CN104838027B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板。该高强度钢板满足规定的成分组成，且是钢板的板厚1/4位置的组织在以规定的方法进行测定时，满足下述(1)～(4)的全部为特征的、加工性和低温韧性优异的抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板。(1)相对于全部组织，铁素体的体积率为5％以上且35％以下，且贝氏体铁素体和/或回火马氏体的体积率为50％以上。(2)相对于全部组织，初生马氏体与残留奥氏体的混合组织(MA组织)的体积率为20％以下(不含0％)。(3)相对于全部组织，残留奥氏体的体积率为5％以上。(4)残留奥氏体中的堆垛层错为10.0×10^-3(nm/nm²)以下。

Description

高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度钢板及其制造方法。特别是涉及在抗拉强度为1180MPa以上的区域中，加工性和低温韧性优异的高强度钢板，以及能够效率良好地制造该钢板的制造方法。

背景技术

为了实现汽车和运输机等的低油耗化，期望使汽车和运输机的自重轻量化。例如为了轻量化而使用高强度钢板，减薄板厚是有效的。另外，对汽车也强烈要求碰撞安全性，对于柱等结构部件、保险杠、防撞梁等补强部件要求进一步的高强度化。但是，若使钢板高强度化，则延展性劣化，因此加工性变差。因此对于高强度钢板，要求强度和加工性的兼顾(TS×EL平衡)。另外，从耐腐蚀性的观点出发，汽车用钢部件多数情况是使用实施了熔融镀锌(GI)、合金化熔融镀锌(GA)、电镀锌(EG)等镀锌的钢板(以下，有时以“镀锌钢板”代表)。因此在镀锌钢板中也要求与高强度钢板同样的特性。

作为兼顾高强度钢板的强度和加工性的技术，例如在专利文献1中，提出了一种延伸率和延伸凸缘性优异的高强度钢板，其作为组织，在铁素体母相中以特定的比例分散有作为第二相的马氏体和残留奥氏体。

另外在专利文献2中，提出了一种涂膜密接性和延展性优异的高强度冷轧钢板，其抑制Si和Mn的含量，并且使钢板组织以回火马氏体和铁素体为主体，并含有残留奥氏体。

此外在专利文献3中，提出了一种加工性和耐冲击性优异的高强度冷轧钢板，其使钢板组织为含有铁素体、回火马氏体、马氏体、残留奥氏体的组织。

专利文献4中，提出了一种成为含有贝氏体铁素体、马氏体及残留奥氏体的组织、延展性和延伸凸缘性优异的抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板。

特别是近年来，在汽车用等的钢板中，不仅要求上述提出的强度和加工性，还要求提高在假设的使用环境下的安全性。例如，假设在冬季的低温条件下的车体碰撞，作为钢板的特性还期望有优异的低温韧性。但是若提高强度，则低温韧性有劣化的倾向。因此，以现有的强度和加工性的提高为目的而提供的上述钢板难以确保充分的低温韧性。因此，要求低温韧性的更进一步的改良。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2008-101238号公报

专利文献2：日本专利第3889768号公报

专利文献3：日本特开2010-196115号公报

专利文献4：日本特开2010-90475号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明着眼于上述这样的情况而形成，其目的在于，提供一种高强度钢板及其制造方法，特别是抗拉强度为1180MPa以上，加工性和低温韧性优异的高强度钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

能够解决上述课题的本发明的高强度钢板(加工性和低温韧性优异的、抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板)具有的特征在于，钢板的成分含有

C：0.10％(表示质量％。以下涉及成分均同。)以上且0.30％以下；

Si：1.40％以上且3.0％以下；

Mn：0.5％以上且3.0％以下；

P：0.1％以下(不含0％)；

S：0.05％以下(不含0％)；

Al：0.005％以上且0.20％以下；

N：0.01％以下(不含0％)；和

O：0.01％以下(不含0％)，

余量由铁和不可避免的杂质构成，并且，所述钢板的板厚1/4位置的组织满足下述(1)～(4)的全部。

(1)以扫描型电子显微镜观察时，相对于全部组织，铁素体的体积率为5％以上且35％以下，且贝氏体铁素体和/或回火马氏体的体积率为50％以上。

(2)以光学显微镜观察时，相对于全部组织，初生马氏体和残留奥氏体的混合组织(MA组织)的体积率为20％以下(不含0％)。

(3)以X射线衍射法测定时，相对于全部组织，残留奥氏体的体积率为5％以上。

(4)以透射型电子显微镜观察时，残留奥氏体中的堆垛层错在10.0×10^-3(nm/nm²)以下。

对于所述高强度钢板而言，在钢板表面也可以具有电镀锌层、熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。

所述高强度钢板中，作为其他元素，也可以含有从Cr：1.0％以下(不含0％)和Mo：1.0％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种元素。

所述高强度钢板中，作为其他元素，也可以含有从Ti：0.15％以下(不含0％)、Nb：0.15％以下(不含0％)和V：0.15％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种。

所述高强度钢板中，作为其他元素，也可以含有从Cu：1.0％以下(不含0％)和Ni：1.0％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种元素。

所述高强度钢板中，作为其他元素，也可以含有B：0.0050％以下(不含0％)。

另外，所述高强度钢板中，作为其他元素，也可以含有从Ca：0.0100％以下(不含0％)、Mg：0.0100％以下(不含0％)和REM：0.0100％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种。

本发明还包括用于制造所述高强度钢板的方法。该方法具有的特征在于，包括如下工序：使用由上述的成分构成的钢板，在(Ac₁点+20℃)以上且低于Ac₃点的温度域进行均热保持，其后，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以上且500℃以下的温度域为止，接着在100℃以上且500℃以下的温度域保持100秒以上之后，冷却至室温的工序；在50℃以上且200℃以下的温度域保持20秒以上的工序。

本发明还包括用于制造所述高强度钢板的另外的方法。该方法具有的特征在于，包括如下工序：使用由上述的成分构成的钢板，在Ac₃点以上且950℃以下的温度域进行均热保持，其后，以50℃/秒以下的平均冷却速度冷却至100℃以上且500℃以下的温度域为止，接着在100℃以上且500℃以下的温度域保持100秒以上之后，冷却至室温的工序；在50℃以上且200℃以下的温度域保持20秒以上的工序。

