CN109642280B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有980MPa以上的拉伸强度且具有良好的成型性的高强度钢板。其为具有特定的成分组成和下述组织的高强度钢板：铁素体相的平均粒径为1.5μm以下，铁素体相的面积率为2％以上且15％以下，回火马氏体相的面积率为75％以上且96％以下，每单位面积的未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值为6.3×108μm/m2以上且5.0×1011μm/m2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。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，整个汽车产业均以限制CO2排出量为目的试图改善汽车的燃料效率。对于汽车燃料效率的改善而言，通过使用部件的薄壁化而使汽车轻量化是最有效的，近年来作为汽车部件用原料的高强度钢板的使用量正逐渐增加。
另一方面，钢板的成型性存在随着高强度化而变差的趋势。因此，除了高强度之外，还期望成型性优异的钢板。对于拉伸性不足的钢板而言，成型时由于裂纹等不良状况而导致不能适用于汽车部件等。在使汽车部件等轻量化的方面，必须开发兼具高强度和拉伸性的钢板，迄今为止，针对关注拉伸性的高强度冷轧钢板及熔融镀覆钢板提出了各种技术。
例如，专利文献1公开了下述内容：通过以质量％计含有C：0.03～0.18％、Si：0.01～1.5％、Mn：0.5～3.0％、P：0.001～0.1％、S：0.0001～0.008％、Sol.Al：0.01～0.1％、N：0.0001～0.008％，余量实质为Fe，钢板表层具有厚度为10～100μm且铁素体体积率为90％以上的软质层，中心部组织中回火马氏体体积率为30～80％，对铁素体相中和回火马氏体相中的Si浓度比进行规定，由此可得到加工性及涂装后耐腐蚀性优异的高强度冷轧钢板。
专利文献2公开了下述内容：具有下述成分组成和组织，并且对回火马氏体中的渗碳体晶粒的粒度分布进行规定，由此可得到拉伸性以及拉伸凸缘性的均衡性优异的高强度冷轧钢板，其中，所述成分组成以质量％计含有C：0.03～0.30％、Si：0.1～3.0％、Mn：0.1～5.0％、P：0.1％以下、S：0.1％以下、N：0.01％以下、Al：0.01～1.00％、余量为铁及不可避免的杂质，所述组织中，以面积率计含有70％以上的硬度大于380且为450Hv以下的回火马氏体、余量为铁素体。
专利文献3中公开了下述内容：通过具有下述组成和组织，由此可得到成型性及耐冲击性优异的高强度熔融镀锌钢板，所述组成以质量％计含有C：0.05％以上且0.5％以下、Si：0.01％以上且2.5％以下、Mn：0.5％以上3.5％以下、P：0.003％以上且0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.010％以上且0.5％以下、B：0.0002％以上且0.005％以下、Ti：0.05％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，所述组成满足Ti＞4N，所述组织中，含有以面积率计为60％以上且95％以下的回火马氏体和以面积率计为5％以上且20％以下的平均粒径为5μm以下的残余奥氏体，且前述回火马氏体的平均粒径为5μm以下。
专利文献4中公开了下述内容：作为成分组成，以质量％计具有如下成分组成：C：高于0.10％～低于0.18％、Si：0.01～1.00％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下，S：0.020％以下，Al：0.010～0.500％、Cr：0.010～2.000％、Nb：0.005～0.100％、Ti：0.005～0.100％、B：高于0.0005％～0.0030％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，微观组织包含面积率0～10％的铁素体、面积率15～60％的马氏体、面积率20～50％的回火马氏体、面积率20～50％的贝氏体铁素体，块状马氏体、回火马氏体及贝氏体铁素体的平均晶体粒径各自为15μm以下，贝氏体铁素体的面积率减去回火马氏体的面积率而得的差值为20％以下，在全部马氏体的面积率中所占的邻接相仅由马氏体形成的马氏体的面积率为5％以下，通过对表层组织硬度进行规定，由此可得到耐冲击性及弯曲加工性优异的高强度熔融镀锌钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2005－256044号公报
专利文献2：日本特开2011－52295号公报
专利文献3：日本特开2012－31462号公报
专利文献4：日本特开2015－117403号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，专利文献1中提出的技术中，存在强度、弯曲性不充分的情况。另外，专利文献1中提出的技术中，通过在退火时进行冷却速度不同的两阶段冷却而得到目标组织，但后一阶段的冷却中水冷是必要的。由于汽车部件等在腐蚀环境下使用，因此，期望其镀覆特性良好，而钢板表面附着有水的状态下无法进入镀浴中，因此专利文献1无法适用于熔融镀覆钢板。
在专利文献2中提出的技术中，认为需要控制C(其扩散速度显著快于置换型元素)、并且抑制回火马氏体中的渗碳体的粒生长，但关于粒度分布的控制方法的内容没有公开，认为不能实施。
专利文献3中提出的技术中，表层及中央部分的表层组织对于弯曲性而言并非最适。特别是残余奥氏体相是具有高延性的组织，但在接受极其严苛的加工的板厚表层中，残余奥氏体易发生加工诱发转变，存在转变后的马氏体相给弯曲性带来不良影响的情况。
在专利文献4中提出的技术中，含有Nb、Nb碳氮化物有时对弯曲性产生不良影响。另外，贝氏体铁素体、贝氏体使具有软质bcc结构的铁与硬质渗碳体的界面长度增大，弯曲加工时由具有bcc结构的铁与渗碳体之间的界面剥离引起的微小裂纹产生的可能性增加。
