透性、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替c和/或mn的一部分的元素。由于若cr超过2.00％，则热加工性降低而生产率降低，因此cr优选为2.00％以下。更优选为1.20％以下。

下限包含0％，但为了充分获得cr的强度提高效果，优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

ni：2.00％

ni是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替c和/或mn的一部分的元素。由于若ni超过2.00％，则焊接性降低，因此ni优选为2.00％以下。更优选为1.20％以下。

下限包含0％，但为了充分获得ni的强度提高效果，优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

cu：2.00％以下

cu是以微细的粒子存在于钢中、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替c和/或mn的一部分的元素。由于若cu超过2.00％，则焊接性降低，因此cu优选为2.00％以下。更优选为1.20％以下。

下限包含0％，但为了充分获得cu的强度提高效果，优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

mo：1.00％以下

mo是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替c和/或mn的一部分的元素。由于若mo超过1.00％，则热加工性降低而生产率降低，因此mo优选为1.00％以下。更优选为0.50％以下。

下限包含0％，但为了充分获得mo的强度提高效果，优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。

w：1.00％以下

w是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替c和/或mn的一部分的元素。由于若w超过1.00％，则热加工性降低而生产率降低，因此w优选为1.00％以下。更优选为0.70％以下。

下限包含0％，但为了充分获得w的强度提高效果，优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。

b：0.0100％以下

b是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替c和/或mn的一部分的元素。由于若b超过0.0100％，则热加工性降低而生产率降低，因此b优选为0.0100％以下。更优选为0.005％以下。

下限包含0％，但为了充分获得b的强度提高效果，优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。

sn：1.00％以下

sn是抑制晶粒的粗大化、有助于钢板强度的提高的元素。由于若sn超过1.00％，则钢板脆化，在轧制时有时发生断裂，因此sn优选为1.00％以下。更优选为0.50％以下。

下限包含0％，但为了充分获得sn的添加效果，优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。

sb：0.20％以下

sb是抑制晶粒的粗大化、有助于钢板强度的提高的元素。由于若sb超过0.20％，则钢板脆化，在轧制时有时发生断裂，因此sb优选为0.20％以下。更优选为0.10％以下。

下限包含0％，但为了充分获得sb的添加效果，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。

钢板a及本发明钢板的成分组成根据需要也可以包含ca、ce、mg、zr、la、hf、rem中的1种或2种以上。

ca、ce、mg、zr、la、hf、rem中的1种或2种以上合计为0.0100％以下。

ca、ce、mg、zr、la、hf、rem是有助于成形性的提高的元素。由于若ca、ce、mg、zr、la、hf、rem中的1种或2种以上的合计超过0.0100％，则有可能延展性降低，因此上述元素合计优选为0.0100％以下。更优选为0.0070％以下。

ca、ce、mg、zr、la、hf、rem中的1种或2种以上的合计的下限包含0％，但为了充分获得成形性提高效果，合计优选为0.0001％以上，更优选为0.0010％以上。

需要说明的是，rem(rareearthmetal)是指属于镧系元素系列的元素。rem、ce大多情况下以混合稀土金属的形态添加，但除了la、ce以外，还可以不可避免地含有镧系元素系列的元素。

在钢板a及本发明钢板的成分组成中，除上述元素以外的剩余部分为fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质是从钢原料和/或在炼钢过程中不可避免地混入的元素。另外，作为杂质，还可以包含合计0.010％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、ta、re、os、ir、pt、au、pb。

接着，对钢板a及本发明钢板的显微组织进行说明。

<一般的高强度钢板的组织结构与本发明钢板a的组织结构的不同>

关于一般的高强度钢板，铸造后的钢板在热轧工序的冷却过程及其后的热处理中mn的偏析进展。

其组织结构如图1中所示的那样成为在块状铁素体1中产生了通过mn偏析而产生的粗大块状的马氏体2的状态，无法确保充分的成形性。因此，就一般的高强度钢板而言，通过利用组织中的残余的奥氏体来提高成形性。

与此相对，本发明钢板a在下述方面不同：通过控制热轧工序中的冷却过程、冷轧工序中的热处理过程、热处理工序中的升温过程从而不产生mn偏析部地形成与一般的高强度钢板不同的组织。

其组织结构如图2中所示的那样是生成针状铁素体3的组织、在其间生成沿与其相同方向伸长的马氏体区域4的组织，来源于mn偏析的粗大块状的马氏体少。由此，防止粗大硬质组织的生成，在不使用残余奥氏体的情况下确保成形性及强度的平衡。

<规定显微组织的区域>

以距离钢板表面为1/4t(t：板厚)作为中心的1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织代表了钢板整体的显微组织，与钢板整体的机械特性(成形性、强度、延展性、韧性、扩孔性等)相对应。在本发明钢板a、a1及a2(以下总称为“本发明钢板a”。)中，规定距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织。

而且，在本发明钢板a中，为了将距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织通过热处理而制成所需的显微组织，在本发明钢板a的材料即钢板a中，同样规定距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织。

首先，对钢板a的距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织(以下有时称为“显微组织a”。)进行说明。显微组织所涉及的％是指体积％。

<显微组织a>

由马氏体或回火马氏体、贝氏体及贝氏体铁素体中的1种或2种以上构成的板条组织：80％以上

显微组织a设定为包含80％以上的由马氏体或回火马氏体、贝氏体及贝氏体铁素体中的1种或2种以上构成的板条组织的组织。若该板条组织低于80％，则即使对钢板a实施所需的热处理，在本发明钢板a中，也无法获得所需的显微组织，无法获得成形性-强度平衡优异的机械特性，因此上述板条组织设定为80％以上。优选为90％以上，也可以为100％。

板条组织的分率通过从本发明钢板a及钢板a采集以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面的试验片，对试验片的观察面进行研磨后，研磨成镜面，在距离板厚的表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域中，利用1个以上的视野对合计为2.0×10^-8m²以上的面积通过使用了场发射型扫描型电子显微镜(fe-sem：fieldemissionscanningelectronmicroscope)的电子背散射衍射解析(ebsd：electronbackscatteringdiffraction)求出面积分率，从而获得。

其是利用板条组织在内部所具有的取向差而得到的，具体而言，将测定步进设定为0.2μm，通过kam法(kernelaveragemisorientation)将各测定点周边的局部取向差映射化，使用切割成15×15的网格并通过点计数法求出面积。

另外，由于通过利用ebsd的解析能够获得各测定点的晶体结构，因此残余奥氏体的分布及形态的评价也通过使用了fe-sem的ebsd解析法来进行。

具体而言，从本发明钢板a及钢板a采集以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面的试验片，将试验片的观察面进行研磨后，通过电解研磨而除去应变影响层，在距离板厚的表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域中，利用1个以上的视野对合计为2.0×10^-8m²以上的面积将测定步进设定为0.2μm而进行ebsd解析。

由测定后的数据作成残余奥氏体图像，抽出当量圆直径超过2.0μm并且长宽比低于2.5的残余奥氏体而求出面积分率。

若显微组织a为板条组织，则通过热处理，在板条边界处生成由相同的晶体取向的铁素体包围的微细的奥氏体，沿着板条边界而生长。在热处理中沿着板条边界而生长的沿一方向伸长的奥氏体在热处理后变成沿一方向伸长的马氏体，大大有助于加工硬化。

钢板a的板条组织适当调整热轧条件而形成。关于板条组织的形成在下文叙述。

马氏体、回火马氏体、贝氏体及贝氏体铁素体各自的体积％由于根据钢板的成分组成、热轧条件、冷却条件而发生变动，因此没有特别限定，但对优选的体积％进行说明。

马氏体通过后述的热处理用钢板的热处理而变成回火马氏体，与在热处理前形成的现有的回火马氏体相配合而有助于本发明钢板a的成形性-强度平衡的提高。另一方面，由于板条马氏体非常微细，因此若马氏体增加，则沿一方向伸长的马氏体在铁素体晶界中存在的比例增加，有时成形性反而劣化。因此，板条组织中的马氏体的体积％优选为80％以下，更优选为50％以下。

回火马氏体是大大有助于本发明钢板a的成形性-强度平衡的提高的组织，但有时在回火马氏体中生成粗大的碳化物，在之后的热处理中成为各向同性的奥氏体。因此，板条组织中的回火马氏体的体积％优选为80％以下。

贝氏体及贝氏体铁素体是成形性-强度平衡优异的组织，但有时在贝氏体中生成粗大的碳化物，在之后的热处理中成为各向同性的奥氏体。因此，板条组织中的贝氏体的体积分率优选为50％以下，进一步优选为20％以下。