发明效果

根据本发明，能够提供即使抗拉强度为1180MPa以上，加工性和低温韧性也优异的高强度钢板(该钢板中包含热轧钢板、冷轧钢板、熔融镀锌钢板、合金化熔融镀锌钢板和电镀锌钢板)。本发明的高强度钢板的延展性(EL)优异，并且作为加工性的指标的强度和延展性的平衡(TS×EL平衡)优异。还有，在本发明中，将延展性(EL)和TS×EL平衡统称为“加工性”。另外根据本发明的制造方法，能够高效率地制造上述钢板。

因此，本发明的高强度钢板，特别是在汽车等产业领域极其有用。

在本发明中所谓高强度钢板，是以抗拉强度(TS)为1180MPa以上，优选为1200MPa以上，更优选为1220MPa以上的钢板为对象。另外，延展性(EL)优选为12％以上，更优选为13％以上，进一步优选为14％以上。抗拉强度和延展性(延伸率)的平衡(TS×EL平衡)，优选为15000(MPa·％)以上，更优选为16000(MPa·％)以上，进一步优选为18000(MPa·％)以上。此外作为低温韧性，期望以摆锤冲击试验(JISZ2224，板厚1.4mmt)测定的-40℃下的吸收能优选满足9J以上，更优选满足10J以上。

附图说明

图1是表示本发明的制造方法的热处理图样的一例的概略说明图。

图2是表示本发明的制造方法的热处理图样的另一例的概略说明图。

图3是实施例的透射型电子显微镜观察照片，a是明场像，b是暗场像(照片中的箭头表示堆垛层错)，c是示意性地表示所述b的照片中的堆垛层错的图。

具体实施方式

本发明人等，为了改善抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板的加工性和低温韧性而反复潜心研究。

其结果发现，以适当地控制成分组成为前提，如果使钢板的金属组织成为特定的比例的铁素体、残留奥氏体(以下，称为“残留γ”。)、初生马氏体和残留奥氏体的混合组织(Martensite-AusteniteConstituent，MA组织)、贝氏体铁素体和/或回火马氏体，并且将所述残留γ中的堆垛层错控制在一定以下，则能够既确保高强度和优异的加工性，又改善低温韧性，从而达成本发明。

以下，对于本发明中规定金属组织的理由进行详述。还有，通过显微镜观察而测定的体积分率表示在钢板的全部组织(100％)中所占的比例。另外，构成本发明的上述组织之中，贝氏体铁素体和/或回火马氏体(母相)的体积率和铁素体的体积率，是钢板的板厚1/4位置的基于扫描型电子显微镜(SEM)观察得到的测定值。MA组织(初生马氏体和残留γ)的体积率，是钢板的板厚1/4位置的基于光学显微镜观察得到的测定值。因为初生马氏体和残留γ通过光学显微镜观察难以区别，所以将初生马氏体和残留γ的复合组织作为MA组织进行测定。另外，残留奥氏体的体积率是基于X射线衍射法的测定值。即，根据组织的不同，测定方法不同。因此，将本发明中规定的金属组织全部合计时，有高于100％的情况，但这是因为构成MA组织的残留奥氏体，不仅通过光学显微镜观察被测定，而且还通过X射线衍射被重复测定。

[铁素体的体积率：5％以上35％以下]

铁素体是具有使钢板的延展性(EL)提高的效果的组织。在本发明中通过提高铁素体的体积分率，能够使抗拉强度为1180MPa以上的高强度区域内的延展性提高，并且也能够使钢板的TS×EL平衡提高。为了发挥这样的效果，使铁素体的体积率为5％以上，优选为7％以上，更优选为10％以上。但是，若铁素体变得过剩，则钢板的强度降低，确保1180MPa以上的高强度变得困难。因此铁素体的体积率为35％以下，优选为30％以下，更优选为25％以下。

[贝氏体铁素体和/或回火马氏体(母相、余量组织)的体积率：50％以上]

以SEM、光学显微镜和X射线衍射法观察到的铁素体、MA组织和残留奥氏体以外的余量组织实质上是贝氏体铁素体和/或回火马氏体。所谓“实质上”，意思是允许在钢板的制造过程中不可避免地生成的其他组织(例如珠光体等)的混入，表示基本上由贝氏体铁素体和/或回火马氏体构成。贝氏体铁素体和/或回火马氏体在本发明中是作为主体的组织(体积分率最大的组织的意思)。上述贝氏体铁素体和/或回火马氏体的体积率为50％以上，优选为60％以上。另一方面，从确保延展性的观点出发，上述体积率优选为90％以下，更优选为80％以下。构成贝氏体铁素体和回火马氏体以外的余量的不可避免地生成的其他的组织的体积率，优选大致控制在5％以下(含0％)。还有，在含有贝氏体铁素体和回火马氏体双方时，上述“贝氏体铁素体和/或回火马氏体的体积率”是指其合计体积率。

还有，以SEM观察不能区别贝氏体铁素体和回火马氏体，均作为细小的板条状的组织被观察到，因此在本发明以包含其双方的形式进行规定。

[初生马氏体和残留奥氏体的混合组织(MA组织)的体积率：20％以下(不含0％)]

在本发明中，所谓MA组织是初生马氏体和残留γ的混合组织，是在显微镜观察中难以将初生马氏体和残留γ分离(判别)的组织。所谓初生马氏体是指，将钢板从加热温度冷却至室温的过程中，未相变奥氏体发生了马氏体相变的状态的组织，与加热处理(等温淬火)后的回火马氏体有所区别。MA组织在以lepera试剂(レペラ一)腐蚀时，能够根据看上去发白的地方进行辨别。

由于上述MA组织存在，能够使强度和延展性提高。因此，从使TS×EL平衡提高的观点出发，上述MA组织的体积率优选为3％以上，更优选为4％以上。另一方面，MA组织与堆垛层错一同，也是诱导脆化的要因之一。后述的残留奥氏体中的堆垛层错满足10.0×10^-3(nm/nm²)以下时，MA组织的体积率能够允许截止到20％。另一方面，若MA组织的体积率高于20％，则由于该MA组织的存在而使低温韧性劣化。因此在本发明中，将MA组织的体积率设为20％以下。MA组织的体积率优选为15％以下，更优选为7％以下。

