CN100439542C - 高强度薄钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强度薄钢板，含有C：0.05～0.15%、Si：0.5%以下、Mn：1.00～2.00%、P：0.09%以下、S：0.01%以下、N：0.005%以下、Sol.Al：0.01～0.1%，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，等轴铁素体体积率为60%以上，马氏体体积率为5～30%。所述高强度薄钢板通过以下工序而制造：铸造由上述成分构成的板坯后，在Ar3点温度以上进行热轧，在热轧结束后2秒以内开始冷却，以150℃/秒以上的冷却速度冷却至750～600℃，在750～600℃的温度范围内保持2～15秒后，以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却，以400℃以下的温度进行卷取。

Description

高强度薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种最适于汽车车体、加强部件、车轮、行走部件、以及其他所谓机械构造部件的高强度薄钢板及其制造方法。
背景技术
为了保护地球环境以及提高乘员的安全性，人们对汽车用钢板的高强度、薄壁化进行了研究。然而，一般如果使材料的高强度化，就会降低冲压成形性，因此，提高成形性，作为扩大高强度钢板的适用范围的重要课题之一而被提出。
对应上述的钢材，有以铁素体、马氏体为主相的二相钢板(此外也称为Dual Phase钢、DP钢、复合组织钢等)，上述二相钢板，由于屈服比(Yield Ratio)(以下称为YR)低，拉伸性高，因此，拉延成形性以及准确成形性(Shape accuracy)等冲压成形性优良，作为汽车用材料而备受关注，其开发不断进行。
例如，热轧钢板的二相组织，在热轧后的冷却过程中，通过使等轴铁素体(Polygomal ferrite)大量析出，使溶质元素在剩余的奥氏体中稠化，而增强淬火性，使其马氏体化而形成，在此技术中，为了形成组织以及提高机械特性，控制等轴铁素体的析出量很重要，与此相关进行了各种研究开发。
在专利文献1～11中，公开了作为钢的成分设计，大量添加以Si为代表的铁素体稳定化元素(P、Al等)的方法，和在热轧后的冷却过程中，在促进铁素体析出的A1点附近停止冷却，保持10秒左右后，进行再次冷却的所谓二阶段冷却法的方法。
另一方面，在专利文献12～15中，作为不基于添加铁素体生成元素的方法，公开了例如通过采用将精轧后的急速冷却分为两个阶段进行等，冷却控制模式与以往不同的方法，而得到目标钢板的制造方法。
而且，在专利文献16～18中，公开了在热轧后，马上进行急速冷却的方法。特别是在专利文献16中，对硅含量低的钢采用上述方法。
专利文献1：特开昭60-121225号公报
专利文献2：特开平3-10049号公报
专利文献3：特开平4-235219号公报
专利文献4：特开平4-289126号公报
专利文献5：特开平4-337026号公报
专利文献6：特开平4-341523号公报
专利文献7：特开平7-150294号公报
专利文献8：特开平9-67641号公报
专利文献9：特开平9-125194号公报
专利文献10：特开平9-137249号公报
专利文献11：特开平10-195588号公报
专利文献12：特开昭54-065118号公报
专利文献13：特开昭56-136928号公报
专利文献14：特开平3-126813号公报
专利文献15：特开平4-276024号公报
专利文献16：特开2002-69534号公报
专利文献17：特开2001-192736号公报
专利文献18：特开2001-355023号公报
然而，专利文献1～11的钢材，虽然都具有良好的机械特性，但是由于需要大量添加Si、P、Al，存在生成红锈而导致表面的性状差，涂装性差以及焊接性差的问题，其适用范围受限。
通过专利文献12～15的方法制造的钢板，由于Si、P、Al的添加量低，因而在以往的冷却方法中，没有使热轧后在输出辊道上发生的奥氏体向铁素体的相变充分进行。因此，等轴铁素体体积率低，马氏体体积率高，而且由于同样的原因，等轴体素体粒径粗大化，得不到本发明规定的适当的金属组织。因此，在机械特性上，YR超过0.6而较差。为了提高应变分散能，改善准确成形性，需要使YR在0.6以下。
