CN113366126B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供低屈服比高强度钢板及其制造方法。本发明的高强度钢板的成分组成以质量％计含有C：0.06％以上且0.120％以下、Si：0.3％以上且0.7％以下、Mn：1.6％以上且2.2％以下、P：0.05％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01％以上且0.20％以下、N：0.010％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，高强度钢板的钢组织具有作为主相的铁素体、和以相对于钢组织整体而言的面积率计为10％以上且低于50％的马氏体，马氏体的平均晶体粒径为3.0μm以下，纵横比为3以下的马氏体相对于马氏体整体而言的比例为60％以上，纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度以质量％计为0.30％以上且0.90％以下。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用于汽车构造部件等的高强度钢板及其制造方法。更详细来说，本发明涉及表面特性优异的低屈服比高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从地球环境保护的观点出发，进行使CO2等排气气体减少的尝试。在汽车产业中，谋求通过使车身轻量化并提高燃耗效率来减少排气气体量的对策。作为车身轻量化的方法之一，能够举出通过使汽车使用的钢板高强度化来使板厚薄壁化的方法。另外，已知钢板的延展性随高强度化而降低，要求兼顾高强度和延展性的钢板。此外，作为汽车部件，例如底板周围的部件的表面特性必须优异。另外，底板周围的部件成型加工为复杂的形状的情况很多，因此要求成型加工时不产生裂纹、进而形状难以塌陷的低屈服比的钢板。
针对这样的要求，例如，专利文献1中公开了一种低屈服比高强度熔融锌镀覆钢板，其组成以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.3～1.8％、Mn：1.0～3.0％，组织中的铁素体的体积率为60％以上、马氏体的体积率为5％以上、残余奥氏体的体积率为2％以上、铁素体的平均晶体粒径为5μm以上，从而拉伸强度为590MPa以上、强度-伸长率均衡为21000MPa·％以上、屈服比为65％以下。
另外，专利文献2中公开了一种高强度钢板，其成分组成以质量％计含有C：0.07～0.2％、Si：0.005～1.5％、Mn：1.0～3.1％、P：0.001～0.06％、S：0.001～0.01％、Al：0.005～1.2％、N：0.0005～0.01％，并使金属组织为铁素体和马氏体的组织，从而加工性改善后的拉伸强度为590MPa以上。
另外，专利文献3公开了一种高强度钢板，其成分组成以质量％计含有C：0.05～0.13％、Si：0.6～1.2％、Mn：1.6～2.4％、P：0.1％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.1％、N：低于0.005％，钢板的显微组织以体积百分比计铁素体为80％以上、马氏体为3～15％、珠光体为0.5～10％，从而拉伸强度为590MPa以上、屈服比为70％以下。
另外，专利文献4公开了一种高强度钢板，其成分组成以质量％计含有C：0.06～0.12％、Si：0.4～0.8％、Mn：1.6～2.0％、Cr：0.01～1.0％、V：0.001～0.1％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Sol.Al：0.01～0.5％、N：0.005％以下，金属组织中的等轴铁素体的体积率为50％以上、马氏体的体积率为5～15％、残余奥氏体相的体积率为1～5％，残余奥氏体相的平均粒径为10μm以下，残余奥氏体相的纵横比为5以下，从而拉伸强度为590MPa以上、总伸长率为30％以上、扩孔率为60％以上。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2001-192767号公报
专利文献2：日本特开2011-144409号公报