[残留奥氏体(残留γ)的体积率：5％以上]

残留奥氏体具有的效果是，在加工钢板时受到应变而变形并相变为马氏体，由此能够确保良好的延展性，并且加工时促进变形部的硬化，抑制应变的集中，因此是钢板的TS×EL平衡提高所需要的组织。为了有效地发挥这样的效果，优选残留γ的体积率为5％以上，更优选为6％以上，进一步优选为7％以上。还有，残留γ的体积率的上限没有特别限定，但在本发明的成分组成和制造条件的范围内，大致为16％左右。

残留γ以存在于贝氏体铁素体的板条间、晶界，或包含在MA组织中存在等各种各样的形态存在。但是，不论存在形态如何，上述残留γ的效果都会被发挥，因此在本发明中，处于测定范围内的残留γ不论存在形态，均作为残留γ进行测定。

[残留奥氏体中的堆垛层错：10.0×10^-3(nm/nm²)以下]

具有FCC结构的残留奥氏体的堆垛层错能低，容易发生堆垛层错。堆垛层错会成为脆性断裂的起点。因此本发明人等为了实现低温韧性的改善而着眼于该堆垛层错，对于堆垛层错与低温韧性的关系进行了潜心研究。其结果发现，如果使用透射型电子显微镜(TEM)，将以后述的实施例所示的方法求得的堆垛层错设为10.0×10^-3(nm/nm²)以下，则实用上难以发生脆性断裂，能够提高低温韧性。上述堆垛层错优选为5.0×10^-3(nm/nm²)以下，更优选为3.0×10^-3(nm/nm²)以下。还有，在本发明的成分组成和制造条件的范围内，上述堆垛层错的下限为0.1×10^-3(nm/nm²)左右。

接着对于本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。

[C：0.10％以上且0.30％以下[

C是确保强度、并且提高残留γ的稳定性所需要的元素。为了确保1180MPa以上的抗拉强度，C量为0.10％以上，优选为0.12％以上，更优选为0.15％以上。但是，若C含量过多，则热轧后的强度上升，冷轧时产生裂纹，或最终制品的焊接性降低。因此C量为0.30％以下，优选为0.26％以下，更优选为0.23％以下。

[Si：1.40％以上且3.0％以下]

Si作为固溶强化元素，是有助于钢的高强度化的元素。另外，抑制碳化物的生成，有效地作用于残留γ的生成，对于确保优异的TS×EL平衡是有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，可以使Si含有1.40％以上，优选含有1.50％以上，更优选含有1.8％以上。但是，若Si含量变得过剩，则热轧时形成显著的氧化皮而在钢板表面附带氧化皮痕迹，有表面性状变差的情况。另外，使酸洗性劣化。因此Si量为3.0％以下，优选为2.8％以下，更优选为2.6％以下。

[Mn：0.5％以上且3.0％以下]

Mn使淬火性提高，是有助于钢板的高强度化的元素。另外，对于使γ稳定化，使残留γ生成也是有效发挥作用的元素。为了有效地发挥这样的作用，可以使Mn含有0.5％以上，优选含有0.6％以上，更优选含有1.0％以上，进一步优选含有1.5％以上。但是或Mn含量变得过剩，则热轧后的强度上升，成为冷轧时发生裂纹或最终制品的焊接性劣化的原因。另外过剩的Mn的添加导致Mn偏析，成为加工性劣化的原因。因此Mn量为3.0％以下，优选为2.8％以下，更优选为2.6％以下。

[P：0.1％以下(不含0％)]

P被不可避免地包含，是使钢板的焊接性劣化的元素。因此P量为0.1％以下，优选为0.08％以下，更优选为0.05％以下。还有，以P量尽可能少的方法为宜，因此下限没有特别限定。

[S：0.05％以下(不含0％)]

S与P同样，不可避免地被包含，是使钢板的焊接性劣化的元素。另外，S在钢板中形成硫化物系夹杂物，成为使钢板的加工性降低的原因。因此S量为0.05％以下，优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。以S量尽可能少的方法为宜，因此下限没有特别限定。

[Al：0.005％以上且0.20％以下]

Al是作为脱氧剂起作用的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选使Al含有0.005％以上，更优选含有0.010％以上。但是若Al含量变得过剩，则钢板的焊接性显著劣化，因此Al量为0.20％以下，优选为0.15％以下，更优选为0.10％以下。

[N：0.01％以下(不含0％)]

N是不可避免地被包含的元素，而在钢板中使氮化物析出，是有助于钢板的高强度化的元素。从这一观点出发，优选N量为0.0010％以上。但是若N含量变得过剩，则氮化物大量析出，引起延伸率、延伸凸缘性(λ)、弯曲性等的劣化。因此N量为0.01％以下，优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。

[O：0.01％以下(不含0％)]

O是不可避免地被包含的元素，若过剩地含有，则是招致延展性和加工时的弯曲性的降低的元素。因此O量为0.01％以下，优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。还有，因为以O含量尽可能少的方法为宜，所以下限没有特别限定。

本发明的钢板满足上述成分组成，余量是铁和不可避免的杂质。作为该不可避免的杂质，例如包含因原料、物资、制造设备等的状况而混入到钢中的上述P、S、N、O、混入元素(Pb、Bi、Sb、Sn等)。另外在不会对上述本发明的作用带来不良影响的范围内，作为其他元素，也可以还积极地含有以下的元素。

本发明的钢板，作为其他元素，也可以含有如下等：

(A)从Cr：1.0％以下(不含0％)和Mo：1.0％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种元素；

(B)从Ti：0.15％以下(不含0％)、Nb：0.15％以下(不含0％)和V：0.15％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种；

(C)从Cu：1.0％以下(不含0％)和Ni：1.0％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种元素；

(D)B：0.0050％以下(不含0％)；

(E)从Ca：0.0100％以下(不含0％)、Mg：0.0100％以下(不含0％)和REM：0.0100％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种元素。

这些(A)～(E)中的元素，能够单独含有，或者任意组合含有。规定这样的范围的理由如下。

[(A)从Cr：1.0％以下(不含0％)和Mo：1.0％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种元素]