在显微组织a中，其他组织(珠光体、渗碳体、块状铁素体、残余奥氏体等)设定为低于20％。

块状铁素体由于在晶粒内不具有奥氏体的核生成位点，因此在热处理后的显微组织中，成为不含奥氏体的铁素体，无助于强度的提高。

另外，块状铁素体有时与母相奥氏体不具有特定的晶体取向关系，若块状铁素体增加，则有时在热处理中在块状铁素体与母相奥氏体的边界处生成晶体取向与母相奥氏体大大不同的奥氏体。在铁素体的周边新生成的晶体取向不同的奥氏体由于以各向同性进行生长，因此无助于机械特性的提高。

钢板a中的残余奥氏体由于在热处理时一部分发生各向同性化，因此无助于机械特性的提高。另外，珠光体和渗碳体由于在热处理中相变为奥氏体，以各向同性进行生长，因此无助于机械特性的提高。因此，其他组织(珠光体、渗碳体、块状铁素体、残余奥氏体等)设定为低于20％。优选低于10％。

特别是粗大且各向同性的残余奥氏体由于在该热处理用钢板的热处理中通过加热而生长，变成粗大且各向同性的奥氏体，在之后的冷却中变成粗大且各向同性的岛状马氏体，因此韧性劣化。

因此，当量圆直径超过2.0μm、并且长轴与短轴之比即长宽比低于2.5的粗大块状残余奥氏体的体积分率限制为2.0％以下。该残余奥氏体越少越好，优选设定为1.5％以下，进一步优选设定为1.0％以下，也可以为0.0％。

含有(钢板a的mn％)×1.50以上的mn的mn浓化组织：2.0％以下

显微组织中mn浓化的区域即使该部位为板条组织，也由于在热处理用钢板的热处理中在加热中优先逆相变为奥氏体，在之后的冷却中难以进行相变，因此容易生成残余奥氏体。由于若mn低于(钢板a的mn％)×1.50，则难以生成残余奥氏体，因此将mn浓化的基准设定为(钢板a的mn％)×1.50。

在显微组织a中，若含有(钢板a的mn％)×1.50以上的mn的mn浓化组织超过2.0％，则在本发明钢板a的显微组织中，由于残余奥氏体的体积％超过2.0％，因此显微组织a中的mn浓化组织抑制为2.0％以下。优选为1.5％以下，更优选为1.0％以下。

接着，对将钢板a进行热处理而得到的本发明钢板a的距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织(以下有时称为“显微组织a”。)进行说明。显微组织所涉及的％是指体积％。

<显微组织a>

显微组织a是以针状铁素体及马氏体(包含回火马氏体)作为主体、将块状铁素体限制为20％以下(包括0％)、将残余奥氏体限制为2.0％以下(包括0％)的组织。

针状铁素体：20％以上

若对显微组织a(马氏体或回火马氏体、贝氏体及贝氏体铁素体中的1种或2种以上：80％以上)的板条组织实施所需的加热处理，则板条状的铁素体合体而成为针状，在其结晶晶界处生成沿一方向伸长的奥氏体晶粒。

若进一步以规定的条件实施冷却处理，则沿一方向伸长的奥氏体成为沿一方向伸长的马氏体区域，显微组织a的成形性-强度平衡提高。

由于针状铁素体的体积分率低于20％时，不能得到充分的效果，各向同性的马氏体区域显著增加，显微组织a的成形性-强度平衡劣化，因此针状铁素体的体积分率设定为20％以上。为了特别提高成形性-强度平衡，优选将针状铁素体的体积分率设定为30％以上。

另一方面，由于若针状铁素体的体积分率超过90％，则马氏体的体积分率减少，如后述的那样无法将马氏体的体积分率设定为10％以上，强度大大降低，因此针状铁素体的体积分率为90％以下。为了高强度化，优选减少针状铁素体的体积分率、提高马氏体的体积分率，从该观点出发，针状铁素体的分率优选为75％以下。更优选为60％以下。

马氏体：10％以上

马氏体是提高钢板强度的组织。由于若马氏体低于10％，则在成形性-强度平衡中，无法确保所需的钢板强度，因此马氏体设定为10％以上。优选为20％以上。

另一方面，由于若马氏体的体积分率超过80％，则如上述那样无法将针状铁素体的分率设定为20％以上，其拘束减弱而马氏体区域的形态变成各向同性，因此马氏体的体积分率设定为80％以下。为了特别提高成形性-强度平衡，更优选将针状铁素体的体积分率限制为50％以下。更优选为35％以下。

马氏体中所占的微细碳化物析出而得到的回火马氏体：30％以上

在马氏体为包含微细碳化物的回火马氏体的情况下，由于马氏体的耐断裂特性大大提高，进而兼具充分的强度，因此成形性-强度平衡提高。为了获得该效果，优选将包含微细碳化物的回火马氏体在马氏体中所占的比例设定为30％以上。该回火马氏体的比例越大越优选，进一步优选为50％以上，也可以为100％。

另一方面，若过度进行回火、马氏体中的碳化物的平均直径超过1.0μm，则碳化物作为断裂的传播路径起作用，反而耐断裂特性劣化。

如果碳化物的平均直径为1.0μm以下则耐断裂韧性不会劣化，发挥本发明的效果。由于若碳化物变大则强度降低，因此为了兼顾强度和韧性，碳化物的平均直径优选为0.5μm以下。即使无碳化物也可得到本发明的效果，但从韧性的观点出发，优选在马氏体中包含微小的碳化物。

上述马氏体是通过将钢板a以规定的条件进行加热、由板条状组织生成沿一方向伸长的奥氏体、之后以规定的条件冷却使该奥氏体发生马氏体相变而得到的，被针状的铁素体分断，成为沿一方向伸长的岛状组织。由于沿一方向伸长，因此应变的集中变得缓和，变得不易引起局部的断裂，从而成形性改善。

另一方面，粗大并且各向同性的岛状马氏体由于通过施加应变而容易开裂，因此若其密度大则变得容易产生冲击时的脆性断裂，韧性脆性转变温度(ductilebrittletransitiontemperature)大大上升，韧性劣化。

为了避免韧性的劣化，岛状马氏体的尺寸及形态需要满足下式(a)。

[数学式17]

其中，di为在1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织中第i大的岛状马氏体的当量圆直径[μm]，ai为在1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织中第i大的岛状马氏体的长宽比。该式是对于在断裂的产生及传播的初期阶段优先产生开裂的岛状马氏体评价该局部的断裂的产生和彼此的开裂的连接风险的式子。由于在初期产生开裂限于粗大的岛状马氏体，因此其风险只要仅对相对大的岛状马氏体进行评价即可。具体而言，在本发明中的显微组织的观察中，只要对风险进行评价至第5大的岛状马氏体为止即可。

岛状马氏体的大小越大，另外，长宽比越小即越为等轴，则左项的值变得越大，韧性越劣化，若超过10.0则发挥不了规定的特性。

另外，若粗大的岛状马氏体的密度增加，则由于第2以后的岛状马氏体的尺寸变大，式(a)的左边的值上升，因此变得容易产生脆性断裂。

式(a)的值越小，则由于变得越不易引起局部的开裂的产生及连接，因此韧性脆性转变温度降低，韧性改善，因此优选。式(a)的左边优选为7.5以下，更优选为5.0以下。

另外，在第1大的岛状马氏体的当量圆直径为1.0μm以下的情况下，由于全部的di成为1.0以下，并且，长宽比即ai必定为1.0以上，因此式(a)的左边必定成为5.0以下，因此在第1大的岛状马氏体的当量圆直径为1.0μm以下的情况下式(a)的评价也可以省略。

块状铁素体：20％以下

块状铁素体是与针状铁素体竞争的组织。由于块状铁素体越增加则针状铁素体越减少，因此块状铁素体的体积分率限制为20％以下。块状铁素体的体积分率优选较少，也可以为0％。

残余奥氏体：2.0％以下

残余奥氏体若受到冲击则相变为极硬质的马氏体，作为脆性断裂的传播路径强烈起作用。由于若残余奥氏体超过2.0％，则脆性断裂时的吸收能显著降低，无法充分抑制断裂的进展，韧性大大劣化，因此残余奥氏体设定为2.0％以下。这点是显微组织a的特征。残余奥氏体的体积％优选为1.6％以下，更优选为1.2％以下，也可以为0.0％。

剩余部分：不可避免的生成相

显微组织a的剩余部分是贝氏体、贝氏体铁素体和/或不可避免的生成相。贝氏体及贝氏体铁素体是强度与成形性的平衡优异的组织，在确保充分量的针状铁素体和马氏体的范围内，也可以包含于显微组织中。

由于若贝氏体与贝氏体铁素体的体积分率的合计超过60％，则有时无法充分获得针状铁素体和/或马氏体的分率，因此贝氏体与贝氏体铁素体的体积分率的合计优选为60％以下。

显微组织a的剩余部分组织中的不可避免的生成相为珠光体、渗碳体等。由于若珠光体和/或渗碳体的量变多，则延展性降低，成形性-强度平衡降低，因此上述全部组织以外的组织(珠光体和/或渗碳体等)的体积分率优选为5％以下。