这样，在以往的热轧二相钢板的制造方法中，牺牲了表面性状等而添加铁素体稳定化元素(Si、P、Al等)，或者牺牲了机械特性。
另一方面，在专利文献16、17中，对YR以及用于实现YR的金属组织没有进行考虑。
此外，专利文献18，是高浓度硅添加钢的制造技术，因此钢板的表面性状差。为了提高表面性状，也考虑降低Si，但是如果降低Si，这回就不能得到适当的金属组织，YR特性变差。这样，不能同时满足YR和表面性状。
发明内容
本发明，其目的在于，通过开发出一种不用大量添加给表面性状、焊接性等带来不良影响的铁素体稳定化元素(Si、P、Al)，而适当控制金属组织，提高钢板的机械特性的方法，提供一种加工性(YR：0.6以下)以及表面性状优良的高强度薄钢板及其制造方法。
本发明人，发现了通过在热轧后2秒以内开始150℃/秒以上的超急速冷却，并在750～600℃保持一定时间，即使不大量添加铁素体稳定化元素，与以往的二阶段冷却法相比，也发现了显著促进微细铁素体生成的现象，将其应用于二相型热轧高强度钢板的制造，而完成本发明。
本发明提供如下构成的高强度薄钢板：
以质量百分比计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.5％以下、Mn：1.00～2.00％、P：0.09％以下、S：0.01％以下、N：0.005％以下、Sol.Al：0.01～0.1％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，含有体积率为60％以上的等轴铁素体，和体积率为5～30％的马氏体。
上述等轴铁素体优选具有60～95％的体积率。此外，等轴铁素体优选具有5～10μm的平均粒径。
上述马氏体优选具有10～20％的体积率。
上述高强度薄钢板，优选具有质量百分比为0.01～0.5％的Si含量。Si含量更加优选质量百分比为0.25％以下。另一方面，由于Si具有提高强度的效果，因而优选在0.01％以上。P含量优选质量百分比为0.020～0.06％。
上述高强度薄钢板，以质量百分比计，也可以进一步含有选自Mo：0.01～0.3％、Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.1％、B：0.0003～0.002％、Cr：0.05～0.49％中的至少一种。
上述高强度薄钢板，优选具有0.6以下的屈服比。如果屈服比超过0.6，冲压成形时的准确成形性、即尺寸精度就变差。
此外，本发明提供一种具有以下工序的高强度薄钢板的制造方法：
铸造以质量百分比计含有C：0.05～0.15％、Si：0.5％以下、Mn：1.00～2.00％、P：0.09％以下、S：0.01％以下、N：0.005％以下、Sol.Al：0.01～0.1％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成的板坯的工序；
对铸造的板坯直接进行热轧，或者进行加热，在Ar3点温度以上进行热轧的工序；
在热轧结束以后2秒以内开始冷却，以150℃/秒以上的冷却速度冷却至750～600℃的第一冷却工序；
在750～600℃的温度范围内保持2～15秒的工序；
以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却的第二冷却工序；和
以400℃以下的温度进行卷取的工序。
上述板坯以质量百分比计，也可以进一步含有选自Mo：0.01～0.3％、Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.1％、B：0.003～0.002％、Cr：0.05～0.49％中的至少一种。
上述第一冷却工序的冷却速度优选为150～1000℃/秒，更为优选200～700℃/秒。
上述第二冷却工序的冷却速度优选为20～1000℃/秒。
上述卷取温度优选为0～400℃。
在本说明书中，表示钢的成分的百分比，都为质量百分比。
此外，在本说明书中，高强度薄钢板，是指适于机械构造部件的拉伸强度(TS)超过590MPa的薄钢板。