本发明是鉴于上述情况作出的，目的是提供具有980MPa以上的拉伸强度且具有良好的成型性的高强度钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明的发明人为解决上述课题，对于拉伸强度为980MPa以上且兼具良好的成型性的高强度钢板的要件进行深入研究。为获得980MPa的拉伸强度而关注强度和加工性这两者均优异的回火马氏体相。然而，即使是回火马氏体相，在严苛的弯曲条件下也会观察到破裂、局部颈缩等不良状况。因此，关于改善弯曲性的要件进行了进一步研究，结果发现通过灵活运用随着马氏体的转变而产生的转变应变(transformation strain)，或许是因为生成位错(dislocations)，由此而阻碍了弯曲加工时的应力集中并使得应变被分散。在此基础上，探明了若具有特定成分组成、使特定粒径的微细铁素体相以特定量存在，并将回火马氏体相的面积率以及未回火马氏体相与铁素体相或者回火马氏体相之间的界面长度设定在特定范围，则提高了由未回火马氏体相带来的转变应变导入的效果，成为拉伸强度980MPa以上且具有良好成型性的高强度钢板。另外，还探明了该高强度钢板的熔融镀覆的镀覆性也是良好的。
本发明是基于上述发现完成的，其要点如下所述。
[1]高强度钢板，其具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有：C：0.07％以上且0.14％以下，Si：0.65％以上且1.65％以下，Mn：1.8％以上且2.6％以下，P：0.05％以下，S：0.005％以下，Al：0.08％以下，N：0.0060％以下，Ti：0.005％以上且0.030％以下，B：0.0002％以上且0.0030％以下，和选自Cr：0.01％以上且0.40％以下及Mo：0.01％以上且0.50％以下中的一种或两种，余量为Fe及不可避免的杂质，所述成分组成满足下述式(1)，所述高强度钢板中，铁素体相的平均粒径为1.5μm以下，铁素体相的面积率为2％以上且15％以下，回火马氏体相的面积率为75％以上且96％以下，每单位面积的、未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值为6.3×108μm/m2以上且5.0×1011μm/m2以下，
[数学式1]
Figure GDA0001983307530000041
其中，[％M](M＝Cr、Mo、C)分别表示以质量％计的各元素的含量。
[2]如[1]所述的高强度钢板，其除了前述成分组成之外，以质量％计还含有选自以下成分中的一种或两种以上：V：0.001％以上且0.3％以下，Cu：0.001％以上且0.1％以下，及Ni：0.001％以上且0.2％以下。
[3]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其在表面具有熔融镀覆层。
[4]如[3]所述的高强度钢板，其中所述熔融镀覆层具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有：Fe：5.0％以上且20.0％以下，Al：0.001％以上且1.0％以下，和合计为0％以上且3.5％以下的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi及REM中的一种或两种以上，余量为Zn及不可避免的杂质。
[5]如[3]或[4]所述的高强度钢板，其中，所述熔融镀覆层为合金化熔融镀覆层。
[6]高强度钢板的制造方法，其包括：热轧工序，其中在1100℃以上且1300℃以下加热具有[1]或[2]中记载的成分组成的钢原料，实施精轧温度为820℃以上的热轧，精轧结束后3秒以内开始冷却，以30℃/s以上且低于80℃/s的平均冷却速度自精轧温度冷却至700℃，然后以10℃/s以下的平均冷却速度冷却至卷绕温度，以580℃以上且680℃以下的卷绕温度进行卷绕；冷轧工序，其中在所述热轧工序后实施冷轧；退火工序，其中在所述冷轧工序后，在500℃以上且(Ac3－120)℃以下的温度范围内的平均加热速度为4.5℃/s以上的条件下、加热至(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下，冷却至(Ms－150)℃以下后，在200℃以上且440℃以下的温度范围内滞留15秒以上。
[7]如[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，包括在退火工序后再次加热至450℃以上且600℃以下并进行熔融镀覆处理的熔融镀覆工序。
[8]如[7]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在熔融镀覆工序中，在熔融镀覆处理后进一步进行合金化处理。
需要说明，本发明中，“高强度”是指拉伸强度(TS)为980MPa以上。另外，“高强度钢板”是在冷轧钢板、或在冷轧钢板的表面具有熔融镀覆层的熔融镀覆钢板。“熔融镀覆钢板”不仅包括熔融镀覆钢板，还包括合金化熔融镀覆钢板。
发明的效果
本发明的高强度钢板兼具拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度以及优异的成型性。因此，若将本发明的高强度钢板应用于汽车部件、特别是汽车用骨架部件，可实现汽车部件的进一步轻量化。另外，本发明的高强度钢板的熔融镀覆的镀覆性也是优异的，因此能够制成兼具高强度和优异的成型性、且抑制非镀覆部位的产生的熔融镀覆钢板。
具体实施方式
以下对于本发明的实施方式进行说明。
＜高强度钢板的成分组成＞
本发明的高强度钢板的成分组成以质量％计含有：C：0.07％以上且0.14％以下，Si：0.65％以上且1.65％以下，Mn：1.8％以上且2.6％以下，P：0.05％以下，S：0.005％以下，Al：0.08％以下，N：0.0060％以下，Ti：0.005％以上且0.030％以下，B：0.0002％以上且0.0030％以下，和选自Cr：0.01％以上且0.40％以下及Mo：0.01％以上且0.50％以下中的一种或两种，并且满足下述式(1)
[数学式2]
Figure GDA0001983307530000061
其中，[％M](M＝Cr、Mo、C)分别表示以质量％计的各元素的含量。
以下对各成分组成进行说明。以下的说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。
C：0.07％以上且0.14％以下
