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    本發明係一種可確保極限抗拉強度900MPa以上之高強度，並可得到優異之延性與拉伸凸緣性的成形性優異之高強度鋼板、高強度鋅鍍敷鋼板，其具有預定之成分組成，鋼板組織包含以體積分率計為1~20%的殘留沃斯田鐵相，且殘留沃斯田鐵相之麻田散鐵變態點係-60℃以下。
    公开号:TW201309813A
    申请号:TW101127270
    申请日:2012-07-27
    公开日:2013-03-01
    发明作者:Hiroyuki Kawata；Naoki Maruyama；Akinobu Murasato；Akinobu Minami；Takeshi Yasui；Yuji Yamaguchi；Natsuko Sugiura
    申请人:Nippon Steel Corp；
    IPC主号:C22C38-00
    专利说明:
    成形性優異之高強度鋼板、高強度鋅鍍敷鋼板及其等之製造方法(二) 技術領域
    本發明係有關於成形性優異之高強度鋼板、高強度鋅鍍敷鋼板及其等之製造方法。 背景技術
    近年來，對汽車等所使用之鋼板的高強度化之需求正在提高，特別是，以提升碰撞安全性等為目的，亦逐漸使用極限抗拉強度為900MPa以上之高強度鋼板。如此之高強度鋼板係與軟鋼板同樣地藉由壓機加工大量且廉價地成形，作為構件使用。
    然而，近年來，隨著高強度鋼板急速地高強度化，特別於極限抗拉強度為900MPa以上之高強度鋼板中，成形性不足，產生拉伸凸緣加工中具代表性的局部變形相關之加工變得困難的問題。因此，對極限抗拉強度高之高強度鋼板亦逐漸要求可實現充分的加工性。
    專利文獻1中，作為提升高強度鋼板之彎曲性的技術，揭示了一種於具有以變韌鐵或回火麻田散鐵作為主體之顯微組織的鋼板中，使鋼所含之Si量以質量%計為0.6%以下，並藉由冷卻至較預定之變韌鐵變態溫度低50℃以上的溫度，促進由沃斯田鐵至變韌鐵或麻田散鐵之變態，並使組織所包含之麻田散鐵變態點為-196℃以上之殘留沃斯田鐵的體積率為2%以下，可得抗拉強度為780~1470MPa，形狀良好，並具有優異之彎曲性的鋼板。
    專利文獻2中，作為提升高強度鋼板之成形性的技術，揭示了一種將施行有熱軋之鋼板冷卻至500℃以下為止並捲取後，再加熱至550~700℃為止，接著依序施行冷軋步驟與連續退火步驟，包含殘留沃斯田鐵，且包含低溫變態相之第2相的平均粒徑變得細微，藉使殘留沃斯田鐵量、殘留沃斯田鐵之固溶C量、平均粒徑滿足預定之關係式，提高延性及拉伸凸緣性的方法。
    專利文獻3中，作為提升高強度鋼板之拉伸凸緣性，揭示了一種縮小鋼板內部的硬度之標準偏差，使鋼板全域具有同等硬度的鋼板。
    專利文獻4中，作為提升高強度鋼板之拉伸凸緣性的技術，揭示了一種以熱處理降低硬質部位之硬度，縮小與軟質部的硬度差之鋼板。
    專利文獻5中，作為提升高強度鋼板之拉伸凸緣性的技術，揭示了一種藉使硬質部位為較軟質之變韌鐵，以縮小與軟質部的硬度差之鋼板。
    專利文獻6中，作為提升高強度鋼板之拉伸凸緣性的技術，揭示了一種於具有面積率為40~70%之回火麻田散鐵與剩餘部分係由肥粒鐵所構成的組織之鋼板中，縮小鋼板厚度方向截面中之Mn濃度的上限值與下限值之比的鋼板。 先前技術文獻 專利文獻
    專利文獻1：日本專利特開平10-280090號公報
    專利文獻2：日本專利特開2003-183775號公報
    專利文獻3：日本專利特開2008-266779號公報
    專利文獻4：日本專利特開2007-302918號公報
    專利文獻5：日本專利特開2004-263270號公報
    專利文獻6：日本專利特開2010-65307號公報 發明概要

    專利文獻1中記載之高強度鋼板，於鋼板組織中，提升延性之肥粒鐵及殘留沃斯田鐵少，有無法得到充分之延性的問題。
    專利文獻2中記載之高強度鋼板的製造方法，因需要大規模之再加熱裝置，故有製造成本增加的問題。
    專利文獻3~6記載之技術中，極限抗拉強度為900MPa以上之高強度鋼板中的加工性不充分。
    本發明係有鑑於前述問題所作成者，係以提供可確保極限抗拉強度900MPa以上之高強度，並得到優異之延性與拉伸凸緣性的成形性優異之高強度鋼板、高強度鋅鍍敷鋼板及其等之製造方法作為課題。
    本發明人等致力地檢討於高強度鋼板中，可得優異之延性與拉伸凸緣性的鋼板組織、製造方法。結果，發現藉使鋼成分於適當範圍，且使冷軋後之退火條件適當化，可使鋼板組織中之殘留沃斯田鐵相的比例於預定範圍，並降低殘留沃斯田鐵相之麻田散鐵變態開始溫度，以如此之條件製造高強度鋼板，並藉控制鋼板組織中之殘留沃斯田鐵相的比例與麻田散鐵變態點於適當範圍內，可確保900MPa以上的極限抗拉強度，並提升延性與拉伸凸緣性(擴孔性)，得到優異之成形性。
    本發明係依據前述之觀察所得知識，更加進行檢討後所得之結果，其要旨係如以下所述。
    (1)一種成形性優異之高強度鋼板，其係以質量%計，含有：C：0.075~0.300%、Si：0.70~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.030%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.005~1.500%、N：0.0001~0.0100%、及O：0.0001~0.0100%，並含有下述之1種或2種以上作為選擇元素：Ti：0.005~0.150%、Nb：0.005~0.150%、B：0.0001~0.0100%、Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo：0.01~1.00%、V：0.005~0.150%、及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之1種或2種以上：合計0.0001~0.5000%，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成的鋼；鋼板之組織包含以體積分率計為2~20%的殘留沃斯田鐵相；前述殘留沃斯田鐵相之麻田散鐵變態點係-60℃以下。
    (2)如前述(1)之成形性優異之高強度鋼板，其中前述殘留沃斯田鐵相之於-198℃下麻田散鐵變態的比例，以體積分率計係全殘留沃斯田鐵相之2%以下。