根据本发明，可以得到加工性以及表面性状优良的高强度薄钢板。这样通过本发明得到的薄钢板，强度高而YR低(0.6以下)，具有高延展性，冲压成形性优良，并且表面性状、点焊性也优良，因此容易用于汽车部件以及机械构造部件。此外，由于可以通过与以往的软质钢板相同的工序进行制造，可以不添加特别的元素而得到良好的性能，因此可以降低制造成本。从而期待今后广泛的实用，可以通过使汽车轻量化而保护地球环境，以及通过提高安全性而促进社会发展。
附图说明
图1是表示屈服比(YR)与一次冷却速度的关系的坐标图。
具体实施方式
本发明的高强度薄钢板的特征在于，如下所示对成分做以规定，使等轴铁素体的体积率为60％以上，使马氏体体积率为5～30％，并且使等轴铁素体的平均粒径为5～10μm，这些是本发明最重要之处。通过这样对成分以及组织进行规定，可以得到加工性以及表面性状优良的高强度薄钢板。此外，上述高强度薄钢板，可以通过在Ar3点温度以上进行热轧，接着在热轧结束后2秒以内开始冷却，以150℃/秒以上的冷却速度冷却至750～600℃，接着在750～600℃的温度范围内保持2～15秒后，以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却，以400℃以下的温度进行卷取的工序而制造。这样，在制造方法中，在热轧后2秒以内开始冷却，进行150℃/秒以上速度的超急速冷却，在750～600℃保持一定时间，也是本发明的重要之处。
以下，对本发明进行详细的说明。
首先对本发明钢板的化学成分的限定理由进行陈述。
C：0.05～0.15％
C是用于强化马氏体相的重要的元素，为了达到充分的效果需要添加0.05％以上，另一方面，如果添加量超过0.15％，则奥氏体稳定化，难以二相化，延展性降低。由上所述，C为0.05％以上0.15％以下。如果考虑点焊性，添加量不足0.07％，则存在拉伸剪切强度(Tensile ShearStrength)降低的情况。此外，如果超过0.10％，则存在十字拉伸强度(Cross Tension Strength)降低的情况。因此，优选为0.07％以上0.10％以下。
Si：0.5％以下
Si不仅产生红锈而使表面性状变差，还使涂装性、焊接性变差。如果超过0.5％，Si的不良影响变得明显。由上所述，Si为0.5％以下。在尤其注重表面性状的情况下，Si优选在0.25％以下。另一方面，由于Si具有使强度提高的效果，优选在0.01％以上。
Mn：1.00～2.00％
Mn可以抑制热轧后、冷却中的珠光体的产生，因此在二相组织形成中担当着重要的作用。不足1.00％，其效果不充分，珠光体产生，YR变大，冲压成形性变差。另一方面，如果超过2.00％，奥氏体过于稳定，妨碍等轴铁素体的生成。由上所述，Mn为1.00％以上2.00％以下。而且，由于如果Mn不足1.30％则存在强度降低的情况，因而优选1.30以上，另一方面，由于如果超过1.80％则存在拉伸性降低的情况，因而优选在1.80％以下。
P：0.09％以下
P如果超过0.09％则使拉伸性显著变差，因此使其在0.09以下。此外，如果超过0.06％则存在使焊接部的韧性变差，使接合强度降低的情况，因此优选在0.06％以下。而且，P在0.020％以上具有促进等轴铁素体生成，降低YR的效果，因此优选在0.020％以上。
S：0.01％以下
S为粗钢中含有的杂质，使原材钢板的成形性以及焊接性变差，因此优选尽可能在制钢工序中将其除去或者使其降低。然而，如果降低S含量超过必要的程度，就会增加精炼成本，因此使S在实质上没有危害的0.01％以下。
N：0.005％以下
N为粗钢中含有的杂质，使原材钢板的成形性变差，因此优选尽可能在制钢工序中将其除去或使其降低。然而，如果降低N含量超过必要的程度，就会增加精炼成本，因此N为实质上没有危害的0.005％以下。
Sol.Al：0.01～0.1％
Al是用于脱氧或者使N以AlN析出而添加的。不足0.01％，脱氧·脱氮效果不充分，而如果超过0.1％，添加Al的效果饱和而不经济。由上所述，Sol.Al为0.01％以上0.1％以下。