C与未回火马氏体相及回火马氏体相的形成以及其强度有关。为了得到980MPa以上的拉伸强度，需要至少以0.07％以上的含量含有C。另一方面，若C含量高于0.14％，则形成粗大的渗碳体，弯曲性下降。因此，本发明中，C含量为0.07％以上且0.14％以下。关于C含量的下限，优选为0.08％以上，更优选为0.09％以上，进一步优选0.10％以上。关于C含量的上限，优选为0.13％以下，更优选为0.12％以下，进一步优选0.11％以下。
Si：0.65％以上且1.65％以下
Si是使加工硬化能力提高、有助于弯曲性的提高的元素。Si也参与铁素体相生成，在制造本发明的高强度钢板时通过急速加热而使之退火，若Si低于0.65％则变得难以稳定地获得所期望的铁素体相的面积率，弯曲性变低。由以上可知，为获得本发明所要求的弯曲性，至少需要含有0.65％以上的Si。另外，若Si高于1.65％，则对镀覆性的不良影响变得显著。因此，本发明中，Si含量为1.65％以下。关于Si含量的下限，优选为0.80％以上，更优选为0.90％以上，进一步优选1.00％以上。关于Si含量的上限，优选为1.60％以下，更优选为1.50％以下，进一步优选为1.40％以下。
Mn：1.8％以上且2.6％以下
Mn是提高淬硬性、有助于抑制粗大铁素体相的生成的元素。为获得本发明所需要的淬硬性，需要含有1.8％以上的Mn。另一方面，由于Mn使Ms点降低，因此若Mn量过多，则无法得到本发明所规定的未回火马氏体相。另外，由于Mn使马氏体转变开始温度降低，在制造本发明的高强度钢板时的退火工序中，在至冷却停止温度(Ms－150℃)以下的冷却中需要极高的冷却速度。从这样的冷却速度的控制性变差的观点考虑，弯曲性变差。另外，Mn使镀覆性降低。由于以上原因，本发明中，Mn含量为1.8％以上且2.6％以下。关于Mn含量的下限，优选为1.9％以上，更优选为2.0％以上，进一步优选为2.1％以上。关于Mn含量的上限，优选为2.5％以下，更优选为2.4％以下，进一步优选为2.3％以下。
P：0.05％以下
P是在晶界处偏析而使弯曲性变差的元素。本发明中，可允许P含量至多为0.05％以下。P含量为0.05％以下，优选为0.04％以下。尽管期望尽可能降低P含量，但制造上存在不可避免地混入0.002％的P的情况。
S：0.005％以下
S在钢中形成粗大的MnS，其在热轧时伸展并形成楔状夹杂物，由此对弯曲性带来不良影响。本发明中，可允许S含量至多为0.005％。S含量为0.005％以下，优选为0.003％以下。尽管期望尽可能降低S含量，但制造上存在不可避免地混入0.0002％的S的情况。
Al：0.08％以下
在制钢的阶段作为脱氧剂添加Al的情况下，优选以0.02％以上含有Al，更优选0.03％以上。另一方面，Al形成使弯曲性变差的氧化物。因此，本发明中，Al含量为0.08％以下，优选为0.07％以下。更优选为0.06％以下，进一步优选为0.05％以下。
N：0.0060％以下
N是通过与Ti、B结合而形成粗大的夹杂物，从而对弯曲性带来不良影响、使淬硬性降低、妨碍微细铁素体相的形成的有害元素。本发明中，可允许N含量至多为0.0060％。N含量为优选0.0050％以下。更优选为0.0040％以下。尽管期望尽可能降低N的含量，但制造上存在不可避免地混入0.0005％的N的情况。
Ti：0.005％以上且0.030％以下
Ti是将有害元素N以氮化物的形式固定、可防止由N导致的、来自B的淬硬性降低的元素。为了抑制由B带来的淬硬性降低，至少需要含有0.005％以上的Ti。另一方面，若Ti高于0.030％，则因粗大的含Ti的碳氮化物而使弯曲性降低。因此，本发明中，Ti含量为0.005％以上且0.030％以下。进一步地，将Ti含量设为0.010％以上且0.028％以下，优选将其他可形成粗大夹杂物的元素Nb限制为低于0.003％。
B：0.0002％以上且0.0030％以下
B是使淬硬性提高、有助于微细铁素体相生成的元素。为获得该效果，至少需要含有0.0002％以上的B。另一方面，若B含量高于0.0030％，则因为由固溶B带来的延性降低的不良影响而使得弯曲性降低。因此，本发明中，B含量为0.0002％以上且0.0030％以下。关于B含量的下限，优选为0.0005％以上，更优选为0.0006％以上，进一步优选为0.0010％以上。关于B含量的上限，优选为0.0025％以下，更优选为0.0020％以下，进一步优选为0.0016％以下。
选自Cr：0.01％以上且0.40％以下及Mo：0.01％以上且0.50％以下中的一种或两种
Cr及Mo是使淬硬性提高的元素且是有助于微细铁素体相形成的元素。为获得该效果，需要含有0.01％以上的Cr、0.01％以上的Mo，或分别含有0.01％以上的Cr及Mo。另一方面，若Cr高于0.40％则上述效果达到饱和，因此上限设为0.40％。另外，若Cr含量超过0.40％，则镀覆性降低，变得无法获得具有良好镀覆性状的钢板，因此从镀覆性的观点出发也优选设为0.40％以下。另一方面，若Mo含量高于0.50％，则转变点超出适当的范围，变得无法获得本发明所规定的未回火马氏体相。因此，本发明中，Cr含量为0.40％以下，Mo含量为0.50％以下。关于Cr含量的下限，优选为0.02％以上，更优选为0.03％以上，进一步优选为0.04％以上。关于Cr含量的上限，优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下，进一步优选为0.20％以下。关于Mo含量的下限，优选为0.02％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。关于Mo含量的上限，优选为0.43％以下，更优选为0.40％以下，进一步优选为0.30％以下。
满足式(1)
Cr及Mo除了可得到由退火时的淬硬性提高带来的抑制粗大铁素体相生成的效果之外，还可得到在热轧工序中的精轧结束后的冷却过程中阻碍奥氏体→铁素体转变时的奥氏体/铁素体界面移动，从而使热轧组织微细化的效果。通过使热轧组织微细化，使得热轧板中生成很多C浓度高的部分，可获得本发明所规定的未回火马氏体组织，但在C含量高的情况下，C浓度高的部分的分布密度变得稀疏，无法获得本发明所规定的组织。为对此加以抑制，需要在满足式(1)范围内含有Cr及Mo。Mo的系数表示改变C的分布密度的影响的大小。式(1)的左边的优选范围为2.1以上。式(1)没有上限，由Cr及Mo的含量上限决定。
以上是本发明的高强度钢板的成分组成的基本构成，但本发明的高强度钢板以质量计还可以含有选自以下成分中的一种或两种以上：V：0.001％以上且0.3％以下，Cu：0.001％以上且0.1％以下，及Ni：0.001％以上且0.2％以下。