    (3)如前述(1)或(2)之成形性優異之高強度鋼板，其中前述殘留沃斯田鐵相的麻田散鐵變態點係-198℃以下。
    (4)如前述(1)~(3)中任一者之成形性優異之高強度鋼板，其中鋼板之組織更包含以體積分率計，肥粒鐵相：10~75%、變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相：10~50%、回火麻田散鐵相：10~50%、及新生麻田散鐵相：10%以下。
    (5)一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板，係於前述(1)~(4)中任一者之高強度鋼板的表面形成鋅鍍敷層而成者。
    (6)一種成形性優異之高強度鋼板的製造方法：將以質量%計，含有C：0.075~0.300%、Si：0.70~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.030%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.005~1.500%、N：0.0001~0.0100%、及O：0.0001~0.0100%，並含有下述之1種或2種以上作為選擇元素：Ti：0.005~0.150%、Nb：0.005~0.150%、B：0.0001~0.0100%、Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo：0.01~1.00%、V：0.005~0.150%、及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之1種或2種以上：合計0.0001~0.5000%，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成的扁鋼胚，進行下述步驟：熱軋步驟，直接或暫時冷卻後加熱至1050℃以上，並以Ar3點以上結束軋延作成鋼板，再以500~750℃之溫度捲取；冷軋步驟，將經捲取之鋼板於酸洗後以軋縮率35~75%的軋縮率下進行冷軋；及退火步驟，將前述冷軋步驟後之鋼板加熱至最高加熱溫度740~1000℃為止後，將該最高加熱溫度~700℃為止之平均冷卻速度以1.0~10.0℃/秒、700~500℃之平均冷卻速度以5.0~200℃/秒進行冷卻，接著，於350~450℃中滯留30~1000秒，之後，冷卻至室溫為止，且，於由前述最高加熱溫度冷卻至室溫之間，施行至少1次以上由小於Bs點或500℃起至500℃以上之再加熱，且至少1次以上由小於Ms點或350℃起至350℃以上之再加熱。
    (7)一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其係於以前述(6)之高強度鋼板的製造方法製造高強度鋼板後，施行鋅電鍍。
    (8)一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其係於前述(6)之高強度鋼板的製造方法中，於前述退火步驟中由前述最高加熱溫度起冷卻至室溫為止之間時，藉由將前述冷軋步驟後之鋼板浸漬於鋅浴來施行熱浸鍍鋅。
    (9)一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其係於前述(6)之高強度鋼板的製造方法中，於前述退火步驟之後施行熱浸鍍鋅。
    (10)如前述(8)或(9)之成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其係於施行前述熱浸鍍鋅後，以470~650℃之溫度施行合金化處理。
    依據本發明，可實現可確保900MPa以上之極限抗拉強度，且可得優異之成形性的高強度鋼板。圖式簡單說明
    第1A圖係顯示本發明製造方法的退火處理中之冷卻圖形之一例的圖。
    第1B圖係顯示本發明製造方法的退火處理中之冷卻圖形的其他之一例的圖。
    第2圖係說明本發明之實施例的圖，係顯示抗拉強度TS與總伸長EL之關係的圖。
    第3圖係說明本發明之實施例的圖，係顯示抗拉強度TS與擴孔率λ之關係的圖表。用以實施發明之形態
    以下，說明本發明之實施形態的成形性優異之高強度鋼板、高強度鋅鍍敷鋼板及其等之製造方法。另，以下之實施形態係為更加理解本發明旨趣所作的詳細說明，若未特別指定，無法限定本發明。
    另外，於以下之說明中，將鋼板製造中溫度下降的過程下沃斯田鐵(γ鐵)開始變態成麻田散鐵之溫度記為Ms點、將經製造之本發明高強度鋼板組織中的殘留沃斯田鐵開始變態成麻田散鐵之溫度記為Msr點。
    首先，說明本發明之高強度鋼板的組織。
    本發明之高強度鋼板的鋼板組織具有2~20%之殘留沃斯田鐵相，殘留沃斯田鐵相之Msr點係-60℃以下。如此之含於本發明高強度鋼板的鋼板組織中之殘留沃斯田鐵相，即使於複數次之深冷處理下仍為穩定。
    殘留沃斯田鐵相以外之組織只要可確保極限抗拉強度900MPa以上的強度即可，並未特別限定，以鋼板組織中之體積分率計，以具有：肥粒鐵相：10~75%、變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相：10~50%、回火麻田散鐵相：10~50%、新生麻田散鐵相：10%以下為佳。藉由具有如此之鋼板組織，成為具有更優異之成形性的高強度鋼板。
    說明鋼板之組織可含有的各相。 [殘留沃斯田鐵相]
    殘留沃斯田鐵相除了可大幅提升強度及延性，一般具有成為破壞之起點，使拉伸凸緣性大幅地劣化的特性。
    於本鋼板之組織中，藉由後述之2次再加熱，消除已存在於殘留沃斯田鐵相中之可成為麻田散鐵變態的起點位置之缺陷，選擇性地僅殘留清淨度高的沃斯田鐵相。結果，得到非常穩定之殘留沃斯田鐵相。隨著如此之殘留沃斯田鐵相變形，麻田散鐵變態逐漸進行，故不易成為破壞起點，有拉伸凸緣性之劣化極小的特性。
    如上述之穩定性的指標，可舉殘留沃斯田鐵相之麻田散鐵變態開始溫度(Msr點)為例。殘留有清淨度高之沃斯田鐵相的穩定之殘留沃斯田鐵即使浸漬於液態氮1小時，即施行深冷處理，殘留沃斯田鐵量仍未改變，Msr點係液態氮溫度(-198℃)以下，非常地穩定。此外，一般藉由重複施行深冷處理，殘留沃斯田鐵將逐漸地減少，但於本發明之高強度鋼板中，即使進行5次深冷處理，殘留沃斯田鐵仍未減少，極為穩定。