此外，本发明钢，通过上述必须添加元素而得到目标特性，但是在上述必须添加元素之外，根据需要还可以添加用于提高强度的Mo、Nb、Ti、B、Cr中的一种或两种以上。此时，如果各添加量分别不足0.01％、0.001％、0.001％、0.0003％、0.05％，则添加效果不充分。另一方面，如果Mo、Nb、Ti、B分别超过0.3％、0.05％、0.1％、0.002％，则会妨碍二相组织的生成，并由于析出强化量过大而导致机械特性变差(YR变大或者拉伸性降低)。此外，如果Cr超过0.49％则化成处理性变差。因此，在添加这些元素时，使Mo为0.01％以上0.3％以下，Nb为0.001％以上0.05％以下，Ti为0.001％以上0.1％以下，B为0.0003％以上0.002％以下，Cr为0.05％以上0.49％以下。
上述以外的余量由Fe以及不可避免杂质构成。作为不可避免杂质，例如，O形成非金属夹杂物，给质量带来不良影响，因此O优选降低至0.003％以下。另外，在本发明中，可以在0.1％以下的范围内含有无害于本发明作用效果的微量元素Ni、V、Cu、Sb、Sn、Mg、REM。
接着对本发明金属组织的限定理由作以说明。
首先，使等轴铁素体的体积率在60％以上。等轴铁素体体积率对于作为本发明特征的低YR特性的发现极为重要。为了使YR为0.6以下，需要使等轴铁素体的体积率为60％以上。等轴铁素体是在铁素体相中，从其形态区别于针状铁素体，并且铁素体结晶粒的最长径与最短径的比为5以下的组织。
使马氏体体积率为5～30％。由于马氏体的体积率对强度、延展性以及低YR特性都产生影响，所以和上述等轴铁素体体积率一样，对于本发明是重要因素。马氏体体积率不足5％则强度低，得不到低YR特性。另一方面，如果超过30％则延展性下降。因此，使马氏体的体积率在5％以上30％以下。为了得到更为良好的低YR特性，马氏体体积率优选在10％以上20％以下。残余组织为针状体素体(Acicular ferrite)、贝氏体、珠光体等，但是如果等轴铁素体和马氏体的各体积率在上述的范围内，就可以得到本发明的效果，因此对残余组织的体积率不作特别限定。
为了提高强度和延展性的平衡、即进一步提高强度和拉伸值的积，还优选使等轴铁素体的平均粒径为5～10μm。拉伸实验的拉伸值一般以均匀拉伸性和局部拉伸性的和来表示，但如果等轴铁素体粒径不足5μm，则存在均匀拉伸性降低的情况。另一方面，如果超过10μm，虽然在允许范围内但局部拉伸性变差。这是结晶粒粗大化，在二相钢中变形变得不均匀的原因，以及在一部分产生应力集中，促进微裂纹产生的原因。
接着，对本发明的加工性以及表面性状优良的高强度薄钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度薄钢板通过如下工序而得到：在铸造调整至上述化学成分范围内的板坯后，对其直接进行热轧，或者进行加热，在Ar3点温度以上进行热轧，接着，在热轧结束后2秒以内开始冷却，以150℃/秒以上的冷却速度冷却至750～600℃，接着，在750～600℃的温度范围内保持2～15秒后，以20℃/秒的速度进行冷却，在400℃以下的温度下进行卷取。
在上述中，不限定板坯的铸造方法。在连续铸造的情况下，可以直接进行热轧，也可以冷却后进行再加热，而实施热轧。
热轧在Ar3点温度以上实施。如果在不到Ar3点的温度下，热轧则在铁素体、奥氏体两相区域上进行，妨碍等轴铁素体的生成，YR变大，延展性降低。
在热轧结束后2秒以内开始冷却，以150℃/秒的冷却速度，冷却至作为保持温度的750～600℃。此热轧后的一次冷却，是对基于本发明而得到的效果(通过促进等轴铁素体生成而得到的低YR效果)发现的最重要因素。通过这样对一次冷却进行规定，及时进行急速冷却，可以极大促进在一次冷却后进行的750～600℃下的保持中的等轴铁素体的细微析出。如果热轧结束后到冷却开始的时间超过2秒，就会在奥氏体晶界不均匀地生成铁素体，而妨碍冷却保持中的等轴铁素体的析出。而且如果冷却速度不足150℃/秒，还是不能抑制冷却中的铁素体在奥氏体晶界的不均匀析出，妨碍冷却后保持中的等轴铁素体的析出。而且，为了增大此效果，优选一次冷却速度在200℃/秒以上。另一方面，如果一次冷却速度超过1000℃/秒，就会存在在板厚范围内，金属组织变得不均匀，机械特性变差的情况，因此一次冷却速度优选在1000℃/秒以下，更为优选在700℃/秒以下。