V、Cu及Ni是有助于进一步高强度化的元素。通过含有这些元素而改善了强度稳定性。为获得该效果，V、Cu及Ni优选分别含有至少0.001％以上。另一方面，若V含量高于0.3％、Cu含量高于0.1％、Ni含量高于0.2％，则钢板的转变点发生变化，难以获得本发明所要求的组织。优选的V含量为0.01％以上且0.2％以下，优选的Cu含量为0.01％以上且0.08％以下，优选的Ni含量为0.01％以上且0.1％以下。
上述成分以外的成分为Fe及不可避免的杂质。需要说明，上述成分组成中，在可以不含有的成分的含量未达到下限值的情况下，将该成分视为作为不可避免的杂质而含有的成分。
另外，本发明的高强度钢板优选进一步满足下述式(2)。
[％Cr]≦0.215[％Si]2－0.8[％Si]+0.747(2)
其中，[％M](M＝Cr、Si)分别表示以质量％计的各元素的含量。
满足式(2)
若含有Si和Cr这两者，则由于协同效应而使镀覆性变差。因此，从镀覆性的观点出发，相对于Si的含量而言Cr的含量上限发生变化。式(2)是由使Si变化时的、使得镀覆性变得良好的Cr上限量的关系得到的近似式。在满足式(2)的范围内，可获得具有良好镀覆性的钢板。
＜高强度钢板的金属组织＞
接下来，对本发明的高强度钢板的金属组织(钢组织)进行说明。对于金属组织而言，可使用扫描电子显微镜对高强度钢板的与轧制方向平行的截面进行组织观察来求出。
本发明的高强度钢板的金属组织为：铁素体相的平均粒径为1.5μm以下，铁素体相的面积率为2％以上且15％以下，回火马氏体相的面积率为75％以上且96％以下，每单位面积的、未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值为6.3×108μm/m2以上且5.0×1011μm/m2以下。
铁素体相的平均粒径为1.5μm以下，铁素体相的面积率为2％以上且15％以下
铁素体相是具有延性的组织，且具有使弯曲性改善的效果。若为完全不含铁素体相的组织，则加工硬化能力、延性不足，由于弯曲加工时延性不足或者发生应力集中而导致产生破裂。另一方面，若铁素体晶粒粗大，则阻碍微细的未回火马氏体相的生成，反而使弯曲性变差。另外，若铁素体相过多，则变得难以通过本发明的高强度钢板中的未回火马氏体相及回火马氏体相来获得980MPa以上的拉伸强度。因此，从强度及弯曲性的观点出发，需要同时抑制铁素体相的平均粒径及面积率。本发明中，需要将铁素体相的平均粒径设为1.5μm以下，将铁素体相的面积率设为2％以上且15％以下。优选地，铁素体相的平均粒径为1.2μm以下，铁素体相的面积率为2％以上且10％以下。铁素体相的平均粒径的下限没有特别限定，但例如铁素体相的平均粒径为0.1μm以上。
回火马氏体相的面积率为75％以上且96％以下
回火马氏体相是可观察到在晶粒内具有取向性的微细的铁系碳化物和腐蚀痕迹的组织。作为铁系碳化物，可举出渗碳体、η碳化物、χ碳化物、ε碳化物等。所述回火马氏体相的强度和拉伸性的均衡性优异，本发明中主要利用回火马氏体相获得强度。若回火马氏体相的面积率低于75％，则拉伸强度具有降低的趋势；虽然也与铁素体相的平均粒径、铁素体相的面积率有关，但若回火马氏体相的面积率低于75％，则拉伸强度可能出现低于980MPa的情况。另一方面，若回火马氏体相的面积率高于96％，则将无法获得本发明所要求的良好的弯曲性。基于以上情况，本发明中，回火马氏体相的面积率为75％以上且96％以下。组织越是均一则拉伸特性的波动越是变小，从该趋势考虑，回火马氏体相的面积率更优选高于85％。进一步优选为86％以上。关于其上限，优选为94％以下，更优选为91％以下。需要说明，可利用下述方式生成回火马氏体相：例如，在后述本发明的高强度钢板的制造方法中的退火工序中在加热后通过骤冷而生成马氏体相，该马氏体相在通过滞留(保持)于200℃以上且440℃以下的温度范围内的过程中发生变化而生成回火马氏体相。
每单位面积的、未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值为6.3×108μm/m2以上且5.0×1011μm/m2以下
未回火马氏体相是在晶粒内观察不到铁系碳化物、但利用扫描电子显微镜可观察到白色对比的组织。若每单位面积的未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值为6.3×108μm/m2以上且5.0×1011μm/m2以下，则成为具有良好弯曲性的钢板。若该界面长度为6.3×108μm/m2以上且5.0×1011μm/m2以下，则推测通过向钢板内部适当导入位错，从而防止弯曲加工时的应力集中、获得良好的弯曲性。未回火马氏体相可通过后文详述的本发明的高强度钢板的制造方法而获得。通过该未回火马氏体相生成时的转变应变而向邻接的组织导入位错。若未回火马氏体相的邻接组织为未回火马氏体相，则无法得到由位错导入带来的弯曲性提高效果。因此，未回火马氏体相中需要有与铁素体相或者回火马氏体相邻接的区域，为了获得提高弯曲性的效果，每单位面积的未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值需要为6.3×108μm/m2以上。另一方面，若该界面长度高于5.0×1011μm/m2，则由于过度地导入位错而使弯曲性降低。关于每单位面积的未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值，其下限优选为8.0×108μm/m2以上，且更优选为1.0×1010μm/m2以上。关于其上限，优选为4.6×1011μm/m2以下。更优选为20×1010μm/m2以下。
除铁素体相、回火马氏体相、未回火马氏体相以外，也可以例如以4％以下左右含有残余奥氏体相(残余γ)、贝氏体相(B)。需要说明，本发明中，上述界面长度在特定的范围内时，未回火马氏体的面积率没有特别限定，但大多为1～5％。
＜熔融镀覆层＞