    本發明之鋼板藉由存在有以體積分率為2%以上的Msr點為-60℃以下之殘留沃斯田鐵相，可得強度及延性大幅地提升，且拉伸凸緣性之劣化極少的高強度鋼板。
    由強度及延性之觀點來看，鋼板組織中之殘留沃斯田鐵相的體積分率以4%以上為佳，以6%以上更佳。另一方面，為使鋼板組織中之殘留沃斯田鐵相的體積分率大於20%，必須添加適量以上之C或Mn等元素，因將損及熔接性，將殘留沃斯田鐵相之上限設為20%。
    於本發明中，殘留沃斯田鐵相於-198℃下麻田散鐵變態之比例，以體積分率計，以2%以下為佳。藉此，因可得較穩定之殘留沃斯田鐵相，故延性與拉伸凸緣性顯著地提升，得到優異之成形性。
    又，若鋼板組織中之殘留沃斯田鐵的Msr點為-198℃以下，將成為更穩定之殘留沃斯田鐵相，延性與拉伸凸緣性更顯著地提升，可得優異之成形性，故為佳。
    殘留沃斯田鐵相之體積分率，係以平行於鋼板板面且1/4厚度之面作為觀察面，進行X射線解析，算出面積分率，將其作為體積分率。但，1/4厚度之面係於深冷處理後，再於母材施行研削加工及化學研磨，加工成鏡面者。
    又，考量到測定誤差，於滿足以下所示之關係式時，將殘留沃斯田鐵相作為經麻田散鐵變態者。
    Vγ(n)/Vγ(0)<0.90
    此處，分別地，n係表示深冷處理之次數、Vγ(n)係表示n次之深冷處理後的殘留沃斯田鐵分率、Vγ(0)係表示母材中之殘留沃斯田鐵分率。 [肥粒鐵相]
    肥粒鐵相係有效提升延性之組織，於鋼板組織中以體積分率計，以含有10~75%為佳。於鋼板組織中之肥粒鐵相的體積分率小於10%時，有未能得到充分之延性的疑慮。鋼板組織中所含之肥粒鐵相的體積分率，由延性之觀點來看，以含有15%以上較佳，以含有20%以上更佳。因肥粒鐵相係軟質的組織，故於體積分率大於75%時，有未能得到充分之強度的情形。為充分地提高鋼板之抗拉強度，鋼板組織中所含之肥粒鐵相的體積分率以65%以下較佳，以50%以下更佳。 [變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相]
    變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相係強度與延性之均衡優異之組織，於鋼板組織中以體積分率計，以含有10~50%為佳。變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵係具有軟質之肥粒鐵相與硬質之麻田散鐵相、回火麻田散鐵相及殘留沃斯田鐵相的中間強度之顯微組織，由拉伸凸緣性之觀點來看，以含有15%以上較佳，以含有20%以上更佳。因於變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵的體積分率大於50%時，降伏應力過高，形狀凍結性劣化，故不佳。 [回火麻田散鐵相]
    回火麻田散鐵相係使抗拉強度大幅提升的組織，於鋼板組織中以體積分率計，可含有50%以下。由抗拉強度之觀點來看，回火麻田散鐵之體積分率，以10%以上為佳。於鋼板組織所含之回火麻田散鐵的體積分率大於50%時，因降伏應力過高，形狀凍結性劣化，故不佳。 [新生麻田散鐵相]
    新生麻田散鐵相有使抗拉強度大幅地提升之效果。但，因有成為破壞之起點而使拉伸凸緣性大幅地劣化的情形，故鋼板組織中以體積分率計，以限制為15%以下為佳。為提高拉伸凸緣性，以將鋼板組織中之新生麻田散鐵相的體積分率設為10%以下較佳，以5%以下更佳。 [其他]
    本發明之高強度鋼板的鋼板組織中，更亦可含有波來鐵相及/或粗大之雪明碳鐵相等前述以外的組織。但，於高強度鋼板之鋼板組織中，波來鐵相及/或粗大之雪明碳鐵相變多時，將彎曲性劣化的問題。因此，鋼板組織中所含之波來鐵相及/或粗大之雪明碳鐵相的體積分率，以合計10%以下為佳，以5%以下較佳。
    本發明之高強度鋼板的鋼板組織所含之各組織的體積分率，可藉由例如以下所示之方法測定。
    於測定本發明之高強度鋼板的鋼板組織所含之肥粒鐵相、變韌肥粒鐵相、變韌鐵相、回火麻田散鐵相及新生麻田散鐵相的體積分率時，首先，以平行於鋼板之軋延方向的板厚截面作為觀察面，截取試料。之後，研磨該試料之觀察面，並以硝太蝕劑蝕刻，再以場致發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察板厚之1/8~3/8厚度的範圍，測定面積分率，將其作為體積分率。
    接著，說明本發明之高強度鋼板的成分組成。另，於以下之說明中，若無特別指定，「%」係表示「質量%」。
    C：0.075~0.300%
    C係用以得到殘留沃斯田鐵相所需之元素，為兼具優異之成形性與高強度所含有。於C之含量大於0.300%時，熔接性變得不充分。由熔接性之觀點來看，C之含量以0.250%以下較佳，以0.220%以下更佳。於C之含量小於0.075%時，不易得到充分量之殘留沃斯田鐵相，強度及成形性下降。由強度及成形性之觀點來看，C之含量以0.090%以上較佳，以0.100%以上更佳。
    Si：0.70~2.50%
    Si係藉由抑制鋼板中之鐵系碳化物的生成，而容易得到殘留沃斯田鐵相之元素，係為提高強度與成形性所需之元素。於Si之含量大於2.50%時，鋼板脆化，延性劣化。由延性之觀點來看，Si之含量以2.20%以下較佳，以2.00%以下更佳。於Si之含量小於0.70%時，退火後至冷卻至室溫之間生成鐵系碳化物，未能充分地得到殘留沃斯田鐵相，強度及成形性劣化。由強度及成形性之觀點來看，Si之下限值以0.90%以上較佳，以1.00%以上更佳。
    Mn：1.30~3.50%
    Mn係用以提高鋼板之強度而添加。於Mn之含量大於3.50%時，將於鋼板之板厚中央部產生粗大之Mn濃化部，容易產生脆化，而容易造成經鑄造之扁鋼胚破裂等問題。又，於Mn之含量大於3.50%時，亦有熔接性劣化的問題。因此，Mn之含量需為3.50%以下。由熔接性之觀點來看，Mn之含量以3.20%以下較佳，以3.00%以下更佳。於Mn之含量小於1.30%時，因退火後之冷卻中大量地形成軟質之組織，故不易確保900MPa以上的極限抗拉強度。因此，Mn之含量需為1.30%以上。又，為提高鋼板之強度，Mn之含量以1.50%以上較佳，以1.70%以上更佳。
    P：0.001~0.030%