通过将显微组织a制成以上述形态的铁素体作为主体、马氏体为10％以上、残余奥氏体为2％以下的组织，能够确保优异的韧性和优异的成形性-强度平衡。因此，显微组织a的韧性-脆性转变温度达到-40℃以下，并且，韧性-脆性转变后的吸收能成为韧性-脆性转变前的吸收能×0.15以上。

在上述成分组成中，在具有显微组织a的本发明钢板a的点焊部中，十字接头强度能够达成拉伸剪切强度×0.25以上。推定这是由于：在焊接点的热影响部，由于显微组织的形态延续针状铁素体及马氏体区域的形态，因此热影响部的耐断裂特性提高。

这里，对组织的体积分率(体积％)的确定方法进行说明。

从本发明钢板a及热处理用钢板(钢板a)采集以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面的试验片。将试验片的观察面进行研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀，在距离板厚的表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域中，利用1个以上的视野，用场发射型扫描型电子显微镜(fe-sem：fieldemissionscanningelectronmicroscope)对合计为2.0×10^-9m²以上的面积进行观察，对各组织的面积分率(面积％)进行解析。

由于在经验上可知面积分率(面积％)≈体积分率(体积％)，因此将面积分率设定为体积分率。需要说明的是，显微组织a中的针状铁素体是指在fe-sem中的观察中晶粒的长径与短径之比即长宽比为3.0以上的铁素体。另外，所谓块状铁素体同样地是指长宽比低于3.0的铁素体。

本发明钢板a的显微组织中的残余奥氏体的体积分率通过x射线衍射法来解析。在上述试验片的距离板厚的表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域中，将与钢板面平行的面精加工成镜面，通过x射线衍射法对fcc铁的面积分率进行解析。将该面积分率设定为残余奥氏体的体积分率。

回火马氏体中所含的碳化物的直径在与利用fe-sem的组织分率的测定相同的视野中进行。在1个以上的视野中，以倍率20,000倍对合计为1.0×10^-10m²以上的面积的回火马氏体进行观察，在任意的30个碳化物中测定当量圆直径，将其单纯平均视为该材料中的回火马氏体中的碳化物的平均直径。

需要说明的是，以倍率20,000倍检测不到的微细的碳化物由于该碳化物不作为脆性断裂的传播路径起作用，因此在平均直径的导出中被忽视。具体而言，被判断为以当量圆直径计不足0.1μm的碳化物在求出碳化物的平均直径时可忽视。

本发明钢板a可以是在钢板的一面或两面具有锌镀层或锌合金镀层的钢板(本发明钢板a1)，另外，也可以是具有对锌镀层或锌合金镀层实施了合金化处理而得到的合金化镀层的钢板(本发明钢板a2)。以下进行说明。

锌镀层及锌合金镀层

形成于本发明钢板a的一面或两面的镀层优选为锌镀层、或以锌作为主要成分的锌合金镀层。锌合金镀层优选为包含ni作为合金成分的镀层。

锌镀层及锌合金镀层通过热浸镀法或电镀法而形成。由于若锌镀层的al量增加，则钢板表面与锌镀层的密合性降低，因此锌镀层的al量优选为0.5质量％以下。在锌镀层为热浸镀锌层的情况下，为了提高钢板表面与锌镀层的密合性，热浸镀锌层的fe量优选为3.0质量％以下。

在锌镀层为电镀锌层的情况下，镀层的fe量从耐蚀性的提高的方面考虑优选为0.5质量％以下。

锌镀层及锌合金镀层也可以在不阻碍耐蚀性、成形性的范围内含有ag、b、be、bi、ca、cd、co、cr、cs、cu、ge、hf、zr、i、k、la、li、mg、mn、mo、na、nb、ni、pb、rb、sb、si、sn、sr、ta、ti、v、w、zr、rem中的1种或2种以上。特别是ni、al、mg对于耐蚀性的提高是有效的。

合金化镀层

对锌镀层或锌合金镀层实施合金化处理，在钢板表面形成合金化镀层。在对热浸镀锌层或热浸镀锌合金层实施合金化处理的情况下，从钢板表面与合金化镀层的密合性的提高的方面考虑，优选将热浸镀锌层或热浸镀锌合金层的fe量设定为7.0～13.0质量％。

本发明钢板a的板厚并不特别限定于特定的板厚范围，若考虑通用性、制造性，则优选为0.4～5.0mm。由于若板厚低于0.4mm，则变得难以将钢板形状维持平坦，尺寸、形状精度降低，因此板厚优选为0.4mm以上。更优选为0.8mm以上。

另一方面，由于若板厚超过5.0mm，则在制造过程中，加热条件及冷却条件的控制变得困难，有时不能得到在板厚方向上均质的显微组织，因此板厚优选为5.0mm以下。更优选为4.5mm以下。

接着，对钢板a的制造方法a1和a2及本发明制造方法a、a1a、a1b及a2进行说明。

首先，对作为本发明钢板a的材料的热处理用钢板(钢板a)的制造方法a1及制造方法a2进行说明。

制造方法a1是下述方法：

将钢板a的成分组成的钢坯供于热轧，在850℃～1050℃下完成热轧而制成热轧后的钢板；

将热轧后的钢板在从850℃至550℃之间以平均冷却速度30℃/秒以上冷却，在由下述式定义的贝氏体相变开始点：bs点以下的温度下卷取；

以满足下述式(1)的条件从bs点冷却至(bs点-80℃)而制成热轧钢板；

对上述热轧钢板实施或不实施压下率为10％以下的冷轧而制造热处理用钢板。

bs点(℃)＝611-33·[mn]-17·[cr]-17·[ni]-21·[mo]-11·[si]+30·[al]+(24·[cr]+15·[mo]+5500·[b]+240·[nb])/(8·[c])

[元素]：元素的质量％

[数学式18]

在上述式(1)中，bs为bs点(℃)，wm为各元素种的成分组成(质量％)，δt(n)为从热轧后的冷却经由卷取而冷却至400℃为止的期间内的从(bs-10×(n-1))℃至(bs-10×n)℃为止的经过时间(秒)。

制造方法a2是下述方法：对通过与上述制造方法a1的热轧钢板制造工序同样的工序而制造的热轧钢板实施或不实施第一冷轧而制造中间热处理用钢板，

将钢板a的成分组成的中间热处理用钢板以满足将700℃～(ac3-20)℃的温度域中的经过时间进行10分割而计算的下述式(2)的平均加热速度加热至(ac3-20)℃以上的温度，接着，

从加热温度起，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上而进行冷却，将bs点～(bs-80)℃的温度域的平均冷却速度设定为20℃/秒以上而进行冷却，并将(bs-80)℃～ms点的滞留时间设定为1000秒以下、将ms点～(ms-50)℃下的平均冷却速度限制为100℃/秒以下而进行冷却(以下也称为“中间热处理”。)，对冷却后的中间热处理钢板实施压下率为10％以下的第二冷轧或不实施第二冷轧而制造热处理用钢板。

bs点(℃)＝611-33·[mn]-17·[cr]-17·[ni]-21·[mo]-11·[si]+30·[al]+(24·[cr]+15·[mo]+5500·[b]+240·[nb])/(8·[c])

ms点(℃)＝561-474[c]-33·[mn]-17·[cr]-17·[ni]-21·[mo]-11·[si]+30·[al]

[元素]：元素的质量％

[数学式19]

上述式(2)是将加热工序中的700℃～(ac3-20)℃的温度域中的经过时间进行10分割而计算的式子。δt为经过时间的十分之一(秒)，fγ(n)为第n个区间中的平均逆相变率，t(n)为第n个区间中的平均温度(℃)。

对制造方法a1的工序条件进行说明。

热轧

将钢板a的成分组成的钢液通过连续铸造或薄板坯铸造等常规方法进行铸造，制造供于热轧的钢坯。将钢坯暂且冷却至常温后，供于热轧时，加热温度优选为1080℃～1300℃。

由于若加热温度低于1080℃，则起因于铸造的粗大的夹杂物未熔化，在热轧后的工序中有可能热轧钢板断裂，因此加热温度优选为1080℃以上。更优选为1150℃以上。

由于若加热温度超过1300℃，则变得需要大量的热能，因此优选为1300℃以下。更优选为1230℃以下。另外，将上述钢液铸造后，也可以将处于1080℃～1300℃的温度域的钢坯直接供于热轧。

热轧完成温度：850℃～1050℃

热轧在850℃～1050℃下完成。由于若热轧完成温度低于850℃，则轧制反作用力增大，变得难以稳定地确保形状和板厚的尺寸精度，因此热轧完成温度设定为850℃以上。优选为870℃以上。