本发明的高强度钢板也可以为在表面具有熔融镀覆层的钢板、也即熔融镀覆钢板、合金化熔融镀覆钢板。以下对该熔融镀覆层进行说明。本发明中，构成熔融镀覆层的成分没有特别限定，可为一般的成分。作为熔融镀覆层，可举出Zn系镀覆层、Al系镀覆层。作为Zn系镀覆，可举出一般的熔融镀锌(GI)、Zn－Ni系镀覆、Zn－Al系镀覆等。另外，作为Al系镀覆，可例示Al－Si系镀覆(例如，含有10～20质量％的Si的Al－Si系镀覆)等。作为Zn系镀覆层，具体地可举出例如下述熔融镀锌层，其以质量％计含有Fe：5.0～20.0％、Al：0.001％～1.0％，进一步地含有合计为0～3.5％的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REM中的一种或两种以上，余量为Zn及不可避免的杂质。另外，熔融镀覆层可为经合金化的合金化熔融镀覆层。作为合金化熔融镀覆层，例如可举出合金化熔融镀锌(GA)层。镀覆的附着量是任意的，但从焊接性的观点出发，理想的是单面为120g/m2以下。另外，附着量的下限没有特别限定，但通常为30g/m2以上。
本发明的高强度钢板的板厚没有特别限定，但优选为0.5mm以上且2.6mm以下。高强度钢板具有镀覆层的情况下，板厚是除去镀覆层以外的基底钢板的板厚。
＜高强度钢板的制造方法＞
接下来，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。本发明的高强度钢板的制造方法包括热轧工序、冷轧工序、退火工序。具体地，本发明的高强度钢板的制造方法包括：热轧工序，其中在1100℃以上且1300℃以下加热具有上述成分组成的钢原料，实施精轧温度为820℃以上的热轧，精轧结束后3秒以内开始冷却，以30℃/s以上且低于80℃/s的平均冷却速度自精轧温度冷却至700℃，然后以10℃/s以下的平均冷却速度冷却至卷绕温度，以580℃以上且680℃以下的卷绕温度进行卷绕；冷轧工序，其中在所述热轧工序后实施冷轧；退火工序，其中在所述冷轧工序后，在500℃以上且(Ac3－120)℃以下的温度范围内的平均加热速度为4.5℃/s以上的条件下、加热至(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下，冷却至(Ms－150)℃以下后，在200℃以上且440℃以下的温度范围内滞留15秒以上。另外，在制造表面具有熔融镀覆层的高强度钢板的情况下，上述退火工序后，包括再次加热至450℃以上且600℃以下并进行熔融镀覆处理的熔融镀覆工序。进一步地，在制造表面具有合金化熔融镀覆层的高强度钢板的情况下，在熔融镀覆工序中，在熔融镀覆处理后进一步进行合金化处理。以下对各工序进行详细说明。需要说明，以下的说明中，除非另有说明，否则温度为钢原料、钢板的表面温度。另外，平均加热速度设为((加热后的表面温度－加热前的表面温度)/加热时间)，平均冷却速度设为((冷却前的表面温度－冷却后的表面温度)/冷却时间)。
(热轧工序)
热轧工序是如下所述的工序：在1100℃以上且1300℃以下加热具有上述成分组成的钢原料，实施精轧温度为820℃以上的热轧，精轧结束后3秒以内开始冷却，以30℃/s以上且低于80℃/s的平均冷却速度自精轧温度冷却至700℃，然后以10℃/s以下的平均冷却速度冷却至卷绕温度，以580℃以上且680℃以下的卷绕温度进行卷绕。
用于制造上述钢原料的熔炼方法没有特别限定，可采用转炉、电炉等已知的熔炼方法。另外，可在真空脱气炉中进行两次精炼。然后，从生产率、品质上的问题出发，优选通过连续铸造法制成板坯(slab)(钢原料)。另外，也可使用铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等已知的铸造方法制成板坯。
钢原料的加热温度：1100℃以上且1300℃以下
在本发明中，在粗轧之前先对钢原料进行加热，钢原料的钢组织需要实质上为均质的奥氏体相。另外，为了抑制粗大的夹杂物的生成，控制加热温度是重要的。若加热温度低于1100℃，则无法获得所期望的终轧温度。另一方面，若加热温度超过1300℃，则氧化皮(scale)损失增大，对加热炉的炉体的损伤变大。因此，钢原料的加热温度需要设为1100℃以上且1300℃以下。关于钢原料的加热温度的下限，优选为1120℃以上，更优选为1150℃以上。关于上限，优选为1280℃以下，更优选为1260℃以下。需要说明，关于上述加热后的粗轧的粗轧条件，没有特别限定。
精轧温度：820℃以上
粗轧后的精轧于820℃以上的温度进行。若精轧温度低于820℃，则轧制过程中奥氏体→铁素体转变开始，由于铁素体晶粒进行粒生长而无法得到本发明所规定的钢板组织。因此，在本发明的制造方法中，精轧温度为820℃以上。精轧温度优选为840℃以上。精轧温度的上限没有特别限定，但通常为1000℃以下。
精轧结束后3秒以内开始冷却，以30℃/s以上且低于80℃/s的平均冷却速度自精轧温度冷却至700℃，然后以10℃/s以下的平均冷却速度冷却至卷绕温度，以580℃以上且680℃以下的卷绕温度进行卷绕。
在热轧钢板中，为了使未回火马氏体相的界面长度增大而落入上述特定范围，需要制备具有微细的铁素体组织的组织。精轧结束后，若直至从精轧温度至700℃以30℃/s以上的平均冷却速度进行冷却的冷却开始时间为止超过3秒(s)，则奥氏体→铁素体转变在高温条件下开始，将无法获得微细的铁素体组织。同样地，自该冷却开始至700℃是奥氏体－铁素体晶界移动速度快、铁素体晶粒容易粗大化的温度范围。因此，自精轧温度冷却至700℃的平均冷却速度需要设为30℃/s以上。另一方面，若以80℃/s以上的冷却速度冷却，则冷却停止温度的控制变得不稳定，可能无法促进后述700℃以下的C扩散，进而难以获得所期望的钢板组织。在700℃以下，需要使C向铁素体界面及晶界三相点处扩散而形成浓度高的部分，促进未回火马氏体相的形成。因此，自700℃至卷绕温度的平均冷却速度需要为10℃/s以下。在精轧结束后0.1秒以上、2.0秒以内，以35℃/s以上且低于80℃/s的平均冷却速度自精轧温度冷却至700℃后，优选以8℃/s以下的平均冷却速度冷却至卷绕温度。需要说明，以30℃/s以上且低于80℃/s的平均冷却速度自精轧温度冷却至700℃进行的冷却以及其后的以10℃/s以下的平均冷却速度冷却至卷绕温度的冷却可以连续进行，但在以30℃/s以上且低于80℃/s的平均冷却速度自精轧温度至700℃进行的冷却后，从上述C浓度的分布的观点出发，优选的是，在680℃以上且700℃以下滞留3秒以上、15秒以下而不进行强制冷却(即，不进行特别的冷却操作)，其后以10℃/s以下的平均冷却速度冷却至卷绕温度。另外，至卷绕温度为止的上述平均冷却速度的下限没有特别限定，但通常为1℃/s以上。
卷绕温度为580℃以上且680℃以下