    P有朝鋼板之板厚中央部偏析的傾向，有使熔接部脆化之特性。於P之含量大於0.030%時，因熔接部大幅地脆化，故將P之含量限制為0.030%以下。P之含量的下限不需特別限定即可發揮本發明之效果，但於P之含量小於0.001%時，因製造成本大幅地增加，故以0.001%作為下限。
    S：0.0001~0.0100%
    S將對熔接性、鑄造時及熱軋時之製造性造成不良影響。因此，將S之含量的上限值設為0.0100%以下。又，S因與Mn結合將形成粗大之MnS，使延性或拉伸凸緣性下降，故以0.0050%以下較佳，以0.0025%以下更佳。S含量之下限不需特別限定即可發揮本發明之效果，但於S之含量小於0.0001%時，製造成本將大幅地增加，故以0.0001%作為下限。
    Al：0.005~1.500%
    Al係抑制鐵系碳化物之生成，容易得到殘留沃斯田鐵的元素，可提高鋼板之強度及成形性。於Al之含量大於1.500%時，因熔接性惡化，故將上限設為1.500%。由熔接性之觀點來看，Al之含量以1.200%以下較佳，以0.900%以下更佳。Al係有效作為脫氧材之元素，於Al之含量小於0.005%時，未能充分地得到作為脫氧材的效果，故Al之含量的下限係0.005%。為充分地得到脫氧之效果，Al量以0.010%以上較佳。
    N：0.0001~0.0100%
    N將形成粗大之氮化物，使延性及拉伸凸緣性劣化，故需抑制其添加量。於N之含量大於0.0100%時，因該傾向變得顯著，故將N含量之上限設為0.0100%。N將成為熔接時產生氣孔的原因，故以少量為佳。N之含量的下限不需特別限定即可發揮本發明之效果，但於N之含量小於0.0001%時，因製造成本大幅地增加，故以0.0001%作為下限。
    O：0.0001~0.0100%
    O將形成氧化物，使延性及拉伸凸緣性劣化，故需抑制其含量。於O之含量大於0.0100%時，因拉伸凸緣性之劣化變得顯著，故將O含量之上限設為0.0100%以下。O之含量以0.0080%以下較佳，以0.0060%以下更佳。O之含量的下限不需特別限定即可發揮本發明之效果，但於O之含量小於0.0001%時，因製造成本大幅地增加，故以0.0001%作為下限。
    本發明之高強度鋼板亦可視需要，更含有以下所示的元素。
    Ti：0.005~0.150%
    Ti係藉由強化析出物、利用肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。於Ti之含量大於0.150%時，因碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故將Ti之含量設為0.150%以下。由成形性之觀點來看，Ti之含量以0.100%以下較佳，以0.070%以下更佳。為充分地得到利用Ti之強度提升效果，Ti之含量需設為0.005%以上。為得到鋼板之高強度化，Ti之含量以0.010%以上為佳，以0.015%以上較佳。
    Nb：0.005~0.150%
    Nb係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化細粒及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。於Nb之含量大於0.150%時，因碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故Nb之含量需為0.150%以下。由成形性之觀點來看，Nb之含量以0.100%以下為佳，以0.060%以下較佳。為充分地得到利用Nb之強度提升效果，Nb之含量需為0.005%以上。為得到鋼板之高強度化，Nb之含量以0.010%以上為佳，以0.015%以上較佳。
    V：0.005~0.150%
    V係藉由強化析出物、利用抑制肥粒鐵結晶粒之成長的強化強化及經由抑制再結晶之差排強化，幫助提升鋼板之強度的元素。於V之含量大於0.150%時，因碳氮化物之析出變多，成形性劣化，故將含量設為0.150%以下。為充分地得到利用V之強度提升效果，含量需為0.005%以上。
    B：0.0001~0.0100%
    B係有效抑制高溫下之相變態，達到高強度化的元素，亦可添加取代C及/或Mn之一部分。於B之含量大於0.0100%時，因加熱下之加工性受損，生產性下降，故將B之含量設為0.0100%以下。由生產性之觀點來看，B之含量以0.0050%以下為佳，以0.0030%以下較佳。為充分地得到利用B之高強度化，B之含量需為0.0001%以上。為有效地使鋼板高強度化，B之含量以0.0003%以上為佳，以0.0005%以上較佳。
    Mo：0.01~1.00%
    Mo係有效抑制高溫下之相變態，達到高強度化的元素，亦可添加取代C及/或Mn之一部分。於Mo之含量大於1.00%時，因加熱下之加工性受損，生產性下降，故將Mo之含量設為1.00%以下。為充分地得到利用Mo之高強度化的效果，其含量需為0.01%以上。
    W：0.01~1.00%
    W係有效抑制高溫下之相變態，達到高強度化的元素，亦可添加取代C及/或Mn之一部分。於W之含量大於1.00%時，因加熱下之加工性受損，生產性下降，故將W之含量設為1.00%以下。為充分地得到利用W之高強度化，含量需為0.01%以上。
    Cr：0.01~2.00%
    Cr係有效抑制高溫下之相變態，達到高強度化的元素，亦可添加取代C及/或Mn之一部分。於Cr之含量大於2.00%時，因加熱下之加工性受損，生產性下降，故將Cr之含量設為2.00%以下。為充分地得到利用Cr之高強度化，其含量需為0.01%以上。
    Ni：0.01~2.00%
    Ni係有效抑制高溫下之相變態，達到高強度化的元素，亦可添加取代C及/或Mn之一部分。於Ni之含量大於2.00%時，因熔接性受損，故將Ni之含量設為2.00%以下。為充分地得到利用Ni之高強度化，其含量需為0.01%以上。
    Cu：0.01~2.00%
    Cu係作為細微之粒子存在於鋼中，係提高強度的元素，可添加取代C及/或Mn之一部分。於Cu之含量大於2.00%時，因熔接性受損，故將其含量設為2.00%以下。為充分地得到利用Cu之高強度化，其含量需為0.01%以上。
    合計0.0001~0.5000%之Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM的1種或2種以上
    Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM係有效改善成形性之元素，可添加1種或2種以上。於Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM的1種或2種以上之含量，合計大於0.5000%時，因有損害延性之疑慮，故將各元素之含量的合計設為0.5000%以下。為充分地得到改善鋼板之成形性的效果，各元素之含量的合計需為0.0001%以上。由成形性之觀點來看，各元素之含量的合計，以0.0005%以上為佳，以0.0010%以上較佳。此處，REM係Rare Earth Metal(稀土金屬)之簡稱，指屬於鑭系列的元素。於本發明中，REM或Ce大多以稀土金屬合金添加，亦有複合地含有La或Ce以外之鑭系列的元素之情形。又，不可避免的不純物方面，即使包含該等La或Ce以外之鑭系列的元素，仍可發揮本發明之效果。又，即使添加有金屬La或Ce，仍可發揮本發明之效果。
    以上，說明本發明之成分組成，但若為不損及本發明鋼板之特性的範圍，例如起因於原料之不純物，亦可含有必須之添加元素以外的元素。
    本發明之高強度鋼板亦可為於表面形成有鋅鍍敷層或經合金化之鋅鍍敷層的高強度鋅鍍敷鋼板。藉於高強度鋼板之表面形成鋅鍍敷層，成為具有優異之耐蝕性的鋼板。又，藉於高強度鋼板之表面形成經合金化的鋅鍍敷層，成為具有優異之耐蝕性、塗料之密著性優異之鋼板。
    接著，於以下說明本發明之高強度鋼板的製造方法。
    為製造本發明之高強度鋼板，首先，鑄造具有上述成分組成之扁鋼胚。用以熱軋之扁鋼胚可使用例如，經以連續鑄造扁鋼胚、或薄扁鋼胚鑄造機等製造者。本發明之高強度鋼板的製造方法，宜使用如鑄造後立刻進行熱軋之連續鑄造-直接軋延(CC-DR)的製程。
    熱軋步驟中之扁鋼胚加熱溫度需為1050℃以上。於扁鋼胚加熱溫度低時，最後軋延溫度將低於Ar3點。結果，因成為肥粒鐵相及沃斯田鐵相之二相域軋延，故熱軋板組織變成不均質之混粒組織，即使經過冷軋及退火步驟仍無法消除不均質之組織，延性或彎曲性劣化。又，於最後軋延溫度下降時，軋延負載增加，有軋延變得困難、導致軋延後之鋼板的形狀不佳之疑慮。扁鋼胚加熱溫度之上限並未特別限定，雖可發揮本發明效果，但加熱溫度過於高溫時，於經濟面上不佳，故扁鋼胚加熱溫度之上限以1350℃以下為佳。
    Ar3點可藉由以下式計算。
    Ar3(℃)=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al
    於上式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Al係各元素之含量(質量%)。
    熱軋之最後軋延溫度係將800℃或Ar3點之較高者作為下限，以1000℃作為上限。於最後軋延溫度小於800℃時，最後軋延時之軋延負載變高，有軋延變得困難、導致軋延後所得之熱軋鋼板的形狀不良之疑慮。於最後軋延溫度小於Ar3點時，有熱軋成為肥粒鐵相及沃斯田鐵相之二相域軋延，熱軋鋼板的組織變成不均質之混粒組織的情形。
    最後軋延溫度之上限並未特別限定，雖發揮本發明之效果，但於最後軋延溫度過於高溫時，為確保該溫度，需使扁鋼胚加熱溫度為過度高溫。因此，最後軋延溫度之上限溫度以1000℃以下為佳。
    軋延後之鋼板係於500~750℃下捲取。於大於750℃之溫度下捲取鋼板時，形成於鋼板表面的氧化物之厚度過厚，酸洗性劣化。為提高酸洗性，捲取溫度以720℃以下為佳，以700℃以下較佳。於捲取溫度小於500℃時，熱軋鋼板之強度過高，冷軋變得困難。由減輕冷軋之負載的觀點來看，捲取溫度以550℃以上為佳，以600℃以上較佳。
    於經如此製造之熱軋鋼板施行酸洗處理。藉由酸洗，可去除鋼板表面之氧化物，由提升最終製品之冷軋高強度鋼板的化學轉化性、熔融鋅或合金化熱浸鍍鋅鋼板用之冷軋鋼板的熔融鍍敷性之點來看係為重要。酸洗可為僅一次之處理，亦可分成數次進行處理。
    酸洗後之鋼板亦可直接進行退火步驟，但藉以軋縮率35~75%施行冷軋，可得板厚精度高且具有優異之形狀的鋼板。於軋縮率小於35%時，不易保持形狀平坦，因最終製品之延性變差，故將軋縮率設為35%以上。於軋縮率大於75%時，冷軋負載變得過大，冷軋變得困難。由此，將軋縮率之上限設為75%。軋延道次之次數、各道次之軋縮率並未特別規定，即可發揮本發明的效果。
    接著，對所得之熱軋鋼板或冷軋鋼板施行以下的退火處理。
    首先，將軋延後之鋼板加熱至740~1000℃之範圍的最高加熱溫度。於最高加熱溫度小於740℃時，沃斯田鐵相之量係不充分，於之後的冷卻中之相變態中確保充分量的硬質組織變得困難。於最高加熱溫度大於1000℃時，沃斯田鐵相之粒徑變得粗大，冷卻中變態不易進行，特別是不易充分地得到軟質之肥粒鐵組織。
    至最高加熱溫度之加熱係(最高加熱溫度-20)℃~最高加熱溫度之間，即加熱時之最後20℃之間的加熱速度以0.1~0.8℃/秒為佳。藉由以前述範圍作為至最高加熱溫度的20℃之間的加熱速度地逐漸進行加熱，對沃斯田鐵相之逆變態的進行速度變慢，可得初期沃斯田鐵相中之缺陷變少的效果。
    於加熱至最高加熱溫度時的滯留時間，可對應於最高加熱溫度等適當地決定，並未特別限定，但以10秒以上為佳，較佳者係40~540秒。
    接著，將最高加熱溫度~700℃間之平均冷卻速度以1.0~10.0℃/秒進行1次冷卻。藉由該1次冷卻，可適當地進行對肥粒鐵變態、變韌肥粒鐵及/或變韌鐵之變態，並殘留未變態沃斯田鐵相至Ms點，可使其全部、或一部分變態成麻田散鐵。
    於前述冷卻溫度範圍中之平均冷卻速度小於1.0℃/秒時，冷卻中波來鐵變態進行，未變態之沃斯田鐵相減少，未能得到充分之硬質組織，結果，有無法確保極限抗拉強度900MPa以上之強度的情形。於平均冷卻速度大於10.0℃/秒時，有無法充分地生成軟質之肥粒鐵組織的情形。
    於加熱後至鋼板溫度為700℃之間的肥粒鐵變態溫度域下的滯留時間並未特別限制，但以20~1000秒為佳。為充分地生成軟質之肥粒鐵相，於退火後至鋼板溫度為700℃之間的肥粒鐵變態溫度域中，需停留20秒以上，又，以停留30秒以上為佳，以停留50秒以上較佳。於停留於肥粒鐵變態溫度域之時間大於1000秒時，肥粒鐵變態過度地進行，未變態沃斯田鐵減少，未能得充分之硬質組織。