另一方面，由于若热轧完成温度超过1050℃，则变得需要钢板加热装置，轧制成本上升，因此热轧完成温度设定为1050℃以下。优选为1000℃以下。

从850℃至550℃为止的平均冷却速度：30℃/秒以上

将热轧完成后的热轧后的钢板以平均冷却速度30℃/秒以上从850℃冷却至550℃以下。由于在平均冷却速度低于30℃/秒的情况下，铁素体相变进行，生成块状的铁素体而在钢板a中未充分获得板条组织，因此热轧完成后的热轧后的钢板将从850℃至550℃为止的平均冷却速度设定为30℃/秒以上。为了降低本发明钢板a中的块状铁素体，从850℃至550℃为止的平均冷却速度优选为40℃/秒以上。

卷取温度：bs点以下

将以从850℃至550℃为止的平均冷却速度30℃/秒以上冷却至550℃以下的热轧后的钢板在由下述式定义的贝氏体相变开始温度：bs点(℃)以下卷取。

bs点(℃)＝611-33·[mn]-17·[cr]-17·[ni]-21·[mo]-11·[si]+30·[al]+(24·[cr]+15·[mo]+5500·[b]+240·[nb])/(8·[c])

[元素]：元素的质量％

若将热轧后的钢板在比bs点(℃)高的温度下卷取，则在卷取中铁素体相变过度进行，在显微组织中生成块状的铁素体而不能得到板条组织，另外，mn浓化组织超过2.0体积％地生成。卷取温度优选为(bs点-80)℃以下。

bs点～(bs点-80℃)下的温度变化过程：式(1)

在从热轧后的冷却经由卷取而冷却的期间，特别是在bs点～(bs点-80)℃的温度域中贝氏体相变容易从一部分奥氏体晶界局部地进行，并且在400℃以上的温度域中mn原子的扩散也容易进展，因此容易进行热轧钢板中的mn从相变完成的区域向未相变奥氏体的浓化。

由于在该热轧钢板中贝氏体相变局部地进展，因此mn浓化了的未相变奥氏体也局部存在化，mn的浓化部的一部分成为粗大的块状的残余奥氏体。

下述式(1)表示该温度域中的mn的浓化倾向，是在经验上考虑贝氏体相变的进行速度、mn的浓化速度、贝氏体的偏在程度的式子。在式(1)的左边超过1.50的情况下，热轧钢板中的相变局部地过度进行，向未相变的奥氏体的mn浓化过度进行，热轧钢板成为具有许多的mn浓化部及粗大的块状的残余奥氏体的钢板。

另外，因此，将bs点～(bs点-80)℃的温度域中的式(1)的值限制为1.50以下。式(1)的值越小则mn浓化越难以进展，优选将式(1)的值设定为1.20以下，进一步优选设定为1.00以下。在低于(bs点-80)℃的温度域中，贝氏体相变的进行速度与mn的浓化速度相比充分快，可以忽视mn向未相变部的浓化。另外，由于贝氏体相变也从多数的奥氏体晶界开始，因此在热轧钢板中，未相变奥氏体的局部存在化也未进展。

有时也在bs点～(bs点-80℃)之间的温度下进行卷取。此时的温度测定如下述那样进行。

卷取前的温度从板面的铅直方向起在钢板的中央部的板表面进行测定。测定中使用放射温度计。关于卷取后的温度变化过程，在卷取成卷材的环状的圆周方向截面中，以其中央部的点作为代表点。使用该代表点处的温度变化过程。

在将卷材卷取时，在与该代表点相对应的位置处卷入接触式温度计(热电偶)，直接进行测定。

或者，也可以进行传热计算而求出该代表点处的卷取后的卷材的温度变化过程。该情况下，测定中使用放射温度计和/或接触式温度计，测定卷材的侧面和/或表面中的温度变化过程。

[数学式20]

上述式(1)在从热轧后的冷却经由卷取而冷却的期间的bs点～(bs点-80)℃的温度域中进行计算，bs为bs点(℃)，wm为各元素种的组成(质量％)，δt(n)为从(bs-10×(n-1))℃至(bs-10×n)℃为止的经过时间(秒)。从n为1计算至8，但由于在400℃以下的温度域中mn的扩散速度小，mn的浓化不进行，因此在(bs-10×n)℃低于400℃的情况下关于以后的n设定为不包含于总和中。例如在bs为455℃的情况下，式(1)设定为从n＝1至n＝6为止的总和。

bs点～(bs点-80)℃的温度域中的冷却速度越快则式(1)的值变得越小，越抑制mn的浓化。但是，由于若以卷取成卷材的状态快速冷却，则钢板的形状崩坏，钢板的调质、酸洗变得困难，因此卷取成卷材以后的平均冷却速度优选设定为10℃/秒以下。从钢板的形状的观点出发，如果为满足式(1)的范围，则卷取后的卷材优选放冷。

特别是在bs点～(bs点-80)℃的温度域中的冷却过程中，不满足上述式(1)的情况下，从一部分的奥氏体晶界局部地开始贝氏体相变，在钢板a中残存块状的未相变奥氏体，成为块状的残余奥氏体。优选将上述温度域中的上述式(1)的值设定为1.20以下，进一步优选为1.00以下。

热轧钢板的回火

由于卷取后的热轧钢板为高强度，因此为了提高最终热处理前的切断工序中的生产率，也可以对该热轧钢板实施适宜的温度、时间的回火处理。

在制造方法a1中，也可以对上述热轧钢板实施压下率为10％以下的冷轧而制成热处理用钢板。但是，若冷轧的压下率超过10％，则板条状组织的晶界过量地应变。这里若对钢板进行加热，则板条状组织的一部分在加热中再结晶，成为块状的铁素体，因此通过热处理无法获得针状铁素体。

对制造方法a2的工序条件进行说明。

进一步实施冷轧和热处理的热轧钢板

制造方法a2是下述方法：对通过与制造方法a1的热轧钢板制造工序同样的工序而制造的热轧钢板实施或不实施冷轧(以下，有时称为“第一冷轧”。)而制造中间热处理用钢板，实施抑制由冷轧产生的对组织的影响的热处理(以下，有时称为“中间热处理”。)，根据需要进一步实施压下率为10％以下的冷轧(以下，有时称为“第二冷轧”。)等，制造钢板a。实施第一冷轧和中间热处理的热轧钢板只要是具有钢板a的成分组成、按照与制造方法a1的热轧钢板制造工序同样的工序而制造的热轧钢板即可。由于实施下述中间热处理，因此对于第一冷轧，可以将压下率设定为超过10％。

也可以对热轧钢板在中间热处理前实施1次以上的酸洗。若通过酸洗将热轧钢板表面的氧化物除去而清洁化，则钢板的镀覆性提高。

将酸洗后的热轧钢板在中间热处理前实施或不实施第一冷轧而制成中间热处理用钢板。通过第一冷轧，钢板的形状/尺寸精度提高。但是，由于若压下率的合计超过85％，则钢板的延展性降低，在冷轧中，钢板有可能断裂，因此压下率的合计优选为80％以下。更优选为75％以下。

若对板条状组织实施超过10％的冷轧，则板条状组织的晶界过量地应变。这里若对钢板进行加热，则板条状组织的一部分在加热中再结晶，成为块状的铁素体，因此通过热处理无法获得针状铁素体。为了获得必要的板厚和/或形状的钢板而实施超过10％的冷轧的情况下，在用于获得针状铁素体的热处理之前，变得需要重新用于获得板条状组织的热处理。

由于若压下率的合计低于0.05％，则钢板的形状/尺寸精度未提高，在后续的加热处理及冷却处理中，钢板温度变得不均匀，延展性降低，并且钢板的外观受损，因此压下率的合计优选为0.05％以上。更优选为0.10％以上。从在后续的热处理工序中通过再结晶来谋求组织的微细化的方面考虑，压下率的合计优选为20％以上。如上述那样冷轧的压下率为10％以下的情况下，之后，可以进行也可以不进行以下的热处理，该情况下成为与上述制造方法a1同等的制造方法。

在将热轧钢板进行冷轧时，也可以在轧制前或轧制道次间将钢板进行加热。通过该加热，钢板软质化，轧制中的轧制反作用力降低，钢板的形状/尺寸精度提高。但是，加热温度优选为700℃以下。若加热温度超过700℃，则显微组织的一部分成为块状的奥氏体，mn偏析进行，生成粗大的块状mn浓化区域。因此，钢板a的组织脱离规定的组织，不成为作为热处理用钢板适宜的组织。