在卷绕中，重要的是不使所生成的微细铁素体组织变化、并且不使贝氏体相等低温转变相生成。若低于580℃，则存在贝氏体转变开始的可能性，无法获得本发明所规定的未回火马氏体组织。另一方面，若卷绕温度高于680℃，则由于铁素体晶粒的粒生长而使未回火马氏体相与铁素体相及回火马氏体相之间的界面长度降低。由以上可知，卷绕温度的范围需要为580℃以上且680℃以下。关于下限，为600℃以上的理想的，更优选为610℃以上。关于上限，优选为660℃以下、更优选为650℃以下。
(冷轧工序)
冷轧工序是在上述热轧工序后对热轧板进行冷轧的工序。为获得所期望的板厚，需要对热轧工序后的热轧板实施冷轧。本发明中，冷轧工序的条件没有特别限定。从冷轧时的板形状的观点出发，优选将冷轧的轧制率设为40～80％。
(退火工序)
退火工序是在冷轧工序后，在500℃以上且(Ac3－120)℃以下的温度范围内的平均加热速度为4.5℃/s以上的条件下、加热至(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下，冷却至(Ms－150)℃以下后，在200℃以上且440℃以下的温度范围内滞留15秒以上的工序。退火工序利用例如无氧化型或者直接火焰型的连续退火生产线进行，在设置熔融镀覆层的情况下利用无氧化型或者直接火焰型连续熔融镀覆生产线进行。
500℃以上且(Ac3－120)℃以下的温度范围内的平均加热速度为4.5℃/s以上
在热轧工序中，尽管为了获得本发明所规定的马氏体相而形成微细铁素体相，但若在退火工序中的加热时发生回复则会失去形成该微细铁素体相的效果，因此，需要在阻止回复的同时进行再结晶、或者进行铁素体→奥氏体转变。回复在500℃以上进行、且再结晶或者铁素体→奥氏体转变在(Ac3－120)℃以下开始，因此在本发明中在冷轧工序后加热至(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下时，500℃以上且(Ac3－120)℃以下的温度范围内的平均加热速度需要设为4.5℃/s以上。Ac3是指加热时使铁素体完成向奥氏体的转变的温度。在500℃以上且(Ac3－120)℃以下的温度范围内的平均加热速度优选为5.0℃/s以上。需要说明，在冷轧工序后加热至(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下时，在低于500℃以及高于(Ac3－120)℃的温度下的加热速度没有特别限定。另外，上述平均加热速度的上限没有特别限定，但通常为50℃/s以下。
加热温度(退火温度)：(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下
加热工序中，需要适量形成铁素体相。若加热温度在(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下的范围之外，则变得无法获得本发明所规定的铁素体相的面积率。加热温度优选为(Ac3－40)℃以上且(Ac3－15)℃以下。需要说明，(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下的滞留时间没有特别限定，但例如为300秒以下，优选为30秒以上、300秒以下，更期望为50秒以上、250秒以下。
加热后的冷却停止温度(冷却结束温度)：(Ms－150)℃以下
加热后的冷却中，需要使组织的大部分为马氏体相。此时，若未形成马氏体相、而以奥氏体原样残存，则最终形成粗大的未回火马氏体相或者残余奥氏体，使弯曲性降低。为避免上述不良影响，(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下的加热后的冷却停止温度需要设为(Ms－150)℃以下，即，以(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下加热后，需要冷却至(Ms－150)℃以下。需要说明，Ms是指冷却期间奥氏体开始向马氏体相转变的温度。为稳定地获得所期望的组织，加热后的冷却停止温度优选设为(Ms－170)℃以下且(Ms－300)℃以上。另外，本发明中，通过Cr、Mo及B而使淬硬性升高，但若从(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下的加热结束时开始至存在铁素体相的粒生长的可能性的550℃为止的平均冷却速度低于30℃/s，则铁素体晶粒具有发生粒生长的可能性，因此，上述至550℃的平均冷却速度优选设为35℃/s以上，进一步优选设为40℃/s以上。上述平均冷却速度的上限没有特别限定，通常为70℃/s以下。需要说明，冷却至(Ms－150)℃以下后，在(Ms－150)℃以下的温度滞留(例如7s以上且50s以下)后，优选进行在200℃以上且440℃以下滞留15s以上的工序。
在200℃以上且440℃以下滞留15s以上
为了使通过冷却至(Ms－150)℃以下而获得的马氏体相成为回火马氏体相，需要在200℃以上且440℃以下的温度范围内滞留(保持)15s以上。此外，通过在200℃以上且440℃以下的温度范围内滞留(保持)15s以上，还具有使C分配于奥氏体相中、局部地使Ms点降低并促进未回火马氏体的生成的效果。若冷却停止温度低于200℃，则在200℃以上且440℃以下的温度范围内加热。在200℃以上且440℃以下的温度范围内的滞留温度(保持温度)若低于200℃，则由于马氏体相中过度饱和地包含的碳的扩散减慢，从而无法获得充分的回火效果，弯曲性劣化。若在超过440℃的温度滞留，则马氏体相过度回火，从而奥氏体分解、无法获得未回火马氏体，因此无法获得本发明所规定的高强度。此外，若滞留时间低于15s，则由于无法充分获得回火马氏体相，因此弯曲性降低。优选的滞留条件为在250℃以上且430℃以下保持20s以上。需要说明，滞留时间的上限没有特别限定，但通常为100秒以下。
(熔融镀覆工序)
熔融镀覆工序是在退火工序后再次加热至450℃以上且600℃以下从而进行熔融镀覆处理的工序。由此，可获得具有熔融镀覆层的高强度钢板，即熔融镀覆钢板。另外，熔融镀覆工序中，通过在熔融镀覆处理后进一步进行合金化处理，由此可获得具有合金化熔融镀覆层的高强度钢板，即合金化熔融镀覆钢板。
再加热至450℃以上且600℃以下