    此外，於前述1次冷卻後，將700~500℃之平均冷卻速度以5.0~200℃/秒進行2次冷卻。藉由該2次冷卻，確實地進行由退火後之沃斯田鐵朝肥粒鐵的變態。由大於700℃之溫度域，於以與1次冷卻同樣之1℃/秒~10.0℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻時，肥粒鐵相之生成變得不充分，無法確保高強度鋼板的延性。
    本發明之製造方法中，將經施行前述2階段之冷卻處理的鋼板，於350~450℃之溫度範圍下，滯留30~1000秒的時間。於此時之滯留溫度小於350℃時，將生成細微之鐵系碳化物，朝沃斯田鐵相之C的濃化無法進行，成為不穩定之沃斯田鐵相。於滯留溫度大於450℃時，因沃斯田鐵相中之C的固溶限度變低，C為少量即飽和，故C之濃化無法進行，成為不穩定之沃斯田鐵相。
    於滯留時間小於30秒時，變韌鐵變態未能充分進行，由變韌鐵相至沃斯田鐵相之C(碳)的吐出量少，朝沃斯田鐵相的C之濃化變得不充分，成為不穩定之沃斯田鐵相。於滯留時間大於1000秒時，開始生成粗大之鐵系碳化物，沃斯田鐵中的C濃度下降，故成為不穩定之沃斯田鐵相。
    此外，於本發明之退火步驟中，如第1A圖所示，於由最高加熱溫度冷卻至室溫時，至少進行1次以上由小於Bs點(變韌鐵變態開始溫度)或500℃至500℃以上的再加熱，且至少進行1次以上由小於Ms點或350℃至350℃以上的再加熱。藉由進行如此之2種條件的再加熱處理，於未變態之殘留沃斯田鐵相中，使內部具有缺陷，容易變態成其他之組織的沃斯田鐵相，即不穩定之沃斯田鐵相優先地變態，可成為變韌鐵相、變韌肥粒鐵相或回火麻田散鐵相。
    另外，例如，如第1B圖所示，於冷卻至小於Ms點或350℃後再加熱至500℃以上時，亦可係分別進行由小於Ms點或350℃至350℃以上之再加熱、及由小於Bs點或500℃至500℃以上之再加熱，可施行如此圖形之再加熱處理。
    又，於由小於Ms點或350℃再加熱至350℃以上，與由小於Bs點或500℃再加熱至500℃以上之間，亦可進行於前述350~450℃之溫度範圍內的滯留。
    Bs點(變韌鐵變態開始溫度)可藉由以下之式計算。
    Bs(℃)=820-290C/(1-VF)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al
    於上式中，VF係肥粒鐵之體積分率，C、Mn、Cr、Ni、Al、Si係分別之元素的添加量(質量%)。
    Ms點(麻田散鐵變態開始溫度)可藉由以下之式計算。
    Ms(℃)=541-474C/(1-VF)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al
    於上式中，VF係肥粒鐵之體積分率，C、Si、Mn、Cr、Ni、Al係分別之元素的添加量(質量%)。
    另外，因於高強度鋼板製造中直接測定肥粒鐵相之體積分率係為困難，故於本發明中，將通過連續退火線前之冷軋鋼板切成小塊，並將該以與經通過連續退火線時相同的溫度經歷退火，測定小塊之肥粒鐵相的體積，將使用該結果算出之數值作為肥粒鐵的體積分率VF。該測定，於以相同條件製造鋼板時，以使用最初之1次測定結果即可，不需每次測定。於大幅地變更製造條件時，重新進行測定。當然，亦可實際觀察經製造之鋼板的顯微組織，反饋至下次以後之製造。
    於上述之由小於Bs點或500℃再加熱至500℃以上中，以小於Bs點或500℃作為開始溫度，係為了生成消除沃斯田鐵中之缺陷的變韌鐵核。以500℃以上作為再加熱溫度，係為了使變態核不活性化，避免於高溫域下過度地進行變態所誘發之鐵系碳化物的生成。
    於由小於Ms點或350℃再加熱至350℃以上中，以小於Ms點或350℃作為開始溫度，係為了生成消除沃斯田鐵中之缺陷的麻田散鐵核。以350℃以上作為再加熱溫度，係藉由將會妨礙朝沃斯田鐵相之C濃化的細微之鐵系碳化物放置於小於350℃下，以避免於麻田散鐵及/或變韌鐵中生成。
    藉進行如上述之於2階段相異的溫度域下之再加熱，殘留沃斯田鐵相之穩定性飛躍性地提高的理由尚未十分明確，但推測係變韌鐵核與麻田散鐵核分別消除了不同種之缺陷之故。
    藉由以上之步驟，可成為存在於殘留沃斯田鐵相中之麻田散鐵變態的起始點之缺陷被消除，僅選擇性地殘留清潔度高的沃斯田鐵相，可得非常穩定之殘留沃斯田鐵相。結果，可得具有高延性與拉伸凸緣性且成形性優異之高強度鋼板。
    對退火後之鋼板亦可施行0.03~0.80%左右的冷軋，以矯正形狀。此時，於退火後之冷軋率變得過高時，因有軟質之肥粒鐵相加工硬化，延性大幅地劣化的疑慮，故軋延率以前述之範圍為佳。
    亦可對退火後之鋼板施行鋅電鍍，作為高強度鋅鍍敷鋼板。又，亦可對退火後之鋼板施行熱浸鍍鋅，作為高強度鋅鍍敷鋼板。此時，例如，於退火步驟由最高加熱溫度至室溫之間，例如，可冷卻至500℃，更施行再加熱後，浸漬於鋅浴，以施行熱浸鍍鋅。
    又，於前述退火處理中之2次冷卻與350~450℃下之滯留之間、或350~450℃下之滯留之後，將鋼板浸漬於鋅鍍敷浴，可製造高強度鋅鍍敷鋼板。
    於施行熱浸鍍鋅處理後，亦可更以470~650℃之溫度，施行鋼板表面之鍍敷層的合金化處理。藉進行如此之合金化處理，於表面形成合金化鋅鍍敷層而成的Zn-Fe合金，可得防鏽性優異之高強度鋅鍍敷鋼板。
    該合金化處理之加熱，亦可取代為上述之由小於Bs點或500℃至500℃以上的再加熱、或由小於Ms點或350℃至350℃以上的再加熱。
    於施行鍍敷處理時，為提升鍍敷密著性，例如，亦可於退火步驟前之鋼板事先施行由選自於Ni、Cu、Co、Fe之1種或複數種所構成的鍍敷。藉以該方法施行鍍敷處理，可得於表面形成有鋅鍍敷層之具有高延性與拉伸凸緣性且成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板。
    於表面形成有鋅鍍敷層之高強度鋼板，更亦可形成由包含P氧化物及/或P之複合氧化物所構成的皮膜。 實施例
    以下，使用實施例具體地說明本發明之成形性優異之高強度鋼板、高強度鋅鍍敷鋼板及其等之製造方法。本發明並非受下述實施例所限定者，亦可於適合本發明旨趣之範圍內適當地施加變更實施，該等均包含於本發明之技術範圍。
    鑄造具有表1、2所示之A~AG之化學成分(組成)的扁鋼胚，於鑄造後立刻以表3~5所示之條件施行熱軋、冷卻、捲取、酸洗。之後，實驗例5、14、19、24、29、34、39、44、49、54、59、98、102、119係為熱軋鋼板的情形，其他之實驗例係酸洗後，利用表3~6記載之條件施行冷軋。之後，以表7~14所示之條件施行退火步驟，作成實驗例1~127的鋼板。