专利文献3：日本特开2012-177175号公报
专利文献4：日本特开2014-19928号公报
发明内容
发明要解决的课题
上述专利文献1中公开的技术通过形成铁素体-马氏体组织并规定铁素体粒径，从而实现低屈服比且使延展性提高，但为了形成为镀覆钢板而实施2次退火工序。然而，通过实施2次退火工序，从而容易在钢板的表面生成氧化物，因此表面特性并不好。
另外，上述专利文献2中公开的技术以铁素体为主相来提高加工性，但是，其没有记载马氏体粒径，因此无法对马氏体粒径控制，认为不会实现低屈服比。
另外，上述专利文献3中公开的技术虽然记载了通过形成为铁素体-马氏体组织来实现低屈服比，但专利文献3中公开的屈服比大于本发明中规定的63％以下的屈服比。其理由被认为是无法对马氏体粒径进行控制。专利文献3中公开的用于控制马氏体粒径的退火温度、冷却停止温度也与本发明的规定不同。另外，专利文献3中公开的屈服比为63％以下的构造由于Si、Mn高于本发明，因此认为表面特性并不好。
另外，上述专利文献4中公开的技术中，通过形成为铁素体-马氏体组织并进一步规定残余奥氏体的体积率及平均粒径，从而实现低屈服比且加工性提高，但为了确保淬硬性而添加Cr、V。然而，Cr、V已知为使表面特性劣化的元素，为了具有作为本发明的目的的优异的表面特性，需要采用减少这些元素的成分组成。
本发明是鉴于上述课题做出的，目的在于提供表面特性优异的低屈服比高强度钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本申请的发明人为了解决上述课题而反复深入研究。结果发现，通过调节为特定的成分组成，并使钢组织形成为铁素体-马氏体组织，进而对马氏体粒径、马氏体的纵横比及马氏体中的碳浓度进行控制，从而可得到低屈服比高强度钢板，并最终完成了本发明。
即，本申请的发明人发现，为了得到作为本发明的目的的强度，需要使马氏体的面积率为10％以上，进而为了得到作为本发明的目的的低屈服比，需要使马氏体的面积率低于50％、使纵横比为3以下的马氏体为全部马氏体的60％以上、使纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度以质量％计为0.3％以上且0.9％以下，以及使马氏体的平均粒径为3.0μm以下。需要说明的是，纵横比是指长边除以短边算出的值。
本发明是基于以上见解提出的，其要旨如下。
[1]高强度钢板，其成分组成以质量％计含有C：0.06％以上且0.120％以下、Si：0.3％以上且0.7％以下、Mn：1.6％以上且2.2％以下、P：0.05％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01％以上且0.20％以下、N：0.010％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，所述高强度钢板的钢组织具有作为主相的铁素体、和以相对于钢组织整体而言的面积率计为10％以上且低于50％的马氏体，所述马氏体的平均晶体粒径为3.0μm以下，纵横比为3以下的马氏体相对于所述马氏体整体而言的比例为60％以上，所述纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度以质量％计含有0.30％以上且0.90％以下。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有从Cr：0.01％以上且0.20％以下、Mo：0.01％以上且低于0.15％、V：0.001％以上且0.05％以下中选择的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有从下述A组～C组中选择的1组或2组以上：
A组：从Nb：0.001％以上且0.02％以下，Ti：0.001％以上且0.02％以下中选择的1种或2种；
B组：从Cu：0.001％以上且0.20％以下，Ni：0.001％以上且0.10％以下中选择的1种或2种；
C组：B：0.0001％以上且0.002％以下
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，在钢板的表面具有镀覆层。