该块状mn浓化区域成为未相变的奥氏体，在烧成工序中也以块状的状态残存，在钢板中生成块状且粗大的硬质组织，延展性降低。需要说明的是，由于若加热温度低于300℃，则不能得到充分的软质化效果，因此加热温度优选为300℃以上。需要说明的是，上述酸洗可以在上述加热之前和之后的任一者进行。

钢板加热温度：(ac3-20)℃以上

加热速度限定温度域：700℃～(ac3-20)℃

上述温度域的加热：下述式(2)

将冷轧钢板(也可以是热轧钢板)加热至(ac3-20)℃以上。由于若钢板加热温度低于(ac3-20)℃，则在加热中粗大的铁素体残存，在之后的冷却时各向同性地生长而形成块状铁素体，本发明的高强度钢板的机械特性大大降低，因此钢板加热温度设定为(ac3-20)℃以上。优选为(ac3-15)℃以上，更优选为(ac3+5)℃以上。

另外，本发明中的ac3及后述的ac1通过从各种热处理前的钢板切取小片，将钢板表面的氧化层通过研磨或盐酸酸洗而除去后，在10^-1mpa以下的真空环境下以加热速度10℃/秒加热至1200℃，使用激光位移计测定加热中的体积变化行为，从而获得。

钢板加热温度的上限没有特别规定，但从抑制晶粒的粗大化、加热成本降低的方面考虑，将1050℃设定为上限，优选为1000℃以下。

关于处理时间，(最高加热温度-10)℃～最高加热温度的区间中的停留时间较短为宜，也可以低于1秒，但若在加热后立即冷却则有时在钢板内部产生温度不均而钢板的形状恶化，优选设定为1秒以上。

另一方面，若该温度区间中的停留时间变得过长，则有时组织粗大化，最终制品的韧性劣化。从该观点出发，停留时间优选设定为10000秒以下。由于延长停留时间会使热处理成本增大，因此停留时间优选设定为1000秒以下。

在将钢板(中间热处理用钢板)进行加热时，700℃～(ac3-20)℃的温度域以满足下述式(2)的条件进行加热。通过该加热，能够形成用于将钢板a的显微组织制成板条组织的基体组织。

在不满足下述式(2)的情况下，在加热中mn偏析进行，生成粗大的块状mn浓化区域，热处理后的机械特性降低。加热条件需要满足下述式(2)。优选将下述式(2)的值限制为0.8以下。

[数学式21]

上述式(2)是将加热工序中的700℃～(ac3-20)℃的温度域中的经过时间进行10分割而计算的式子。δt为经过时间的十分之一(秒)，fγ(n)为第n个区间中的平均逆相变率，t(n)为第n个区间中的平均温度(℃)。

上述式(2)是表示以铁素体为代表的bcc相和以奥氏体为代表的fcc相共存的区域中的mn浓化行为的式子。左边的值越大，则mn越浓化。加热中的逆相变率fγ(n)可以通过从热处理前的材料切取小片，事先进行加热处理试验而测定加热中的体积膨胀行为来获得。

700℃～550℃下的平均冷却速度：30℃/秒以上

将中间热处理用钢板(冷轧钢板或热轧钢板)加热至(ac3-20)℃以上的温度后，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上而进行冷却。若平均冷却速度低于30℃/秒，则铁素体相变进行，生成粗大的块状铁素体而在钢板a中不能得到板条组织。平均冷却速度优选为40℃/秒以上。可不特别设定冷却速度的上限地得到所期望的热处理用钢板，但从成本的观点出发优选为200℃/秒以下。

bs点～(bs-80)℃下的平均冷却速度：20℃/秒以上

制造方法a2中的冷却工序与制造方法a1中的冷却工序相比，母相的粒径微细，容易进行bs点以下的相变。由于相变所需的时间短，因此变得不易引起mn浓化，但另一方面，由于该温度域中的相变在本热处理中也局部地进行，因此变得容易残存块状的未相变奥氏体。从后者的观点出发，制造方法a2中的bs点以下的冷却速度与制造方法a1相比容许度小。

在bs点～(bs-80)℃的温度域中的冷却过程中，平均冷却速度低于20℃/秒的情况下，从一部分的奥氏体晶界起局部地开始贝氏体相变，块状的未相变奥氏体残存，成为块状的残余奥氏体。因此，将上述温度域中的平均冷却速度设定为20℃/秒以上。平均冷却速度优选为30℃/秒以上。可不特别设定冷却速度的上限地得到所期望的热处理用钢板，但从成本的观点出发，优选为200℃/秒以下。

(bs-80)℃～ms点下的滞留时间：1000秒以下

制造方法a2由于与制造方法a1相比，母相的粒径微细，容易进行bs点以下的相变，因此若(bs-80)℃～ms点下的滞留时间长，则进行局部的贝氏体相变，块状的未相变奥氏体残存，有时成为块状的残余奥氏体。这里所谓的滞留时间也包含通过再加热/等温保持等而维持在(bs-80)℃～ms点的温度范围内的时间。

因此，将上述温度域中的滞留时间限制为1000秒以下。滞留时间优选为500秒以下，进一步优选为200秒以下。滞留时间越短则越优选，但由于为了设定为低于1秒需要非常大的冷却速度，因此从成本的观点出发优选为1秒以上。

ms点～(ms-50)℃下的平均冷却速度：100℃/秒以下

就制造方法a2而言，由于与制造方法a1相比，冷却速度快，在ms点到达时刻残存的未相变区域多，因此若ms点～(ms-50)℃下的冷却速度过快，则有可能残存块状的未相变奥氏体。

为了充分进行ms点～(ms-50)℃下的马氏体相变、降低未相变奥氏体，将ms点～(ms-50)℃下的平均冷却速度限制为100℃/秒以下。上述温度域中的平均冷却速度优选为70℃/秒以下，进一步优选为40℃/秒以下。

通过将平均冷却速度控制在该范围内，能够使未相变奥氏体充分相变为马氏体，降低其分率。因此，能够降低粗大块状的残余奥氏体产生。

上述温度域中的冷却速度越慢越优选，但由于为了设定为低于0.1℃/秒反而变得需要大规模的加热装置，因此从成本的观点出发优选为0.1℃/秒以上。

ms点(℃)＝561-474[c]-33·[mn]-17·[cr]-17·[ni]-21·[mo]-11·[si]+30·[al]

在制造方法a2中，可以对上述中间热处理的冷却后的中间热处理钢板实施压下率为10％以下的第二冷轧，也可以对冷却后的中间热处理钢板实施酸洗，还可以对冷却后的中间热处理钢板在向碳化物的mn浓化不进展的范围内实施回火处理。

另外，可以在不实施第一冷轧而实施与上述的中间热处理相同的热处理后，实施压下率为10％以下的第二冷轧，也可以对实施了与上述的中间热处理相同的热处理后的热轧钢板实施酸洗，还可以对实施了与上述的中间热处理相同的热处理后的热轧钢板在向碳化物的mn浓化不进展的范围内实施回火处理。

但是，在第二冷轧后，由于不实施上述那样的中间热处理，因此若第二冷轧的压下率超过10％，则与第一冷轧的情况同样地，板条状组织的晶界过量应变。这里若对钢板进行加热，则板条状组织的一部分在加热中再结晶，成为块状的铁素体，因此通过热处理无法获得针状铁素体。

接着，对本发明制造方法a、本发明制造方法a1a、本发明制造方法a1b及本发明制造方法a2进行说明。

本发明制造方法a的特征在于，其是使用通过上述本发明的a1、a2的方法而制造的热处理用钢板(钢板a)来制造本发明钢板a的制造方法，其中，

将如上述那样制造的热处理用钢板即钢板a以满足将从700℃至以最高加热温度或(ac3-20)℃中的任一较低的温度作为终点的温度域中的经过时间进行10分割而计算的下述式(3)的条件加热至(ac1+25)℃～ac3点的温度，在最高加热温度-10℃～最高加热温度的温度域中保持150秒以下，

从加热保持温度起，将700℃～550℃之间的平均冷却速度设定为25℃/秒以上而进行冷却，并限制为满足将以550℃或bs点中的任一较低者作为起点至300℃为止的温度域中的滞留时间进行10分割而计算的下述式(4)及式(5)的范围(以下也称为“最终热处理”。)。

本发明制造方法a1a的特征在于，其是制造本发明钢板a1的制造方法，其中，

将通过本发明制造方法a而制造的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在该高强度钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。

本发明制造方法a1b的特征在于，其是制造本发明钢板a1的制造方法，其中，

在通过本发明制造方法a而制造的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。

本发明制造方法a2的特征在于，其是制造本发明钢板a2的制造方法，其中，

将本发明钢板a1的锌镀层或锌合金镀层加热至450℃～550℃，对锌镀层或锌合金镀层实施合金化处理。

对本发明制造方法a的工序条件进行说明。

钢板加热温度：(ac1+25)℃～ac3点

加热速度限定温度域：700℃～(ac3-20)℃

加热条件：下述式(3)