一次冷却后，在750～600℃的温度范围内保持2～15秒。如果进行保持的温度区域超过750℃，那么铁素体生成的驱动力小，得不到促进析出效果。另一方面，如果不足600℃，那么因Fe原子的扩散而被制约速率的铁素体的析出延迟，不能充分生成等轴铁素体。此外，如果保持时间不足2秒，铁素体的析出时间不充足，不能得到低YR特性。另一方面，如果保持超过15秒，由于珠光体开始生成，因而机械特性变差。
进行保持后，以20℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却，在400℃以下的温度进行卷取。为了抑制冷却中的珠光体、贝氏体的生成，需要使二次冷却中的冷却速度为20℃/秒以上。另一方面，如果二次冷却速度超过1000℃/秒，就会有在板厚范围内，金属组织变得不均匀，机械特性变差的情况，因此二次冷却速度优选在1000℃/秒以下。
为了抑制卷取后的珠光体、贝氏体的生成，使马氏体产生，达到作为目标的0.6以下的YR，需要使卷取温度为400℃以下。而且，为了抑制卷材内的强度变动，卷取温度优选在300℃以下，更为优选在200℃以下，而且，由于不到0℃难以进行基于水的冷却，因此卷取温度优选在0℃以上。
对通过以上工序得到的本发明的高强度薄钢板，为了进行形状矫正，还可以实施表皮光轧。此外，可以将本发明的高强度薄钢板作为基体，进行熔融镀锌或者电镀锌等各种表面处理。
实施例1
对具有表1所示的化学成分的板坯进行连续铸造后，进行冷却，接着加热至1100～1300℃，在Ar3点温度～850℃进行终轧，使板厚为1.6～3.2mm。接着，在终轧结束后1秒以内开始冷却，以300～500℃/秒的一次冷却速度冷却至680～720℃，在此温度范围内保持7～12秒，接着，以25～30℃/秒进行冷却，在350℃以下进行卷取，得到热轧钢板。其中，通过对钢编号4使一次冷却停止温度为550℃，对钢编号5使卷取温度为450℃，而调整至表1所述的组织构成。通过观察垂直于钢板宽度方向的截面，测定各相的面积率，而算出等轴体素体以及马氏体的体积率。在上述截面组织中，等轴铁素体粒径通过线段法而测定，取轧制方向和板厚方向的平均值。
Figure C20051000631300151
对由上述得到的热轧钢板的机械特性、表面形状、点焊性进行评价。将得到的结果在表2表示。各评价方法如下。机械特性，与轧制方向垂直采取JIS5号拉伸试验片，依照JISZ2241进行试验。表面性状，通过目视判定红锈有无。点焊性，在形成
Figure C20051000631300161
板厚(mm)的点焊熔核的条件下点焊之后，通过使用錾子的剥离试验(Peel test using achisel)得到的断裂形态中，基材断裂则标以○，焊接部断裂则标以×，而进行判定。
表2
Figure C20051000631300162
由表2可知本发明钢都具有优良的机械特性(YR：0.6以下)，表面性状、焊接性良好。而且，钢编号12、17，由于Si含量略高，因而表面性状略差，但属于实用上没有问题的质量水平。
与此相对，作为比较例的钢编号1，由于C含量在本发明范围外而较低，因而马氏体硬度不够，其结果YR高。钢编号4、5，由于等轴铁素体体积率或者马氏体体积率在本发明范围外，因而不能得到良好的二相组织，YR高。钢编号9，由于C含量在本发明范围外而较高，因而铁素体的生成延迟，不能得到良好的二相组织，YR高。而且，点焊性也差。钢编号13，Si含量在本发明范围外而较高，因而产生红锈，表面性状差。钢编号14，由于Mn含量在本发明范围外而较低，因而奥氏体不稳定化，产生珠光体，因而YR高。钢编号16，由于Mn含量在本发明范围外而较高，因而等轴铁素体的生成量少，YR高。钢编号18，由于P含量在本发明范围外而较高，因而点焊性明显变差。
实施例2
使用具有表1所示的化学成分的板坯的一部分，在表3所示的制造条件下，进行热轧、冷却、卷取而得到热轧钢板。
Figure C20051000631300181
对由上述得到的热轧钢板的机械特性、表面性状、点焊性进行评价。将得到的结果在表4进行表示。各评价方法与实施例1相同。
表4
Figure C20051000631300191
通过表4可知本发明钢都具有优良的机械特性(YR：0.6以下)。而且，表面性状、点焊性在实施例2的范围内都为良好。