[5]高强度钢板的制造方法，其中，在将具有[1]～[3]中任一项记载的成分组成的钢坯加热后实施热轧工序，将在所述热轧工序中得到的热轧钢板于退火温度为AC1点以上且AC3点以下保持30秒以上，以从该退火温度到350℃为止的平均冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为350℃以下的条件下进行冷却，之后，在将T1温度(℃)设为200～250℃的温度范围内的任意温度时，实施以下述条件进行滞留的退火工序：从350℃到300℃为止的温度区域的滞留时间为50秒以下、从低于300℃到T1温度(℃)为止的温度区域的滞留时间为1000秒以下。
[6]高强度钢板的制造方法，其中，在将具有[1]～[3]中任一项记载的成分组成的钢坯加热后实施热轧工序，接下来，在对所述热轧工序中得到的热轧钢板实施冷轧工序，将在所述冷轧工序中得到的冷轧钢板于退火温度为AC1点以上且AC3点以下保持30秒以上，以从该退火温度到350℃为止的平均冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为350℃以下的条件进行冷却，之后，在将T1温度(℃)设为200～250℃的温度范围内的任意温度时，实施以下述条件进行滞留的退火工序：从350℃到300℃为止的温度区域的滞留时间为50秒以下、从低于300℃到T1温度(℃)为止的温度区域的滞留时间为1000秒以下。
[7]根据[5]或[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火工序后，实施镀覆处理。
发明的效果
本发明通过对成分组成及制造方法调节来控制钢组织，进而对马氏体粒径、马氏体的纵横比及马氏体中的碳浓度进行控制。其结果，本发明的高强度钢板表面特性优异且实现低屈服比。
此外，通过将本发明的高强度钢板应用于汽车构造构件，从而能够兼顾汽车用钢板的高强度化和低屈服比。即，根据本发明，能够实现汽车车身的高性能化。
具体实施方式
以下，说明本发明的实施方式。需要说明的是，本发明不限于该实施方式。
首先，说明本发明的高强度钢板(以下，存在记为“本发明的钢板”的情况。)的成分组成。在下述的成分组成的说明中，作为成分含量的单位的“％”表示“质量％”。
C：0.06％以上且0.120％以下
C为提高淬硬性的元素，是确保规定的马氏体的面积率所需的。另外，C为提高马氏体的强度的元素，从确保作为本发的目的的强度(TS)满足TS≥590MPa的观点出发是必要的。若C含量低于0.06％，则无法获得上述规定的强度。因此，C含量为0.06％以上。优选为0.065％以上，更加优选为0.070％以上。另一方面，若C含量超过0.120％，则马氏体的面积率增加、屈服比提高。因此，C含量为0.120％以下。优选为0.115％以下，更加优选为0.11％以下。
Si：0.3％以上且0.7％以下
Si为基于固溶强化的强化元素。为了获得上述的本发明的效果，使Si含量为0.3％以上。优选为0.35％以上，更加优选为0.40％以上。另一方面，若Si含量过多，则铁素体的强度变高，因此屈服比变高。另外，若Si过多，则在钢板的表面形成氧化物，使表面特性显著劣化。因此，Si含量为0.7％以下。优选为0.64％以下，更加优选为0.60％以下。
Mn：1.6％以上且2.2％以下
Mn是为了使钢的淬硬性提高、确保规定的马氏体的面积率而含有的元素。若Mn含量低于1.6％，则通过在钢板表层部生成铁素体而强度降低。另外，通过在冷却时生成珠光体或贝氏体，从而屈服比提高。因此，Mn含量为1.6％以上。优选为1.65％以上，更加优选为1.70％以上。另一方面，若Mn过多，则在钢板的表面形成氧化物，使表面特性显著劣化。因此，Mn含量为2.2％以下。优选为2.14％以下，更加优选为2.10％以下。
P：0.05％以下
P为进行钢强化的元素，若其含量多，则通过在晶界上偏析而使加工性劣化。因此，为了获得将本发明的钢板用作汽车用的钢板时所需的最低限度的加工性，P含量为0.05％以下。优选为0.03％以下，更加优选为0.01％以下。需要说明的是，P含量的下限没有特别限定，但目前工业上能够实施的下限为0.003％左右。由此，优选为0.003％以上。更加优选为0.005％以上。
S：0.0050％以下