Cr和Mo均提高淬火性，对于使钢板的强度提高是有效的元素，能够单独使用或并用。

为了有效地发挥这样的作用，Cr、Mo的含量分别优选为0.1％以上，更优选为0.3％以上。但是，若过剩地含有，则加工性降低，另外造成高成本，因此Cr、Mo的含量在分别单独含有时，优选为1.0％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。将Cr和Mo并用时，优选分别以单独计在上述上限的范围内，且使合计量为1.5％以下。

[(B)从Ti：0.15％以下(不含0％)、Nb：0.15％以下(不含0％)和V：0.15％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种]

Ti、Nb和V均在钢板中形成碳化物、氮化物的析出物，使钢板的强度提高，并且是具有使旧γ晶粒微细化的作用的元素。这些元素能够单独使用或并用。为了有效地发挥这样的作用，Ti、Nb和V的含量分别优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。但是若过剩地含有，则碳化物在晶界析出，钢板的延伸凸缘性、弯曲性劣化。因此，Ti、Nb和V的含量分别优选为0.15％以下，更优选为0.12％以下，进一步优选为0.10％以下。

[(C)从Cu：1.0％以下(不含0％)和Ni：1.0％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种元素]

Cu和Ni是有效地作用于残留奥氏体的生成、稳定化的元素，此外还是具有提高耐腐蚀性的效果的元素，能够单独使用或并用。为了发挥这样的作用，Cu、Ni的含量分别优选为0.05％以上，更优选为0.10％以上。但是，若Cu过剩地含有，则热加工性劣化，单独添加Cu时，Cu量优选为1.0％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。若Ni过剩地含有，则造成高成本，因此Ni量优选为1.0％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。若Cu和Ni并用，则上述作用易于显现，另外通过含有Ni，可抑制因Cu添加造成的热加工性的劣化，因此也可以并用Cu和Ni。这种情况下，Cu和Ni的合计量优选为1.5％以下，更优选为1.0％以下。

[(D)B：0.0050％以下(不含0％)]

B是使淬火性提高的元素，对于使奥氏体稳定存在直至室温是有效的元素。为了有效地发挥这样的作用，B含量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上，进一步优选为0.0015％以上。但是，若B过剩地含有，则硼化物生成而延展性劣化，因此B量优选为0.0050％以下，更优选为0.0040％以下，进一步优选为0.0035％以下。

[(E)从Ca：0.0100％以下(不含0％)、Mg：0.0100％以下(不含0％)和REM：0.0100％以下(不含0％)所构成的组中选择的至少一种]

Ca、Mg和REM(稀土类元素)是具有使钢板中的夹杂物微细分散的作用的元素，可以分别单独含有，也可以含有任意选择的2种以上。为了有效地发挥这样的作用，Ca、Mg、REM的含量分别单独优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。但是，若过剩地含有，则成为使铸造性、热加工性等劣化的原因。因此Ca、Mg、REM的含量分别单独优选为0.0100％以下，更优选为0.0080％以下，进一步优选为0.0070％以下。

还有，在本发明中所谓REM(稀土类元素)，意思是包含镧系元素(从La至Lu的15种元素)和Sc(钪)与Y(钇)。

接下来，对于用于制造本发明的高强度钢板的方法进行说明。本发明的制造方法在以下方面具有特征：对于将满足上述成分组成的钢遵循常规方法热轧，并根据需要进行了冷轧钢板进行后述的退火，再根据需要，适宜组合进行熔融镀锌处理、合金化处理、电镀锌处理时，控制上述退火工序而得到具有期望的组织的高强度钢板。

例如准备具有上述成分组成的钢，接着，基于常规方法进行热轧，根据需要进行冷轧。热轧时，例如可以为终轧温度：约Ac₃点以上，卷取温度：大致400～700℃。热轧后根据需要进行酸洗，例如进行冷轧率：大致30～80％的冷轧。

在本发明中规定使用上述热轧钢板或冷轧钢板、且包括下述的退火工序的制造方法。

制造方法(I)：如图1所示，作为退火工序，包括：

在(Ac₁点+20℃)以上且低于Ac₃点的温度域进行均热保持，其后，以5℃/秒以上的平均冷却速度，冷却至100℃以上且500℃以下的温度域为止，接着在100℃以上且500℃以下的温度域保持100秒以上之后，冷却至室温的工序(以下称为“工序1”)；

在50℃以上且200℃以下的温度域保持20秒以上的工序(以下称为“工序2”)。

或者，制造方法(II)：如图2所示，作为退火工序，包括：

在Ac₃点以上且950℃以下的温度域进行均热保持，其后，以50℃/秒以下的平均冷却速度，冷却至100℃以上且500℃以下的温度域为止，接着在100℃以上且500℃以下的温度域保持100秒以上之后，冷却至室温的工序(以下称为“工序1”)；

在50℃以上且200℃以下的温度域保持20秒以上的工序(以下称为“工序2”)。

以下，对于规定上述退火工序的各条件的理由进行详述。

[制造方法(I)的工序1中，均热保持温度：(Ac₁点+20℃)以上且低于Ac₃点，均热保持后的冷却：以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100～500℃的温度域为止]

该制造方法(I)中的铁素体量的控制，可列举如下方法：

在(Ac₁点+20℃)以上且低于Ac₃点的二相域(优选为接近(Ac₁点+20℃)的温度)进行均热保持而确保规定量的铁素体，上述均热保持后的直至100～500℃的温度域为止的冷却，提高到5℃/秒以上的平均冷却速度，以使铁素体不会过度生成的方法；或者，

在上述二相域进行均热保持而确保期望量的一部分的铁素体，上述均热保持后的直至100～500℃的温度域为止的冷却，以接近平均冷却速度的下限值：5℃/秒的比较低的平均冷却速度进行冷却，在该冷却工序中也使铁素体成长而确保铁素体量的方法。

若均热保持温度比(Ac₁点+20℃)低，则最终得到的钢板的金属组织的铁素体量变得过多，不能确保充分的强度。另一方面，若高于Ac₃点，则在均热保持中不能使铁素体充分地生成、成长，以下述的平均冷却速度难以确保铁素体，因此在均热保持-冷却工序中确保规定量的铁素体变得困难。