将钢板a加热至(ac1+25)℃～ac3点。在加热时，在700℃～(ac3-20)℃的温度域中，设定为平均加热速度1℃/秒以上、或满足下述式(3)的加热条件。

由于若钢板加热温度低于(ac1+25)℃，则有可能钢板中的渗碳体熔化残留，机械特性降低，因此钢板加热温度设定为(ac1+25)℃以上。优选为(ac1+40)℃以上。

另一方面，钢板加热温度的上限设定为ac3点以下。若钢板加热温度超过ac3点，则不延续钢板a的板条组织，变得难以获得针状铁素体。另外，由于不能得到针状铁素体，因此马氏体的形状成为块状且粗大的岛状马氏体。

因此，若钢板加热温度超过ac3点，则无法达成对本发明的钢板所要求的特性。另外，由于若钢板加热温度达到ac3点附近，则显微组织的大部分成为奥氏体，板条组织消失，因此延续钢板a的板条组织，进一步提高机械特性，因此钢板加热温度优选设定为(ac3-10)℃以下，更优选设定为(ac3-20)℃以下。

若700℃～(ac3-20)℃的温度域中的加热过程的温度变化过程不满足下述式(3)，则在本发明钢板a的显微组织中，生成许多粗大的块状的马氏体，变得不满足式(a)，韧性劣化，因此设定为加热过程中的温度变化过程满足下述式(3)的加热条件。

为了降低粗大的块状的马氏体的量、充分提高韧性，进一步优选将下述式(3)的左边的值限制为1.5以下。

[数学式22]

上述式(3)是将加热工序中的从700℃至以最高加热温度或(ac3-20)℃中的任一较低的温度作为终点的温度域中的经过时间进行10分割而计算的式子。δt为经过时间的十分之一(秒)，wm为各元素种的组成(质量％)，fγ(n)为第n个区间中的平均逆相变率，t(n)为第n个区间中的平均温度(℃)。

式(3)是考虑了伴随逆相变而产生的各向同性的奥氏体晶粒的产生频率、稳定化行为、以及生长速度的经验式。式(3)中，包含化学组成的项表示各向同性的奥氏体晶粒的产生频率，该项越大，则越多地产生各向同性的奥氏体晶粒。如果所产生的各向同性的奥氏体化学性不稳定，则由于在之后的热处理中被其他的针状奥氏体蚕食、或向马氏体以外的相发生相变，因此可抑制粗大的各向同性马氏体的产生，不会损害韧性。另一方面，若在加热中合金元素向各向同性的奥氏体的浓化进展，则化学稳定化而直至低温下也以未相变的状态残存，在冷却中向马氏体发生相变而损害韧性。

fγ(n)所表示的逆相变率越小，则被供于合金元素的分配的驱动力越提高，另外，越是高温，则原子的扩散越活跃而合金元素分配的速度加快。

各向同性的奥氏体的生长特别是在逆相变率大的区域驱动力提高，但另一方面，越是逆相变率小的区域则越可不受周围的针状的奥氏体影响地生长。

从以上的观点出发，整理了包含化学组成、逆相变率、温度及时间的式子的系数及指数的经验式为式(3)，式(3)的值越小则越可抑制各向同性且粗大的马氏体的产生。

加热保持温度域：最高加热温度-10℃～最高加热温度

加热保持时间：150秒以下

将钢板a在上述条件下加热，在最高加热温度-10℃～最高加热温度的温度域的温度下保持150秒以下。由于若加热保持时间超过150秒，则有可能显微组织变成奥氏体，板条组织消失，因此加热保持时间设定为150秒以下。优选为120秒以下。

冷却速度限定温度域：700℃～550℃

平均冷却速度：25℃/秒以上

若平均冷却速度低于25℃/秒，则针状铁素体过度生长而变成块状铁素体，针状铁素体分率过度降低。另外，由于除了针状铁素体的生长以外，还生成新的块状铁素体，因此块状铁素体分率上升。

因此，700℃～550℃的温度域中的平均冷却速度设定为25℃/秒以上。优选为35℃/秒以上，进一步优选为40℃/秒以上。

平均冷却速度的上限没有特别规定，但过度提高冷却速度由于需要特殊的设备、制冷剂，因此成本增高，另外，冷却停止温度的控制变得困难，因此优选限于200℃/秒以下。

将以550℃或bs点中的任一较低者作为起点至300℃为止的温度域中的滞留时间进行10分割而计算：下述式(4)及式(5)

将在700℃～550℃的温度域以平均冷却速度25℃/秒以上冷却后的钢板a限制为满足将以550℃或bs点中的任一较低者作为起点至300℃为止的温度域中的滞留时间进行10分割而计算的下述式(4)及式(5)的范围。

若不满足下述式(4)及式(5)，则由于贝氏体相变和/或珠光体相变过度进行，未相变的奥氏体被消耗，因此不能得到充分量的马氏体。因此，将下述式(4)的左边限制为1.0以下。

从高强度化的观点出发，为了充分获得未相变奥氏体，优选将下述式(4)的左边设定为0.8以下，进一步优选为0.6以下。

即使是满足下述式(4)的情况下，在不满足下述式(5)的情况下，也有可能c在未相变的奥氏体中过度浓化，生成残余奥氏体。通过将下述式(5)的左边限制为1.0以下，能够限制c向未相变奥氏体的浓化，在以后的冷却工序中，能够使其大部分向马氏体相变。为了降低残余奥氏体，下述式(5)的左边优选为0.8以下，进一步优选为0.6以下。

[数学式23]

[数学式24]

上述式(4)及式(5)是将以550℃或bs点中的任一较低者作为起点至300℃为止的温度域中的滞留时间进行10分割而计算的式子。δt为经过时间的十分之一(秒)，bs为bs点(℃)，t(n)为各步骤中的平均温度(℃)，wm为各元素种的组成(质量％)。

式(4)是评价该温度域中的贝氏体相变的进行程度的指标，在不满足式(4)的情况下贝氏体相变过量进行。式(4)中的由自bs起的过冷度构成的项表示贝氏体相变的驱动力，温度越下降则变得越大。另一方面，指数函数项表示基于热活化机理的贝氏体相变的进行速度，温度越上升则变得越大。

式(5)是表示该温度域中的由未相变奥氏体生成碳化物的行为的指标，在不满足式(5)的情况下由未相变奥氏体大量地生成珠光体和/或铁系碳化物，未相变奥氏体被过量消耗，不能得到充分的量的马氏体。由于伴随着贝氏体相变而碳在未相变奥氏体中浓化，变得容易生成碳化物，因此若与式(4)共同的由bs及温度构成的项变大则式(5)的左边变大，碳化物的生成风险提高。不与式(4)共同的指数函数项表示基于热活化机理的碳化物的生成速度，温度越高则变得越大。其他的包含化学组成及温度的项是表示碳化物的生成驱动力的项，温度越下降则变得越大，或者，通过添加抑制碳化物的生成的元素(si，al，cr，mo)而变小。

在满足式(4)及式(5)这两者的情况下，由于充分量的未相变奥氏体残存至该温度域的滞留后，并且，未相变奥氏体中的固溶碳量处于恰当的范围，因此通过之后的冷却能够获得充分量的马氏体。

若300℃～室温下的平均冷却速度过小，则有时c从部分地生成的马氏体向未相变的奥氏体分配，奥氏体残存。从该观点出发，上述温度域中的平均冷却速度优选为0.1℃/秒以上，进一步优选为0.5℃/秒以上。

在本发明制造方法a中，也可以对所卷取的钢板实施压下率为2.0％以下的表皮光轧。通过对所卷取的钢板实施压下率为2.0％以下的表皮光轧，能够提高钢板的材质、形状/尺寸精度。

另外，在本发明制造方法a中，也可以将所卷取的钢板加热至200℃～600℃而进行回火。通过该回火，能够提高马氏体的韧性。由于若回火温度低于200℃，则马氏体的韧性未充分提高，因此回火温度优选为200℃以上，更优选为300℃以上。

另一方面，由于若回火温度超过600℃，则有可能奥氏体在碳化物中分解，板条组织消失，因此回火温度优选为600℃以下，更优选为550℃以下。回火时间并不特别限定于特定的范围。只要根据钢板的成分组成、迄今为止的热历程而适当设定即可。

由于若回火处理时间变得过长，则有时引起在回火马氏体中生成粗大的碳化物而脆化的回火脆化现象，因此处理时间优选设定为10000秒以下。为了避免脆化，更优选设定为3600秒以下，进一步优选设定为1000秒以下。