S通过形成MnS等而使加工性劣化。另外，在与S一并含有Ti的情况下，存在通过形成TiS、Ti(C、S)等而使加工性劣化的可能。因此，为了获得将本发明的钢板用作汽车用的钢板时所需的最低限度的加工性，S含量为0.0050％以下。优选为0.0020％以下，更加优选为0.0010％以下，进一步优选为0.0005％以下。需要说明的是，S含量的下限没有特别限定，但目前工业上能够实施的下限为0.0002％左右。由此优选为0.0002％以上。更加优选为0.0005％以上。
Al：0.01％以上且0.20％以下
Al被添加以用于进行充分的脱氧，并减少钢中的粗大夹杂物。在Al含量为0.01％以上时能够体现该效果。优选为0.02％以上。更加优选为0.03％以上。另一方面，若Al含量超过0.20％，则热轧后的卷取时生成的渗碳体等以Fe为主成分的碳化物在退火工序中变得难以固溶，生成粗大的夹杂物、碳化物，因此加工性劣化。因此，为了获得将本发明的钢板用作汽车用的钢板时所需的最低限度的加工性，Al量为0.20％以下。优选为0.17％以下，更加优选为0.15％以下。
N：0.010％以下
N为在钢中形成AlN等氮化物系粗大夹杂物的元素，通过生成这些物质而使加工性劣化。另外，其为下述这样的元素：在与N一并含有Ti的情况下，形成TiN、(Nb、Ti)(C、N)等氮化物系、碳氮化物系的粗大夹杂物，存在通过生成这些物质而使加工性劣化的可能。因此，为了获得将本发明的钢板用作汽车用的钢板时所需的最低限度的加工性，N含量为0.010％以下。优选为0.007％以下，更加优选为0.005％以下。需要说明的是，N含量的下限没有特别限定，但目前工业上能够实施的下限为0.0006％左右。由此优选为0.0006％以上。更加优选为0.0010％以上。
以上为本发明中使用的钢板的基本成分。本发明中使用的钢板的成分组成含有上述基本成分，上述成分以外的余量包含Fe(铁)及不可避免的杂质。在此，优选本发明的钢板的成分组成含有上述成分，余量为Fe及不可避免的杂质。
本发明的钢板能够在上述成分的基础上，含有下述成分作为任意成分。需要说明的是，在本发明中，在以低于各成分的下限值包含下述任意成分的情况下，相应的成分作为后述的不可避免的杂质而被包含。
从Cr：0.01％以上且0.20％以下、Mo：0.01％以上且低于0.15％、V：0.001％以上且0.05％以下中选择的1种或2种以上
Cr、Mo、V能够为了获得钢的淬硬性的提高效果而含有。为了获得这样的效果，在含有Cr、Mo的情况下，优选Cr含量、Mo含量分别为0.01％以上。更加优选分别为0.02％以上，进一步优选分别为0.03％以上。为了获得上述效果，在含有V的情况下，优选V含量为0.001％以上。更加优选为0.002％以上，进一步优选为0.003％以上。
但是，若任何一种元素过多，则均存在引起伴有氢离子产生的氧化物形成反应的情况。由此，存在妨碍钢基表面的pH上升，妨碍磷酸锌晶体析出，引起化学转化不良的可能。因此，在含有Cr的情况下，优选Cr含量为0.20％以下，更加优选为0.15％以下，进一步优选为0.10％以下。在含有Mo的情况下，优选Mo含量低于0.15％，更加优选为0.1％以下，进一步优选为0.05％以下。在含有V的情况下，优选V含量为0.05％以下，更加优选为0.03％以下，进一步优选为0.01％以下。
从Nb：0.001％以上且0.02％以下、Ti：0.001％以上且0.02％以下中选择的1种或2种
Nb、Ti通过原始γ晶粒的微细化、微细析出物的生成而有助于高强度化。为了获得这样的效果，在含有从Nb及Ti中选择的1种或2种的情况下，优选Nb含量、Ti含量分别为0.001％以上。更加优选分别为0.0015％以上，进一步优选分别为0.0020％以上。另一方面，若大量含有Nb、Ti，则存在使表面特性劣化的可能。因此，在含有从Nb及Ti中选择的1种或2种的情况下，优选Nb含量、Ti含量分别0.02％以下。更加优选分别为0.017％以下，进一步优选分别为0.015％以下。
从Cu：0.001％以上且0.20％以下、Ni：0.001％以上且0.10％以下中选择的1种或2种