另外，如果在上述(Ac₁点+20℃)以上且低于Ac₃点的二相域(优选接近(Ac₁点+20℃)的温度)进行均热保持，则铁素体中的C、Mn向奥氏体过渡并稠化，C量多的残留奥氏体的生成被促进，延展性等的提高进一步增强。

在二相域均热保持后，通过控制从上述均热保持温度起的冷却速度，从而控制生成、成长的铁素体量。特别是因为在上述均热保持中铁素体生成，所以一边加快冷却速度而抑制铁素体的生成、成长一边进行冷却。具体来说，从上述均热保持温度至100～500℃为止的平均冷却速度为5℃/秒以上。平均冷却速度低于5℃/秒时，钢板中的铁素体量变得过多，不能确保1180MPa以上的强度。上述平均冷却速度优选为7℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上。上述平均冷却速度的上限没有特别限制，水冷、油冷等均可。

[制造方法(II)的工序1中，均热保持温度：Ac₃点以上且950℃以下，均热保持后的冷却：以50℃/秒以下的平均冷却速度，冷却至100～500℃的温度域为止]

该制造方法(II)的情况下，在Ac₃点以上的单相域的均热保持中，铁素体不会生成，但在其后的冷却过程中通过调整平均冷却速度，使铁素体生成、成长而确保规定量的铁素体。若上述均热保持温度过度变高，则在钢板表层形成Si、Mn的稠化层，表面处理性变差，因此均热保持温度为950℃以下，优选为920℃以下。

在单相域进行均热保持之后，如上述，通过控制从均热保持温度起的冷却速度，使铁素体生成、成长而控制铁素体量。特别是因为在上述均热保持中没有生成铁素体，所以一边放慢冷却速度而使铁素体生成、成长一边进行冷却。具体来说，从上述均热保持温度至100～500℃为止的平均冷却速度为50℃/秒以下。若平均冷却速度高于50℃/秒，则冷却中无法生成铁素体，不能确保延展性。为了在冷却过程中促进铁素体的生成、成长，上述平均冷却速度优选为45℃/秒以下，更优选为40℃/秒以下。上述平均冷却速度的下限没有特别限定，但为了抑制在冷却过程中的过剩的铁素体生成、成长而优选为1℃/秒以上，更优选为5℃/秒以上。

[制造方法(I)和(II)的工序1中，均热保持后的冷却的冷却停止温度：100℃以上且500℃以下]

如上述，制造方法(I)、(II)均是通过均热保持-冷却来生成规定量的铁素体，冷却停止温度为100℃以上且500℃以下。若冷却停止温度低于100℃，则未相变奥氏体的大部分相变成马氏体，不能确保延展性。上述冷却停止温度优选为120℃以上，更优选为150℃以上。另一方面，若上述冷却停止温度比500℃高，则不能确保强度，MA组织过剩，低温韧性劣化。上述冷却停止温度优选为400℃以下，更优选为300℃以下。

[制造方法(I)和(II)的工序1中，至均热保持温度为止的平均升温速度]

升温至上述均热保持温度时的平均升温速度未特别限定，可以适当选择，例如可以为0.5～50℃/秒左右的平均升温速度。

[制造方法(I)和(II)的工序1中，在均热保持温度下的保持时间(均热保持时间)]

在上述均热保持温度下的保持时间没有特别限定，但若保持时间过短，则加工组织残存，钢的延展性会降低，因此优选为80秒以上。

[制造方法(I)和(II)的工序1中，在100℃以上且500℃以下的温度域保持100秒以上的工序(等温淬火)]

上述冷却后，为了马氏体的回火、使未相变奥氏体相变成贝氏体铁素体，并且为了充分量确保使延伸率特性提高所需要的残留奥氏体，在100℃以上且500℃以下的温度域保持100秒钟以上。保持温度(等温淬火温度)低于100℃时，等温淬火未充分进行，无法得到残留奥氏体5％以上。所述保持温度优选为200℃以上，更优选为250℃以上。另一方面，若所述保持温度高于500℃，则不能达成高强度。因此，所述保持温度为500℃以下，优选为470℃以下，更优选为450℃以下。

另外，若在上述保持温度域的保持时间(等温淬火时间)短，则马氏体的回火、未相变奥氏体向贝氏体铁素体的相变无法充分进行，不能使母相成为贝氏体铁素体和/或回火马氏体，另外MA组织变得过剩，招致低温韧性的降低。因此所述保持温度下的保持时间为100秒以上，优选为150秒以上，更优选为200秒以上。还有，所述保持时间的上限没有特别限定，但若过长时间保持，则除了生产率降低以外，还有固溶碳析出等，残留γ的生成受到阻碍，因此优选为1500秒以下，更优选为1000秒以下。

上述等温淬火后冷却至室温，但这时的平均冷却速度未特别限定，例如以0.4℃/秒以上且200℃/秒以下的平均冷却速度冷却即可。

最终制品是热轧钢板、冷轧钢板时，在制造方法(I)和(II)的任意一个之中，均除了继上述工序1实施下述工序2以外，也可以在上述工序1之后，经过别的工序再实施工序2。最终制品是电镀锌钢板时，上述制造方法(I)和(II)的任意一个，均可以采用以下任意方法：按(工序1)→(工序2)→(电镀锌)的顺序实施的方法；如后述的实施例，按(工序1)→(兼备工序2的电镀锌)的顺序实施的方法；按(工序1)→(电镀锌)→(工序2)的顺序实施的方法。

另一方面，最终制品是熔融镀锌钢板、合金化熔融镀锌钢板时，为了充分取得由下述工序2中的再加热带来的效果，在上述制造方法(I)和(II)的任意一个，均可以按工序1、镀覆处理(此外根据需要进行的合金化处理)、工序2的顺序实施(以下对于镀覆处理、合金化处理详述)。

[制造方法(I)和(II)的工序2；在50℃以上且200℃以下的温度域保持20秒钟以上的工序(再加热工序)]

通过在50℃以上且200℃以下的温度域(再加热温度)保持20秒钟以上进行再加热，能够使残留奥氏体中的堆垛层错减少。若上述再加热温度比50℃低，则使堆垛层错减少的效果小。因此再加热温度为50℃以上。优选为60℃以上，更优选为80℃以上。另一方面，如果再加热温度比200℃高，则使钢的强度降低。因此再加热温度为200℃以下。优选为150℃以下，更优选为100℃以下。