为获得熔融镀覆钢板，需要将退火工序后的钢板浸渍于镀浴中。使镀浴的成分组成与所制造的熔融镀覆层的成分组成相同即可。从熔融镀覆钢板的外观品质的观点出发，再加热温度需要为450℃以上。另一方面，在实施合金化处理时，若使加热温度过度上升则强度降低，将无法获得所期望的拉伸强度。在本发明中允许最高600℃。因此，本发明中，再加热温度为450℃以上且600℃以下。镀浴的温度优选为450℃以上且低于500℃左右。另外，合金化处理温度优选为500℃以上且600℃以下。
需要说明，在制造无镀覆层的冷轧钢板时，在退火工序中在200℃以上且440℃以下的温度范围内滞留15秒以上之后，优选用水等骤冷至室温。另外，在制备表面具有镀覆层的冷轧钢板的情况下，进行再次加热至450℃以上且600℃以下并进行熔融镀覆处理的熔融镀覆工序之后，优选用水等骤冷至室温。室温是指0℃以上且50℃以下。此外，骤冷是指冷却速度为20℃/s以上的冷却。
实施例
对于具有表1所示的成分组成、余量为Fe及不可避免的杂质的壁厚为250mm的钢原料，在表2所示的热轧条件下实施热轧工序而制成热轧板，实施冷轧率为40％以上且80％以下的冷轧工序，得到板厚1.0～2.0mm的冷轧板，以表2所示的条件实施退火工序获得钢板。然后，对所得钢板实施熔融镀覆处理从而在表面形成熔融镀锌层(GI材料)。另外，针对形成有熔融镀锌层的钢板中的一部分钢板，在形成熔融镀覆层后，以表2所记载的合金化温度实施合金化处理从而形成合金化熔融镀锌层(GA材料)。至退火工序为止的钢板以直接火焰型的连续退火生产线来制造，形成有熔融镀覆层、合金化熔融镀覆层的钢板以直接火焰型的连续熔融镀覆生产线来制造。这里，在直接火焰型连续熔融镀覆生产线中浸渍的镀浴(镀覆组成：Zn－0.13质量％Al)的温度为460℃，对于镀覆附着量而言，GI材料(熔融镀覆钢板)、GA材料(合金化熔融镀覆钢板)均为每面45～65g/m2，镀覆层中含有的Fe量设为6～14质量％的范围。使用热膨胀测定装置以6℃/s的加热速度获得转变膨胀曲线，由该转变膨胀曲线得到Ac3点。另外，使用热膨胀测定装置加热至Ac3点以上之后，以30℃/s的冷却速度自Ac3点冷却至300℃获得转变曲线，由该转变曲线得到Ms点。
需要说明，热轧工序中，进行以30℃/s以上的平均冷却速度自精轧温度冷却至700℃的冷却之后，在680℃以上700℃以下的温度范围内保持表2的热轧工序的“滞留时间”栏中记载的时间(5～10秒)，然后以10℃/s以下的平均冷却速度冷却至卷绕温度。
另外，退火工序中，针对加热至(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下的工序的平均加热速度，仅针对500℃以上且(Ac3－120)℃以下的区间记载于表2，但加热至(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下时，平均加热速度与表2所记载的500℃以上且(Ac3－120)℃以下的区间的平均加热速度是同样的。
另外，退火工序中，加热至(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下之后，在(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下的温度保持(滞留)如表2的退火工序的“滞留时间”栏所记载的时间(51～169s)，然后进行冷却至(Ms－150)℃以下的工序。
并且，退火工序中，冷却至(Ms－150)℃以下后，在(Ms－150)℃以下的温度保持(滞留)如表2的热轧工序的“一次滞留时间”栏所记载的时间(8～37s)，然后进行在200℃以上且440℃以下滞留15s以上的工序。
另外，在制造不具有镀覆层的冷轧钢板的情况下，在退火工序中在200℃以上且440℃以下的温度范围内滞留15秒以上后，用水骤冷至室温(平均冷却速度约50℃/s)。在制造表面具有熔融镀锌层的冷轧钢板的情况下，在镀浴中浸渍后，用水骤冷至室温(平均冷却速度约50℃/s)。在制造表面具有合金化熔融镀锌层的冷轧钢板的情况下，于合金化温度实施合金化处理后，用水骤冷至室温(平均冷却速度约50℃/s)。
自上述得到的不具有镀覆层的冷轧钢板、熔融镀覆钢板或者合金化熔融镀覆钢板采集试验片，以下述方法进行评价。
(i)组织观察
通过以下方法评价各相的面积率。以使得与轧制方向平行的截面成为观察面的方式自所得钢板切出，用1％硝酸乙醇溶液(nital)对该界面进行腐蚀而使其露出，用扫描电子显微镜放大至2000倍，自表面至板厚1/4t部分的区域内分别拍摄10个视野。t为钢板的厚度(板厚)。铁素体相为具有晶粒内部未观察到腐蚀痕迹、铁系碳化物的形态的组织，回火马氏体相是可观察到晶粒内部具有取向性的大量微细铁系碳化物及腐蚀痕迹的组织，未回火马氏体相是在晶粒内观察不到铁系碳化物、而通过扫描电子显微镜可观察到白色对比的组织。由于晶界也以白色对比而被观察到，在以白色对比观察到的组织中，将线状组织(以长轴的长度/短轴的长度计算得到的纵横比为10以上)从未回火马氏体相排除。铁素体相、回火马氏体相及未回火马氏体相以外的组织作为“其他金属组织”示于表3。需要说明，表3的“其他金属组织”栏中，B为贝氏体、残余γ为残余奥氏体。
对由上述扫描电子显微镜得到的观察结果进行图像解析而求出铁素体相的平均粒径(表3中记载为“铁素体平均粒径”)、铁素体相的面积率(表3中记载为“铁素体面积率”)、回火马氏体相的面积率(表3中记载为“回火马氏体面积率”)、及每单位面积的未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值(表3中记载为“未回火马氏体界面长度”)。图像解析采用图像解析软件(Image-Pro Plus ver.7.0,株式会社日本ROPER制)进行。铁素体相的面积率通过以下方式求出：自各观察视野中，仅提取出铁素体相部分，求出铁素体相占观察视野面积的面积率，求出10个视野中的面积率的值的平均值。同样，回火马氏体相的面积率通过以下方式求出：自各观察视野中，仅提取出回火马氏体相部分，求出回火马氏体相占观察视野面积的面积率，求出10个视野中的面积率的值的平均值。另外，铁素体相的平均粒径通过以下方式求出：在各观察视野中，对于各铁素体晶粒求出与其面积相当的等效圆直径，求出观察视野内的铁素体晶粒的等效圆直径的平均值，将其作为各观察视野中的铁素体晶粒的等效圆直径，求出10个视野的铁素体晶粒的等效圆直径的平均值。“每单位面积的未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值”通过以下方式求出：在各观察视野中，通过图像解析确定未回火马氏体相的界面，分别求出观察视野内存在的未回火马氏体相与铁素体相之间的界面的长度的合计值以及观察视野内存在的未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面的长度的合计值，用两者的合计值除以观察视野面积，将所得的值作为各观察视野中的每单位面积的未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值，再求出10个视野的每单位面积的未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值的平均值。