由于若处理时间过短，则有时在钢板的内部产生温度不均，钢板的形状恶化，因此处理时间优选为1秒以上。为了充分获得由回火处理带来的韧性改善效果，优选将处理时间设定为3秒以上，进一步优选设定为6秒以上。

进而，在本发明制造方法a中，可以在表皮光轧之后进行回火，相反，也可以在回火之后实施表皮光轧。或者，也可以在回火之前及之后实施表皮光轧。

锌镀层和锌合金镀层

通过本发明制造方法a1a和本发明制造方法a1b，在本发明钢板a的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。镀覆法优选为热浸镀法、或电镀法。

对本发明制造方法a1a的工序条件进行说明。

本发明制造方法a1a是将本发明钢板a浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在本发明钢板a的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。

<镀浴的温度>

镀浴的温度优选为450℃～470℃。由于若镀浴的温度低于450℃，则镀液的粘度上升，变得难以准确地控制镀层的厚度，钢板的外观受损，因此镀浴的温度优选为450℃以上。另一方面，由于若镀浴的温度超过470℃，则从镀浴产生大量的烟雾，作业环境恶化，作业安全性降低，因此镀浴的温度优选为470℃以下。

浸渍于镀浴中的本发明钢板a的温度优选为400℃～530℃。由于若钢板温度低于400℃，则为了将镀浴的温度稳定地维持在450℃以上，需要大量的热量，镀覆成本上升，因此钢板温度优选为400℃以上。更优选为430℃以上。

另一方面，由于若钢板温度超过530℃，则为了将镀浴的温度稳定地维持在470℃以下，变得需要大量的除热，镀覆成本上升，因此钢板温度优选为530℃以下。更优选为500℃以下。

<镀浴的组成>

镀浴为以锌作为主体的镀浴，优选为从镀浴的总al量减去总fe量而得到的有效al量为0.01～0.30质量％的镀浴。由于若锌镀浴的有效al量低于0.01质量％，则fe向锌镀层或锌合金镀层中的侵入过度进展，镀覆密合性降低，因此锌镀浴的有效al量优选为0.01质量％以上。更优选为0.04％以上。

另一方面，由于若锌镀浴的有效al量超过0.30质量％，则在基底金属与锌镀层或锌合金镀层的界面处过量地生成al系氧化物，镀覆密合性显著降低，因此锌镀浴的有效al量优选为0.30质量％以下。由于al系氧化物在后续的合金化处理中会妨碍fe原子及zn原子的移动，阻碍合金相的形成，因此镀浴的有效al量更优选为0.20质量％以下。

出于提高镀层的耐蚀性、加工性的目的，镀浴也可以含有ag、b、be、bi、ca、cd、co、cr、cs、cu、ge、hf、zr、i、k、la、li、mg、mn、mo、na、nb、ni、pb、rb、sb、si、sn、sr、ta、ti、v、w、zr、rem中的1种或2种以上。

需要说明的是，镀覆附着量通过将钢板从镀浴中提起后，对钢板表面吹送以氮作为主体的高压气体将过量的镀液除去来调整。

对本发明制造方法a1b的工序条件进行说明。

本发明制造方法a1b是在本发明钢板a的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。

<电镀>

以通常的电镀条件在本发明钢板a的钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。

锌镀层或锌合金镀层的合金化

本发明制造方法a2优选将通过本发明制造方法a1a或本发明制造方法a1b而形成于本发明钢板a的一面或两面的锌镀层或锌合金镀层加热至450℃～550℃而合金化。加热时间优选为2～100秒。

由于若加热温度低于450℃、或加热时间低于2秒，则合金化未充分进行，镀覆密合性不提高，因此加热温度优选为450℃以上，加热时间优选为2秒以上。

另一方面，由于若加热温度超过550℃、或加热时间超过100秒，则合金化过度进行，镀覆密合性降低，因此加热温度优选为550℃以下，加热时间优选为100秒以下。

实施例

接着，对本发明的实施例进行说明，但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条件例。本发明并不限定于这些条件例。在不脱离本发明的主旨的情况下，只要达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。

(实施例1：热处理用钢板的制造)

将表1及表2中所示的成分组成的钢液进行铸造而制造钢坯。接着，对钢坯以表3～表4中所示的条件实施热轧。

表1

※带下划线为本发明范围外。

表2

※带下划线为本发明范围外。

表3

※带下划线为本发明范围外。

表4

※带下划线为本发明范围外。

热轧钢板进一步以表5～表9中所示的条件进行处理，制成热处理用钢板。

表5～表9中记载为“制造方法a”的实施例是通过制造方法a1(未实施中间热处理)而制造的实施例。而且，冷轧率2为“-”的热轧钢板直接作为热处理用钢板而采用。例如，热轧板10直接作为热处理用钢板10而采用。另外，表5～表9中记载为“制造方法a”、对冷轧率2记入了数值的钢板是对热轧钢板以冷轧率2的压下率进行冷轧，作为热处理用钢板而采用。

另一方面，在表5～表9中记载了中间热处理条件的实施例是通过制造方法a2(实施中间热处理)而制造的实施例。冷轧率1为第一冷轧的轧制率，冷轧率2为第二冷轧的轧制率。在各自的轧制率为“-”的情况下，未进行该冷轧。

在表10～表14中示出所得到的热处理用钢板的显微组织。显微组织中，m是指马氏体，回火m是指回火马氏体，b是指贝氏体，bf是指贝氏体铁素体，块状α是指块状铁素体，残余γ是指残余奥氏体。

(实施例2：高强度钢板的制造)

通过对表10～表14中所示的热处理用钢板以表15～表20中所示的条件实施热处理(最终热处理)，能够获得成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板。

对于一部分的热处理用钢板，除了表15～表20中所示的热处理以外，还以表21中所示的条件实施了镀覆处理。需要说明的是，表21中，ga是指合金化热浸镀锌钢板，gi是指非合金化热浸镀锌钢板，eg是指电镀钢板。

表21

※带下划线为本发明范围外。

在表22～表27中示出所得到的高强度钢板的显微组织及所得到的高强度钢板的特性。显微组织中，针状α是指针状铁素体，块状α是指块状铁素体，m是指马氏体，回火m是指回火马氏体，b是指贝氏体，bf是指贝氏体铁素体，残余γ是指残余奥氏体。

为了评价强度及成形性，进行拉伸试验及扩孔试验。拉伸试验按照jisz2241而进行。试验片设定为jisz2201中记载的5号试验片，将拉伸轴设定为钢板的宽度方向而进行。扩孔试验按照jisz2256而进行。在ts为590mpa以上的高强度钢板中，在包含拉伸最大强度ts(mpa)、总伸长率el(％)、扩孔性λ(％)的下述式(6)成立的情况下，判定为成形性-强度平衡优异的钢板。

ts^1.5×el×λ^0.5≥3.5×10⁶(6)

需要说明的是，就在拉伸试验及扩孔试验中未得到充分的强度及成形性-强度平衡的钢板而言，未进行以后的夏比试验及点焊接头评价试验。

为了评价韧性，进行夏比冲击试验。在钢板的板厚低于2.5mm的情况下，作为试验片，使用了将钢板层叠至板厚的合计超过5.0mm为止并通过螺栓而紧固、赋予了2mm深度的v型缺口的层叠夏比试验片。除此以外的条件按照jisz2242来进行。

在脆性断面收缩率达到50％以上的韧性-脆性转变温度ttr为-40℃以下、并且脆性转变后的冲击吸收能eb与室温下的冲击吸收能ert之比eb/ert达到0.15以上的情况下，判定为韧性优异的钢板。这里，韧性-脆性转变温度ttr是脆性断面收缩率达到50％时的温度。脆性转变后的冲击吸收能eb是指相对于冲击试验温度的降低，吸收能下降至变得平坦为止时的值。

为了评价焊接性，进行了点焊接头的剪切试验及十字拉伸试验。剪切试验按照jisz3136来进行，十字拉伸试验按照jisz3137来进行。评价的接头通过将两块对象的钢板重叠，按照熔融部的直径成为板厚的平方根的4.0倍的方式调节焊接电流进行点焊而制作。在剪切试验中的接头强度et与十字拉伸试验中的接头强度ec的比ec/et成为0.35以上的情况下，判定为焊接性优异的钢板。

热处理用钢板1c、1d、1f、2a、3d、5a、9c、18a、24b、25b、27b、30c、32d、47c、50b、53～62、65、66、67、68是不满足用于制造本发明的钢板a的必要条件的热处理用钢板的例子，对这些热处理用钢板进行了热处理的实验例6、7、10、24、36、45、63、66、70、78、85、123、131、137～146、149～154未得到充分的特性。

热处理用钢板65～68是从850℃至550℃为止平均冷却速度低的例子，热轧钢板的显微组织中的板条状组织少，并且包含块状铁素体。因此，就对本钢板实施热处理的实验例149～152而言，由于未充分得到针状铁素体，块状铁素体大量存在，因此强度-成形性平衡、韧性及焊接性变得低劣。