    於退火步驟中，首先，以(最高加熱溫度-20℃)~最高加熱溫度之間的平均加熱速度作為表7~10中記載之平均加熱速度，加熱至表7~10記載之最高加熱溫度。接著，於由最高加熱溫度至700℃的第1冷卻步驟(1次冷卻)中，以表7~10中記載之平均冷卻速度冷卻，並且，於由700℃至500℃之第2冷卻步驟(2次冷卻)中，以表7~10中記載之平均冷卻速度冷卻。
    之後，施行由Bs點或480℃以下至500℃以上之再加熱1~3次(再加熱步驟1、2、4)，並且，施行由Ms點或350℃以下至350℃以上之再加熱1或2次(再加熱步驟3、5)。
    再加熱步驟3之後，於300~450℃之範圍內，僅停留表11~14中記載之時間，經過再加熱步驟4、5後冷卻至室溫。
    於冷卻至室溫後，於實驗例6~49中施行0.15%之冷軋，於實驗例60~83中施行0.30%之冷軋，於實驗例89中施行1.50%之冷軋，於實驗例93中施行1.00%之冷軋，於實驗例96~118、120~127中施行0.25%之冷軋。
    於表中，各實驗例之鋼種係以冷軋鋼板(CR)、熱軋鋼板(HR)、鋅鍍敷鋼板(EG)、熱浸鍍鋅鋼板(GI)、合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)、熱軋合金化熱浸鍍鋅鋼板(HR-GA)表示(於以下所示之各表中亦相同)。
    實驗例13、23、33、91、95、107、114係於退火步驟後進行電鍍處理，作成鋅鍍敷鋼板(EG)之例。
    實驗例4、18、43、83、87係於第2冷卻步驟後至於350~450℃之範圍的停留處理之間，浸漬於鋅鍍敷浴，作成熱浸鍍鋅鋼板(GI)之例。
    實驗例48、53、58、98、103係於300~450℃之範圍的停留處理後，浸漬於鋅鍍敷浴後立刻冷卻至室溫，作成熱浸鍍鋅鋼板(GI)之例。
    實驗例3、5、9、34、38、44、49、67、86、90、94、99、102、110係於第2冷卻步驟之後至於350~450℃的範圍停留之間，浸漬於鋅鍍敷浴，並以記載之溫度施行合金化處理，作成合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)之例。
    實驗例22、24、54、59、63、71、75、79、121、123、125、127係於300~450℃之範圍的停留處理後，浸漬於鋅鍍敷浴，並以記載之溫度施行合金化處理，作成合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)之例。
    實驗例9、63及90係更於鍍敷層之表面賦與有由P系複合氧化物所構成的皮膜之例。
    表15~18係實驗例1~127之鋼板中之顯微組織的解析結果。顯微組織分率中，殘留沃斯田鐵(殘留γ)量係於平行於板面之1/4厚的面進行X射線繞射測定。其他，係測定由1/8厚度至3/8厚鍍之範圍中的顯微組織之分率的結果，切出平行於軋延方向之板厚截面，硝太蝕劑蝕刻經研磨成鏡面的截面，並使用場致發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM：Field emission scanning electron microscope)觀察求得。


    表19~22係深冷處理試驗後之殘留沃斯田鐵分率及殘留沃斯田鐵中之固溶C量的測定結果，於平行於板面之1/4厚度之面中進行X射線繞射測定。Msr點之測定係準備由0℃至-100℃每20℃的液態氮(-198℃)及經使用液態氮冷卻之乙醇，於保持各溫度1小時後，測定殘留沃斯田鐵分率，以沃斯田鐵分率減少的最大溫度作為殘留沃斯田鐵相之Msr點。


    於液態氮之浸漬處理係以於液態氮中浸漬1小時以上後取出，放置於大氣中至室溫計為1次。殘留沃斯田鐵分率之測定係於分別結束第1次、第3次、第10次時測定，將殘留沃斯田鐵分率不變者評價為「○」、殘留沃斯田鐵分率減少者評價為「×」。
    表23~26係實驗例1~127之鋼板的特性評價。此時，由實驗例1~127之鋼板擷取以JIS Z 2201為基準的抗拉試驗片，並以JIS Z 2241為基準進行抗拉試驗，測定降伏強度(YS)、抗拉強度(TS)、總伸長(EL)。
    第2圖係顯示抗拉強度(TS)與總伸長(EL)之關係，第3圖係顯示抗拉強度(TS)與成為作為拉伸凸緣性之指標的擴孔率(λ)之關係。本發明之鋼板均全部滿足TS≧900MPa、TS×EL≧17000MPa.%、TS×λ≧24000MPa.%。比較例之鋼板中無滿足該等全部的鋼板。


    實驗例115係熱軋之結束溫度低的例，因為顯微組織經單向伸長之不均質者，故延性、拉伸凸緣性差。
    實驗例12、17、106、111係加熱步驟中自(最高加熱溫度-20℃)之加熱速度大，殘留沃斯田鐵相變得不穩定，拉伸凸緣性差。
    實驗例28係退火步驟中之最高加熱溫度高的例，軟質組織未充分地生成，延性差。
    實驗例32係退火步驟中之最高加熱溫度低的例，因包含多數成為破壞起點之粗大的鐵系碳化物，故延性、拉伸凸緣性差。
    實驗例37係第1冷卻步驟(1次冷卻)之平均冷卻速度高的例，軟質組織未充分地生成，延性及拉伸凸緣性差。
    實驗例42係第1冷卻步驟(1次冷卻)之平均冷卻速度低的例，粗大之鐵系碳化物生成，拉伸凸緣性差。
    實驗例47係第2冷卻步驟(2次冷卻)中之冷卻速度低，粗大之鐵系碳化物生成，拉伸凸緣性差。
    實驗例52係未施行再加熱處理之例，殘留沃斯田鐵相不穩定，拉伸凸緣性差。
    實驗例57、66、82係僅施行由Bs點或480℃以下至500℃以上之再加熱的例，殘留沃斯田鐵相不穩定，拉伸凸緣性差。
    實驗例62、70係僅施行由Ms點或350℃以下至350℃以上之再加熱的例，殘留沃斯田鐵不穩定，拉伸凸緣性差。
    實驗例74於300~450℃之範圍中的停留處理時間短，對殘留沃斯田鐵之碳的濃化未進行，殘留沃斯田鐵相不穩定，拉伸凸緣性差。
    接著，實驗例78、300~450℃之範圍中停留處理之時間長，鐵系碳化物生成，殘留沃斯田鐵中之固溶C量下降，殘留沃斯田鐵相變得不穩定，拉伸凸緣性差。
    然後，實驗例116~118係成分組成超出預定範圍之例，均未能得到充分的特性。