(ii)拉伸试验
在与轧制方向垂直的方向上自所得钢板制作JIS5号拉伸试验片，基于JIS Z 2241(2011)的规定进行5次拉伸试验，测定平均屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。拉伸试验的十字头速度(cross head speed)设为10mm/min。表3中，拉伸强度为980MPa以上则为本发明所要求的机械性质。
(iii)弯曲评价
从所得钢板，对以与轧制方向平行的方向为弯曲试验轴向的宽度为100mm的钢板卷，进行R/t(R：弯曲半径、t：板厚)设为1.0及1.4的辊轧成型，然后对试验片进行目视观察，调查有无裂纹。表3中，进行R/t＝1.0的轧制成型后的裂纹的调查结果表示为“R/t＝1.0时的弯曲性”，进行R/t＝1.4的轧制成型后的裂纹的调查结果为“R/t＝1.4时的弯曲性”。观察到裂纹的情况评价为“○”，未观察到裂纹的情况评价为“×”，R/t为1.4时不产生裂纹则评价为合格(○)。
(iv)镀覆性评价
自所得钢板采集宽度800mm、长度500mm的供于评价的10片样品，利用目视及10倍放大镜观察钢板表面的未镀覆的有无。未观察到未镀覆(未形成镀覆的区域)的情况表示为“○”，观察到未镀覆的情况表示为“×”。
以上所得结果示于表3。
可知，本发明例的拉伸强度TS均为980MPa以上，且获得了良好的弯曲性。另外，满足特定条件的本发明例的镀覆性也是良好的。需要说明，这些本发明例中尽管呈现了表面具有熔融镀覆层的熔融镀覆钢板，但可以说，与上述本发明的熔融镀覆钢板同样地，本发明的冷轧钢板的拉伸强度TS为980MPa以上、且具有良好的弯曲性，因此本发明的冷轧钢板及熔融镀覆钢板的双方均能够适用作例如汽车部件。
另一方面，不在本发明的范围内的比较例未达到980MPa的拉伸强度，或者未得到在弯曲性评价中良好的材料。
[表1]
Figure GDA0001983307530000241
[表2]
Figure GDA0001983307530000251
[表3]
Figure GDA0001983307530000261

Claims (9)

1.高强度钢板，其具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有：
C：0.07％以上且0.14％以下，
Si：0.65％以上且1.65％以下，
Mn：1.8％以上且2.6％以下，
P：0.05％以下，
S：0.005％以下，
Al：0.08％以下，
N：0.0060％以下，
Ti：0.005％以上且0.030％以下，
B：0.0002％以上且0.0030％以下，和
选自Cr：0.01％以上且0.40％以下及Mo：0.01％以上且0.50％以下中的一种或两种，余量为Fe及不可避免的杂质，所述成分组成满足下述式(1)，
所述高强度钢板中，铁素体相的平均粒径为1.5μm以下，铁素体相的面积率为2％以上且15％以下，回火马氏体相的面积率为75％以上且96％以下，每单位面积的、未回火马氏体相与铁素体相之间的界面长度及未回火马氏体相与回火马氏体相之间的界面长度的合计值为6.3×108μm/m2以上且5.0×1011μm/m2以下，
[数学式1]
Figure FDA0002591318630000011
其中，[％Cr]、[％Mo]、[％C]均表示以质量％计的元素的含量。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其除了前述成分组成之外，以质量％计还含有选自以下成分中的一种或两种以上：
V：0.001％以上且0.3％以下，
Cu：0.001％以上且0.1％以下，及
Ni：0.001％以上且0.2％以下。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其在表面具有熔融镀覆层。
4.如权利要求3所述的高强度钢板，其中所述熔融镀覆层具有下述成分组成，所述成分组成以质量％计含有：
Fe：5.0％以上且20.0％以下，
Al：0.001％以上且1.0％以下，和
合计为0％以上且3.5％以下的选自Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi及REM中的一种或两种以上，
余量为Zn及不可避免的杂质。
5.如权利要求3所述的高强度钢板，其中，所述熔融镀覆层为合金化熔融镀覆层。
6.如权利要求4所述的高强度钢板，其中，所述熔融镀覆层为合金化熔融镀覆层。
7.高强度钢板的制造方法，其包括：
热轧工序，其中在1100℃以上且1300℃以下加热具有权利要求1或2中记载的成分组成的钢原料，实施精轧温度为820℃以上的热轧，精轧结束后3秒以内开始冷却，以30℃/s以上且低于80℃/s的平均冷却速度自精轧温度冷却至700℃，然后以10℃/s以下的平均冷却速度冷却至卷绕温度，以580℃以上且680℃以下的卷绕温度进行卷绕，
冷轧工序，其中在所述热轧工序后实施冷轧，
退火工序，其中在所述冷轧工序后，在500℃以上且(Ac3－120)℃以下的温度范围内的平均加热速度为4.5℃/s以上的条件下、加热至(Ac3－50)℃以上且(Ac3－10)℃以下，冷却至(Ms－150)℃以下后，在200℃以上且440℃以下的温度范围内滞留15秒以上。
8.如权利要求7所述的高强度钢板的制造方法，其中，包括在退火工序后再次加热至450℃以上且600℃以下并进行熔融镀覆处理的熔融镀覆工序。
9.如权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，在熔融镀覆工序中，在熔融镀覆处理后进一步进行合金化处理。
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