若上述温度域下的保持时间(再加热时间)不足20秒钟，则使堆垛层错减少的效果小。因此上述再加热时间为20秒钟以上。该再加热时间优选为30秒钟以上，更优选为50秒钟以上，进一步优选为80秒钟以上。另一方面，若上述再加热时间过长，则强度降低。因此上述再加热时间优选为10000秒钟以下，更优选为5000秒钟以下。

该再加热(以50℃以上且200℃以下保持20秒钟以上)，只要本发明的高强度钢板的热过程满足所述再加热的温度、时间即可。即，例如在用于表面调整的酸洗、电镀、特殊化成处理、涂装等必然会提高钢板的温度的工序中，钢板的热过程也可以满足所述再加热的温度、时间。

从室温至再加热温度的平均升温速度未特别限定，可以适当选择，例如也可以是0.5～10℃/秒左右的平均升温速度。另外，从再加热温度至室温的平均冷却速度也未特别限定，可以适当选择，例如可以放冷。

另外在本发明中所谓以规定的温度保持，意思是未必一定要持续以同一温度保持，只要在规定的温度范围内，也可以发生变动。例如冷却至上述冷却停止温度后，以100～500℃保持时，可以在100～500℃的范围内恒温保持，也可以在该范围内使之变化。另外，因为上述冷却停止温度和等温淬火的温度域相同，所以冷却停止温度与其后的等温淬火也可以相同(图1和图2的点线)。即，如果上述冷却停止温度在等温淬火的保持温度(100～500℃)的范围内，则可以不进行加热(或冷却)，而是直接保持规定时间，或者也可以在上述温度范围内进行加热(或冷却)之后再保持规定时间。另外从冷却停止温度起加热时的平均升温速度也未特别限定，例如可以为0～10℃/秒左右。

上述Ac₁点和Ac₃点可以根据“莱斯利铁钢材料化学”(丸善株式会社，1985年5月31日发行，273页)所述的下述(a)式、(b)式计算。式中[]表示各元素的含量(质量％)，钢板中未含的元素的含量作为0质量％计算即可。

Ac₁(℃)＝723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W]…(a)

Ac₃(℃)＝910-203×[C]^1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]-(30×[Mn]+11×[Cr]+20×[Cu]-700×[P]-400×[A1]-120×[As]-400×[Ti])…(b)

在最终制品的钢板表面，也可以形成电镀锌层(EG)、熔融镀锌层(GI)、合金化熔融镀锌层(GA)。即本发明对于如下钢板均能够适用：热轧钢板；冷轧钢板；对热轧钢板实施了熔融镀锌的热轧原板熔融镀锌钢板(GI钢板)、对冷轧钢板实施了熔融镀锌的冷轧原板熔融镀锌钢板(GI钢板)；在所述熔融镀锌后进行合金化处理而制造的合金化熔融镀锌钢板(GA钢板)；对热轧钢板实施了电镀锌的热轧原板电镀锌钢板(EG钢板)、对冷轧钢板实施了电镀锌的冷轧原板电镀锌钢板(EG钢板)，其效果可得到发挥。

上述的电镀锌层、熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层的形成方法未特别限定，可以采用常规方法的电镀锌处理法、熔融镀锌处理法，此外还有常规方法的合金化处理法。例如，在制造电镀锌钢板时，可列举一边浸渍在55℃的锌溶液中一边通电，进行电镀锌处理的方法。在制造熔融镀锌钢板时，可列举使之浸渍在温度调整到大约430～500℃的镀浴中实施熔融镀锌，其后进行冷却的方法。另外，在制造合金化熔融镀锌钢板时，可列举在上述熔融镀锌之后，加热至500～750℃左右的温度后进行合金化，加以冷却的方法。

另外，(每一面的)镀覆附着量也未特别限定，例如可列举电镀锌钢板的情况为10～100g/m²左右，熔融镀锌钢板的情况为10～100g/m²左右。

本发明的技术特别能够适合在板厚6mm以下的薄钢板中采用。

本申请基于2012年12月12日申请的日本专利申请第2012-271792号主张优先权的利益。2012年12月12日申请的日本专利申请第2012-271792号的说明书的全部内容，用于本申请的参考并援引。

【实施例】

以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的主旨的范围当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

真空熔炼下述表1所示的成分组成的钢(余量是铁和不可避免的杂质，表1中空栏意思是元素没有添加)，并制造实验用的板坯。表1中也一并显示Ac₁点和Ac₃点。另外，在表1和后述的表2～7中，带下划线的数值表示脱离规定的范围或特性不满足合格标准的数值。对于上述板坯，以下述条件进行热轧→冷轧→连续退火，制造板厚1.4mm的冷轧钢板。

[热轧]

将上述板坯加热至1250℃，以该温度保持30分钟后，以压下率90％、终轧温度为920℃的方式进行热轧后，从该温度以30℃/秒的平均冷却速度冷却至卷取温度500℃并进行卷取。卷取后，在该卷取温度(500℃)下保持30分钟。接着炉冷至室温而制造板厚2.6mm的热轧钢板。

[冷轧]

对于所得到的热轧钢板进行酸洗，除去表面的氧化皮后，以冷轧率46％进行冷轧，制造板厚1.4mm的冷轧钢板。

[冷轧钢板(CR)的退火]

以表2～4所示的条件，对于冷轧后的钢板进行均热保持→冷却→等温淬火→冷却→再加热，制造供试钢。还有，在表2～4的“制造方法”的项目中，对相当于上述制造方法(I)或脱离该制造方法的条件的例子标注“I”，对相当于上述制造方法(II)或脱离该制造方法的条件的例子标注“II”。

表中，均热保持的温度表述为“均热温度(℃)”，均热后的至冷却停止温度为止的冷却速度表述为“平均冷却速度1(℃/s)”，冷却停止温度表述为“冷却停止温度(℃)”，从冷却停止温度至等温淬火温度为止的升温速度表述为“平均升温速度(℃/s)”，等温淬火的温度域表述为“等温淬火温度(℃)”，在等温淬火温度域的保持时间(秒)表述为“等温淬火时间(s)”，从等温淬火温度至室温的冷却速度表述为“平均冷却速度2(℃/s)”，再加热工序中的加热温度表述为“再加热温度(℃)”，再加热温度下的保持时间(秒)表述为“再加热时间(s)”。还有，本实施例中，使均热保持温度(均热温度)下的保持时间为100秒～600秒。另外，再加热后冷却至室温而得到冷轧钢板。