热处理用钢板5a、50b是热轧后的卷取温度过高的例子，热轧钢板的显微组织中的板条状组织少，并且包含宽的mn浓化区域。因此，就对本钢板实施热处理的实验例24、131而言，由于未充分得到针状铁素体，残余奥氏体超过2％而存在，并且，存在许多粗大且块状的岛状马氏体，因此强度-成形性平衡、韧性及焊接性变得低劣。

热处理用钢板9c、32d是热轧后的bs点～(bs-80)℃的温度域中的钢板的温度变化不满足式(1)的例子，热轧钢板的显微组织包含宽的mn浓化区域，进一步具有粗大的块状的残余奥氏体。因此，就对本钢板实施热处理的实验例36、85而言，得到包含过量的残余奥氏体的钢板，韧性变得低劣。

热处理用钢板2a是热轧后的卷取温度过高的例子，热轧钢板的显微组织不含板条组织，并且包含宽的mn浓化区域。因此，就对本钢板实施热处理的实验例10而言，未得到针状铁素体，并且得到包含许多残余奥氏体的组织，强度-成形性平衡、韧性及焊接性变得低劣。

热处理用钢板1c是在对热轧钢板实施热处理来制造钢板a时加热过程中的700℃～(ac3-20)℃的温度域中的钢板温度变化过程不满足式(2)的例子，在钢板中形成过量的mn浓化区域。因此，就对本钢板实施热处理的实验例6而言，得到包含过量的残余奥氏体的钢板，韧性变得低劣。

热处理用钢板1d、24b是在对将热轧钢板以超过10％的压下率实施冷轧而制造的中间热处理用钢板实施中间热处理来制造钢板a时最高加热温度过低的例子，未得到充分的板条状组织。因此，就对本钢板实施热处理的实验例7、63而言，未得到充分的针状铁素体，强度-成形性平衡及焊接性劣化，并且伴随着针状铁素体的减少而粗大的块状的马氏体也增加，因此韧性也劣化。

热处理用钢板30c是在对将热轧钢板以超过10％的压下率实施冷轧而制造的中间热处理用钢板实施中间热处理来制造钢板a时700℃～550℃下的冷却速度过小的例子，未得到充分的板条状组织。因此，就对本钢板实施热处理的实验例78而言，未得到充分的针状铁素体，强度-成形性平衡及焊接性劣化，并且伴随着针状铁素体的减少而粗大的块状的马氏体也增加，因此韧性也劣化。

热处理用钢板25b、47c是在对将热轧钢板以超过10％的压下率实施冷轧而制造的中间热处理用钢板实施中间热处理来制造钢板a时bs点～(bs点-80)℃下的冷却速度过小的例子，热轧钢板的显微组织具有粗大的块状的残余奥氏体。因此，就对本钢板实施热处理的实验例66、123而言，生成许多粗大的块状的马氏体，韧性变得低劣。

热处理用钢板27b是在对将热轧钢板以超过10％的压下率实施冷轧而制造的中间热处理用钢板实施中间热处理来制造钢板a时(bs点-80)℃～ms点的滞留时间过长的例子，热轧钢板的显微组织具有粗大的块状的残余奥氏体。因此，就对本钢板实施热处理的实验例70而言，生成许多粗大的块状的马氏体，韧性变得低劣。

热处理用钢板18a是在对将热轧钢板以超过10％的压下率实施冷轧而制造的中间热处理用钢板实施中间热处理来制造钢板a时ms点～(ms点-50)℃下的冷却速度过快的例子，热轧钢板的显微组织具有粗大的块状的残余奥氏体。因此，就对本钢板实施热处理的实验例70而言，生成许多粗大的块状的马氏体，韧性变得低劣。

热处理用钢板1f、3d在对热轧钢板实施冷轧来制造钢板a时，尽管以超过10％的压下率实施冷轧，但由于在冷轧后未实施中间热处理，因此未得到充分的板条状组织。因此，就对本钢板实施热处理的实验例153、154而言，未得到充分的针状铁素体，强度-成形性平衡及焊接性劣化，并且焊接性变得低劣。

实验例2、4、5、17、19、21、50、52、60、62、89、92、126是使用了成为规定的合金组织的热处理用钢板(钢板a)、但由于热处理条件为本发明的范围外因此未得到充分的特性的例子。

实验例2是在对热处理用钢板1a进行热处理时加热过程中的温度变化过程不满足式(3)的例子，成为粗大的块状的马氏体多、不满足式(a)的钢板，韧性变得低劣。

实验例4是在对热处理用钢板1b进行热处理时、实施例50是在对热处理用钢板19a进行热处理时加热过程中的最高加热温度过低的例子，大量的渗碳体熔化残留，未得到充分的强度-成形性平衡。

实验例5是在对热处理用钢板1b进行热处理时、实施例92是在对热处理用钢板35a进行热处理时加热过程中的最高加热温度过高的例子，未得到针状铁素体，强度-成形性平衡及焊接性劣化，并且伴随着针状铁素体的减少而粗大的块状的马氏体也增加，因此韧性也劣化。

实验例52是在对热处理用钢板19b进行热处理时加热过程中的最高加热温度下的保持时间过长的例子，未得到充分的量的针状铁素体，强度-成形性平衡及焊接性劣化，并且伴随着针状铁素体的减少而粗大的块状的马氏体也增加，因此韧性也劣化。

实验例19是在对热处理用钢板3b进行热处理时、实验例62是在对热处理用钢板24a进行热处理时、实验例89是在对热处理用钢板34a进行热处理时冷却过程中的700℃～550℃下的平均冷却速度过慢的例子，由于针状铁素体减少，因此强度-成形性平衡及焊接性劣化。

实验例21是在对热处理用钢板3c进行热处理时、实验例60是在对热处理用钢板23进行热处理时在冷却过程中不满足式(4)的例子，由于贝氏体相变过量进行而碳在未相变奥氏体中浓化，在热处理后的钢板中大量存在残余奥氏体，因此韧性劣化。

实验例17是在对热处理用钢板3a进行热处理时、实验例126是在对热处理用钢板48a进行热处理时在冷却过程中不满足式(5)的例子，过量地生成珠光体而未得到充分的量的马氏体，强度大大劣化。

在表22～表29中示出特性的钢板中，除上述的比较例以外的钢板为符合本发明的条件的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板。

特别是实验例1、3、8、16、30、32、41、42、46、56、57、67、71、77、88、93、94、98、100、102、103、109、113、114、117、119、122、129、132及136是对热处理用钢板实施恰当的热处理、在马氏体相变后实施回火处理而将马氏体制成强韧的回火马氏体、大大改善了特性的例子。

实验例31、99及116是对热处理后的高强度钢板实施了电镀的例子。实验例119是对回火处理后的钢板实施了电镀的例子。实验例93及103是对热处理后的钢板实施电镀后实施了回火处理的例子。

实验例9、32、55是在热处理工序中在550℃～300℃间滞留后立即浸渍于锌浴中、之后冷却至室温而得到的高强度热浸镀锌钢板。特别是实验例32是冷却至室温后进一步实施了回火处理的例子。

实验例20、91、102及118是在热处理工序中从700℃冷却至550℃后、即将在550℃～300℃间滞留之前浸渍于锌浴中而得到的高强度热浸镀锌钢板。特别是实验例102是冷却至室温后进一步实施了回火处理的例子。

实验例3、54及121是在热处理工序中在550℃～300℃间滞留后立即浸渍于锌浴中、进一步加热而实施合金化处理、之后冷却至室温而得到的高强度合金化热浸镀锌钢板。特别是实验例3是冷却至室温后进一步实施了回火处理的例子。

实验例72、75、94及125是在热处理工序中从700℃冷却至550℃后、即将在550℃～300℃间滞留前浸渍于锌浴中、进一步加热而实施合金化处理而得到的高强度合金化热浸镀锌钢板。特别是实验例94是冷却至室温后进一步实施了回火处理的例子。

实验例87、100及106是在热处理工序中在550℃～300℃间滞留的期间浸渍于锌浴中、进一步进行加热而实施合金化处理而得到的高强度合金化热浸镀锌钢板。特别是实验例100是冷却至室温后进一步实施了回火处理的例子。

实验例67及132是在回火处理的加热中浸渍于锌浴中、之后同时进行合金化处理和回火处理而得到的高强度合金化热浸镀锌钢板。

如上所述，根据本发明，能够提供成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板。本发明的高强度钢板由于是适于汽车的大幅的轻量化的钢板，因此本发明在钢板制造产业及汽车产业中可利用性高。

符号说明

1：块状铁素体、2：马氏体、3：针状铁素体、4：马氏体区域。