    由以上說明之實施例的結果，可知藉由本發明之成形性優異之高強度鋼板、高強度鋅鍍敷鋼板及其等之製造方法，可確保極限抗拉強度900MPa以上之高強度，並得到優異之延性與拉伸凸緣性、具有充分高之成形性的高強度鋼板。 產業上之可利用性
    依據本發明，例如，於藉由壓機加工等使鋼板成形所得之構件等用途中，可確保極限抗拉強度900MPa以上之高強度，並得到優異之延性與拉伸凸緣性，且同時得到優異之強度及成形性。藉此，例如，特別於汽車用構件等之範疇使用本發明，特別於汽車範疇使用時，可充分享受隨著車體之強度增強所帶來的安全性之提升、或構件加工時之成形性的提升等好處，其對社會之貢獻係無法計數。
    第1A圖係顯示本發明製造方法的退火處理中之冷卻圖形之一例的圖。
    第1B圖係顯示本發明製造方法的退火處理中之冷卻圖形的其他之一例的圖。
    第2圖係說明本發明之實施例的圖，係顯示抗拉強度TS與總伸長EL之關係的圖。
    第3圖係說明本發明之實施例的圖，係顯示抗拉強度TS與擴孔率λ之關係的圖表。
    权利要求:
    Claims (10)
    [1] 一種成形性優異之高強度鋼板，其特徵在於，其係以質量%計，含有：C：0.075~0.300%、Si：0.70~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.030%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.005~1.500%、N：0.0001~0.0100%、及O：0.0001~0.0100%，並含有下述之1種或2種以上作為選擇元素：Ti：0.005~0.150%、Nb：0.005~0.150%、B：0.0001~0.0100%、Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo：0.01~1.00%、V：0.005~0.150%、及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之1種或2種以上：合計0.0001~0.5000%，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成的鋼；鋼板之組織包含以體積分率計為2~20%的殘留沃斯田鐵相；前述殘留沃斯田鐵相之麻田散鐵變態點係-60℃以下。
    [2] 如申請專利範圍第1項之成形性優異之高強度鋼板，其中前述殘留沃斯田鐵相之於-198℃下麻田散鐵變態的比例，以體積分率計係全殘留沃斯田鐵相之2%以下。
    [3] 如申請專利範圍第1或2項之成形性優異之高強度鋼板，其中前述殘留沃斯田鐵相的麻田散鐵變態點係-198℃以下。
    [4] 如申請專利範圍第1或2項之成形性優異之高強度鋼板，其中鋼板之組織更包含以體積分率計，肥粒鐵相：10~75%、變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相：10~50%、回火麻田散鐵相：10~50%、及新生麻田散鐵相：10%以下。
    [5] 一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板，係於如申請專利範圍第1或2項之高強度鋼板的表面形成鋅鍍敷層而成者。
    [6] 一種成形性優異之高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：將以質量%計，含有：C：0.075~0.300%、Si：0.70~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.030%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.005~1.500%、N：0.0001~0.0100%、及O：0.0001~0.0100%，並含有下述之1種或2種以上作為選擇元素：Ti：0.005~0.150%、Nb：0.005~0.150%、B：0.0001~0.0100%、Cr：0.01~2.00%、Ni：0.01~2.00%、Cu：0.01~2.00%、Mo：0.01~1.00%、V：0.005~0.150%、及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之1種或2種以上：合計0.0001~0.5000%，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成的扁鋼胚，進行下述步驟：熱軋步驟，直接或暫時冷卻後加熱至1050℃以上，並以Ar3點以上結束軋延作成鋼板，再以500~750℃之溫度捲取；冷軋步驟，將經捲取之鋼板於酸洗後以軋縮率35~75%的軋縮率下進行冷軋；及退火步驟，將前述冷軋步驟後之鋼板加熱至最高加熱溫度740~1000℃為止後，將該最高加熱溫度~700℃為止之平均冷卻速度以1.0~10.0℃/秒、700~500℃之平均冷卻速度以5.0~200℃/秒進行冷卻，接著，於350~450℃中滯留30~1000秒，之後，冷卻至室溫為止，且，於由前述最高加熱溫度起冷卻至室溫之間，施行至少1次以上由小於Bs點或500℃起至500℃以上之再加熱，且至少1次以上由小於Ms點或350℃起至350℃以上之再加熱。
    [7] 一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其特徵在於，其係於以如申請專利範圍第6項之高強度鋼板的製造方法製造高強度鋼板後，施行鋅電鍍。
    [8] 一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其特徵在於，其係於如申請專利範圍第6項之高強度鋼板的製造方法中，於前述退火步驟中由前述最高加熱溫度起冷卻至室溫為止之間時，藉由將前述冷軋步驟後之鋼板浸漬於鋅浴來施行熱浸鍍鋅。
    [9] 一種成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其特徵在於，其係於如申請專利範圍第6項之高強度鋼板的製造方法中，於前述退火步驟之後施行熱浸鍍鋅。
    [10] 如申請專利範圍第8或9項之成形性優異之高強度鋅鍍敷鋼板的製造方法，其係於施行前述熱浸鍍鋅後，以470~650℃之溫度施行合金化處理。
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