[电镀锌钢板(EG)的退火]

以表2～4所示的条件，对于冷轧后的钢板进行均热保持→冷却→等温淬火后，冷却至室温，浸渍在55℃的镀锌浴中进行再加热，实施电镀处理(电流密度30～50A/dm²)后，进行水洗、干燥而得到电镀锌钢板(镀锌附着量：10～100g/m²(每一面))。

[熔融镀锌钢板(GI)的退火]

以表2所示的条件，对于冷轧后的钢板进行均热保持→冷却→等温淬火后，浸渍在450℃的镀锌浴中实施镀覆处理后，冷却至室温。其后，以表2所示的条件进行再加热，冷却至室温，从而得到熔融镀锌钢板(镀锌附着量：10～100g/m²(每一面))。

[合金化熔融镀锌钢板(GA)的退火]

以表2～4所示的条件，对于冷轧后的钢板进行均热保持→冷却→等温淬火后，浸渍在450℃的镀锌浴中实施镀覆处理后，再以550℃进行合金化处理后，冷却至室温。其后，以表2～4所示的条件进行再加热，冷却至室温而得到合金化熔融镀锌(GA)。

还有，在上述镀覆处理中，适当进行碱水溶液浸渍脱脂、水洗、酸洗等清洗处理。

对于各供试钢，如以下详述，进行金属组织的测定、机械特性的评价、和低温韧性的评价。

[金属组织的测定]

铁素体的体积率、MA组织(初生马氏体和残留奥氏体的混合组织)的体积率、余量组织(贝氏体铁素体和/或回火马氏体)以如下方式测定。

即，研磨退火后的钢板的截面，如下述所述这样使之腐蚀之后，使用光学显微镜或扫描型电子显微镜(SEM)观察板厚的1/4位置。然后，对于用光学显微镜或SEM拍摄的金属组织照片进行图像分析，测定各组织的体积率。在下述中表示详情。

(铁素体的体积率)

在上述研磨后，以硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，以SEM(1000倍)观察3个视野(100μm×100μm尺寸/视野)，由网格间隔5μm、网格点数20×20的点算法测定铁素体的体积率，计算3个视野的平均值(表中，表述为“铁素体(vol.％)”)。

(MA组织(初生马氏体和残留奥氏体的混合组织)的体积率)

在上述研磨后，以lepera试剂腐蚀，用光学显微镜(1000倍)观察3个视野(100μm×100μm尺寸/视野)，通过网格间隔5μm、网格点数20×20的点算法测定MA组织的体积率，计算3个视野的平均值(表中，表述为“MA(vol.％)”)。还有，经过上述lepera试剂腐蚀而白色化的地方，作为MA组织观察。

(余量组织(贝氏体铁素体和/或回火马氏体)的体积率)

还有，对于余量组织也进行观察，确认余量组织是贝氏体铁素体和/或回火马氏体。因此，贝氏体铁素体和/或回火马氏体的体积率，由[100％-(铁素体的体积率)-(MA组织的体积率)]求得(表中，表述为“贝氏体铁素体/回火马氏体(vol.％)”)。

残留奥氏体的体积率、残留奥氏体中的堆垛层错分别以如下方式测定。

(残留奥氏体(残留γ)的体积率)

使用#(编号)1000～#(编号)1500的砂纸研磨至板厚1/4位置后，再对表面进行电解研磨至深度10～20μm左右，之后使用X射线衍射装置(理学制RINT1500)进行测定。具体来说，使用Co靶，作为40kV-200mA左右的输出功率，以2θ测定40°～130°的范围，根据所得到的bcc(α)的衍射峰值(110)、(200)、(211)及fcc(γ)的衍射峰值(111)、(200)、(220)、(311)进行残留γ的定量测定(表中，表述为“γ(vol.％)”)。

(残留奥氏体中的堆垛层错)

如下述操作步骤所示，从钢板上切下10mm×10mm×1.4mm的钢坯，研磨至板厚1/4位置成为厚度0.1mm之后，进行冲裁，通过电解研磨，形成透射型电子显微镜(TEM)观察用的直径3mm的薄膜。

一边使用图3一边说明观察、测定例。首先利用透射型电子显微镜以低倍率(例如5000倍)对组织的全体以明场像进行观察，通过暗场像确认残留奥氏体的存在位置之后，换成高倍率(150000倍)聚拢到该残留奥氏体上。其明场像显示在图3的a中。由于残留奥氏体容易在暗场像中确认，所以如图3的b所示，得到暗场像(该图3的b是将所述图3的a变成暗场像)，观察残留奥氏体中的堆垛层错。图3的b的照片中的堆垛层错以箭头表示。另外，在图3的c中，示意性地表示该图3的b的照片中的残留奥氏体的区域和该残留奥氏体中的堆垛层错。图3的c中的残留奥氏体的区域内的竖线、斜线全部表示堆垛层错。

根据该照片，作为残留奥氏体中的堆垛层错，求得(残留奥氏体中的堆垛层错的长度的总和)/(残留奥氏体的面积)。针对包含n＝10的残留奥氏体的试样进行该测定，求得其平均值。

(测定条件)

(电解薄膜法)

制作步骤：切割→研磨(0.1mmt)→冲裁(3mmφ)→电解研磨

制作装置：Struers制Tenupol-3

电解液：5％高氯酸-95％醋酸

(TEM观察)

TEM观察装置：日立制作所制透射电子显微镜H-800

加速电压：200kV

[机械特性的评价]

供试钢的机械特性是使用JISZ2201所规定的5号试验片进行拉伸试验，测定屈服强度(YS：MPa)、抗拉强度(TS：MPa)和延展性(EL：％)。上述试验片从供试材上，以使相对于轧制方向垂直的方向为纵长方向的方式切下。根据所得到的抗拉强度和延展性计算TS×EL平衡(TS×EL)。