与此相对，作为比较例的符号D，轧制结束后到一次冷却开始的时间在本发明范围外而较长，因而在冷却开始前铁素体不均匀生成，不能形成良好的二相组织，YR高。符号E，由于一次冷却速度在本发明范围外而较低，因此在冷却中铁素体不均匀生成，不能形成良好的二相组织，YR高。符号I，由于一次冷却停止温度在本发明范围外而较高，因而在此后保持中的铁素体生成不充分，不能形成良好的二相组织，YR高。符号M，由于一次冷却温度在本发明范围外而较低，因而在此后保持中的铁素体的生成不充分，不能形成良好的二相组织，YR高。符号N，由于一次冷却后的保持时间在本发明范围外而不充足，因此铁素体生成不充分，不能形成良好的二相组织，YR高。符号Q，由于一次冷却后的保持时间在本发明范围外而较长，因而生成保持中的珠光体，不能形成良好的二相组织，YR高。符号R，由于二次冷却速度在本发明范围外而较低，因此在冷却中生成贝氏体，不能得到良好的二相组织，YR高。符号W，由于卷取温度在本发明范围外而较高，因而在卷取后生成被氏体，不能形成良好的二相组织，YR高。
在图1中，对钢No.2表示了YR与一次冷却速度的关系。可知以本发明范围的150℃/秒以上的速度，可以得到YR低的良好的特性。样品钢D，由于到一次冷却的时间为5秒，脱离本发明的范围，因而得不到良好的结果。
本发明钢板具有优良的冲压成形性，并且具有良好的表面性状，因而也可以适用于注重外观性状的成形部件等。

Claims (12)

1.一种高强度薄钢板，其中，以质量百分比计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.24％以下、Mn：1.00～2.00％、P：0.09％以下、S：0.01％以下、N：0.005％以下、Sol.Al：0.01～0.1％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，含有体积率为60％以上的等轴铁素体，和体积率为5～30％的马氏体，且具有0.6以下的屈服比，其中所述等轴铁素体具有5～10μm的平均粒径。
2.如权利要求1所述的高强度薄钢板，其中，所述等轴铁素体具有60～95％的体积率。
3.如权利要求1所述的高强度薄钢板，其中，所述马氏体具有10～20％的体积率。
4.如权利要求1所述的高强度薄钢板，其中，以质量百分比计，还含有选自Mo：0.01～0.3％、Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.1％、B：0.0003～0.002％中的至少一种。
5.如权利要求1所述的高强度薄钢板，其中，Si含量以质量百分比计为0.01～0.24％。
6.如权利要求1所述的高强度薄钢板，其中，P含量以质量百分比计为0.020～0.06％。
7.一种高强度薄钢板的制造方法，其中，
具有铸造以质量百分比计含有C：0.05～0.15％、Si：0.24％以下、Mn：1.00～2.00％、P：0.09％以下、S：0.01％以下、N：0.005％以下、Sol.Al：0.01～0.1％，余量由Fe以及不可避免的杂质构成的板坯的工序；
对铸造的板坯在Ar3点温度以上进行热轧的工序；
在热轧结束以后2秒以内开始冷却，以180℃/秒以上的冷却速度冷却至750～600℃的第一冷却工序；
在750～600℃的温度范围内保持2～15秒的工序；
以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却的第二冷却工序；和
以400℃以下的卷取温度进行卷取的工序。
8.如权利要求7所述的高强度薄钢板的制造方法，其中，以质量百分比计，所述板坯还含有选自Mo：0.01～0.3％、Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.1％、B：0.0003～0.002％、Cr：0.05～0.49％中的至少一种。
9.如权利要求7所述的高强度薄钢板的制造方法，其中，所述第一冷却工序的冷却速度为180～1000℃/秒。
10.如权利要求9所述的高强度薄钢板的制造方法，其中，所述第一冷却工序的冷却速度为200～700℃/秒。
11.如权利要求7所述的高强度薄钢板的制造方法，其中，所述第二冷却工序的冷却速度为20～1000℃/秒。
12.如权利要求7所述的高强度薄钢板的制造方法，其中，所述卷取温度为0～400℃。
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