然后在本发明中，抗拉强度(TS)为1180MPa以上时评价为高强度(合格)，低于1180MPa时评价为强度不足(不合格)。

延展性(EL)为12％以上时评价延展性优异(合格)，低于12％时评价为延展性不足(不合格)。

强度与延展性的平衡(TS×EL平衡)，在TS(MPa)×EL(％)为15000(MPa·％)以上时，评价为强度与延展性的平衡优异(合格)，低于15000(MPa·％)时，评价为强度与延展性的平衡不足(不合格)。

[低温韧性的评价]

低温韧性的评价是制作摆锤冲击试验(JISZ2224)所规定的JIS4号摆锤冲击试验片，以-40℃进行2次摆锤冲击试验，测定脆性断裂面率与吸收能(J)(在下述表4和表5中只显示-40℃下的吸收能)。然后，-40℃下的吸收能(J)的平均值为9(J)以上时评价为低温韧性优异(合格)，低于9(J)时评价为低温韧性差(不合格)。

这些结果显示在表5～7中。

还有，钢种Y、钢种Z，在冷轧后的钢板上发生裂纹而不良，因此没有进行其后的连续退火。这些钢种Y(C、Si量多)和钢种Z(Mn量多)认为是不满足本发明所规定的成分组成的例子，因为热轧后的强度过高，所以裂纹发生。

【表1】

【表2】

【表3】

【表4】

【表5】

【表6】

【表7】

由表1～7可知以下内容。实验No.1、2、5～7、9～32、40和46～56是使用满足本发明的成分组成的钢种，以本发明所规定的退火条件进行热处理而制造的例子。这些例子均满足本发明中规定的金属组织，在抗拉强度1180MPa以上的区域，延展性优异，强度-延展性平衡(TS×EL平衡)也良好。另外低温韧性也优异。

相对于此，上述No.以外的例子，如以下详述，不满足本发明中规定的成分组成、制造条件，得不到期望的特性(高强度、高加工性、高的低温韧性)。

即，实验No.33因为C量不足，所以抗拉强度低，残留奥氏体量也少，延展性也差，其结果是，强度-延展性平衡也差。

实验No.34因为Si量不足，所以强度-延展性平衡差。

实验No.35因为Mn量不足，所以抗拉强度低，残留奥氏体量也少，强度-延展性平衡也差。

实验No.36因为从均热温度(Ac₃点以上)起的冷却速度过快，所以铁素体未生成，其结果是延展性劣化，强度-延展性平衡也差。

实验No.37因为从均热温度(低于Ac₃点)起的冷却速度过慢，所以铁素体过剩地生成，得不到1180MPa以上的抗拉强度。

实验No.38因为冷却停止温度过低，所以得不到充分量的残留γ，延展性劣化，强度-延展性平衡也差。

实验No.41因为冷却停止温度过高，所以不能达成高强度，MA量也过剩，低温韧性劣化。

实验No.42因为等温淬火温度过高，所以不能达成高强度。实验No.45因为等温淬火温度过低，所以得不到残留奥氏体量，强度-延展性平衡降低。

实验No.43因为等温淬火时间过短，所以不能使母相为贝氏体铁素体和/或回火马氏体，MA组织增大，低温韧性劣化。

实验No.3、4和39因为未进行再加热，所以残留奥氏体中的堆垛层错多，低温韧性差。实验No.8因为再加热温度过低，所以残留奥氏体中的堆垛层错多，低温韧性差。实验No.44因为再加热温度过高，所以强度降低。

Claims (5)

1.一种抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板，其特征在于，钢板的成分以质量％计含有

C：0.10％以上且0.30％以下、

Si：1.40％以上且3.0％以下、

Mn：0.5％以上且3.0％以下、

P：0.1％以下且不含0％、

S：0.05％以下且不含0％、

Al：0.005％以上且0.20％以下、

N：0.01％以下且不含0％、和

O：0.01％以下且不含0％，

余量由铁和不可避免的杂构成，

并且，所述钢板的板厚1/4位置的组织满足下述(1)～(4)的全部：

(1)以扫描型电子显微镜观察时，相对于全部组织，铁素体的体积率为5％以上且35％以下，且贝氏体铁素体和/或回火马氏体的体积率为50％以上；

(2)在以光学显微镜观察时，相对于全部组织，初生马氏体与残留奥氏体的混合组织即MA组织的体积率为20％以下且不含0％；

(3)以X射线衍射法测定时，相对于全部组织，残留奥氏体的体积率为5％以上；

(4)以透射型电子显微镜观察时，所述残留奥氏体中的堆垛层错为10.0×10^-3nm/nm²以下。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，在所述钢板表面具有电镀锌层、熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。

3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述钢板的成分以质量％计还含有属于下述(A)～(E)中至少任意一项的一种以上的元素：

(A)从Cr：1.0％以下且不含0％和Mo：1.0％以下且不含0％所构成的组中选择的至少一种元素；

(B)从Ti：0.15％以下且不含0％、Nb：0.15％以下且不含0％和V：0.15％以下且不含0％所构成的组中选择的至少一种元素；

(C)从Cu：1.0％以下且不含0％和Ni：1.0％以下且不含0％所构成的组中选择的至少一种元素；

(D)B：0.0050％以下且不含0％；

(E)从Ca：0.0100％以下且不含0％、Mg：0.0100％以下且不含0％和REM：0.0100％以下且不含0％所构成的组中选择的至少一种元素。

4.一种抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板的制造方法，其特征在于，是用于制造权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的方法，包括如下工序：

使用由所述成分构成的钢板，

在(Ac₁点+20℃)以上且低于Ac₃点的温度域进行均热保持，其后，以5℃/秒以上的平均冷却速度冷却至100℃以上且500℃以下的温度域为止，接着在100℃以上且500℃以下的温度域保持100秒以上之后，冷却至室温的工序；

在50℃以上且200℃以下的温度域保持20秒以上的工序。

5.一种抗拉强度为1180MPa以上的高强度钢板的制造方法，其特征在于，是用于制造权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的方法，包括如下工序：

使用由所述成分构成的钢板，

在Ac₃点以上且950℃以下的温度域进行均热保持，其后，以50℃/秒以下的平均冷却速度冷却至100℃以上且500℃以下的温度域为止，接着在100℃以上且500℃以下的温度域保持100秒以上之后，冷却至室温的工序；

在50℃以上且200℃以下的温度域保持20秒以上的工序。