Cu、Ni具有使汽车在使用环境中的耐腐蚀性提高，且通过由腐蚀生成物被覆钢板表面来抑制氢向钢板侵入的效果。为了获得该效果，在含有从Cu及Ni中选择的1种或2种的情况下，优选Cu含量、Ni含量分别0.001％以上。更加优选分别为0.002％以上，进一步优选分别为0.003％以上。但是，若Cu含量、Ni含量过多，则存在导致产生表面缺陷、使表面特性劣化的可能。因此，在含有Cu的情况下，优选Cu含量为0.20％以下，更加优选为0.15％以下，进一步优选为0.1％以下。在含有Ni的情况下，优选Ni含量为0.10％以下，更加优选为0.07％以下，进一步优选为0.05％以下。
B：0.0001％以上且0.002％以下
B为提高钢的淬硬性的元素。通过含有B，即使在Mn含量少的情况下，也能够获得生成规定的面积率的马氏体的效果。为了获得这样的效果，在含有B的情况下，优选B含量为0.0001％以上。更加优选为0.0003％以上，进一步优选为0.0005％以上。另一方面，若B含量超过0.002％，则促进Mn系氧化物的粗大化，因此存在表面特性劣化的可能。因此，在含有B的情况下，优选B含量为0.002％以下。更加优选为0.0015％以下，进一步优选为0.0010％以下。
接下来，说明本发明的高强度钢板的钢组织。
本发明的钢板的钢组织具有作为主相的铁素体、和以相对于钢组织整体而言的面积率计为10％以上且低于50％的马氏体，马氏体的平均晶体粒径为3.0μm以下，纵横比为3以下的马氏体相对于马氏体整体而言的比例为60％以上，纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度以质量％计为0.30％以上且0.90％以下。需要说明的是，在以下的说明中，面积率是指相对于钢组织整体而言的面积率。
在本发明中，铁素体为主相。在本发明中，主相是指在以相对于钢组织整体而言的面积率计为50～100％的范围内含有的组织。因此，铁素体为主相表示含有以相对于钢组织整体而言的面积率计为50～90％的铁素体。在本发明中，以铁素体为主相会使屈服强度降低，从改善屈服比的观点出发是必要的。优选铁素体的面积率的下限为55％以上，更加优选为60％以上。优选上限为85％以下，更加优选为80％以下。此处所说的铁素体是指再结晶的铁素体，不包含未再结晶的未再结晶铁素体。
马氏体的面积率：10％以上且低于50％
如上所述，本发明的钢板为了获得TS≥590MPa的高强度，则马氏体相对于钢组织整体而言的面积率为10％以上。优选为15％以上，更加优选为20％以上。另一方面，若马氏体相对于钢组织整体而言的面积率为50％以上，则马氏体成为主相，因此通过使马氏体中的C量减少，从而屈服比变高。因此马氏体的面积率低于50％。优选为45％以下，更加优选为40％以下。
需要说明的是，在本发明中，铁素体及马氏体以外的余量组织为从残余奥氏体、贝氏体、未再结晶铁素体及珠光体中选择的1种或2种以上，若其合计量以面积率计为10.0％以下则能够容许。就铁素体及马氏体以外的余量组织而言，优选从残余奥氏体、贝氏体、未再结晶铁素体及珠光体中选择的1种或2种以上的合计量的面积率为7.0％以下，更加优选为5.0％以下。需要说明的是，余量组织的面积率也可以是0％。
在本发明中，铁素体是于较高温通过从奥氏体的相变而生成并由BCC晶格的晶粒形成的组织。未再结晶铁素体是在铁素体粒内残留有白色条纹状应变的组织。马氏体是指于低温(马氏体相变点以下的温度)从奥氏体生成的硬质的组织。贝氏体是指于较低温(马氏体相变点以上的温度)从奥氏体生成并在针状或板状的铁素体中分散有微细的碳化物的硬质的组织。珠光体是指于较高温从奥氏体生成并由层状的铁素体和渗碳体形成的组织。残余奥氏体是指奥氏体中因C等元素富集而马氏体相变点成为室温以下所生成的组织。
需要说明的是，在本发明中，钢组织中的各组织的面积率的值采用使用后述的实施例中记载的方法测定得到的值。
马氏体的平均晶体粒径：3.0μm以下
为了获得作为本发的目的的低屈服比，需要降低铁素体的强度并提高马氏体的强度。为此，减小马氏体的平均晶体粒径是有效的。为了获得上述效果，需要使马氏体的平均晶体粒径为3.0μm以下。优选低于3.0μm、更加优选为2.7μm以下，更进一步优选为2.0μm以下。马氏体的平均晶体粒径的下限没有特别限定，优选为0.5μm以上，更加优选为0.8μm以上。
需要说明的是，在本发明中，钢组织中的马氏体的平均晶体粒径采用使用后述的实施例中记载的方法测定得到的值。
纵横比为3以下的马氏体相对于马氏体整体而言的比例：60％以上
纵横比为3以下的马氏体与针状的马氏体不同，其是高强度的。因此，为了获得作为本发明目的的低屈服比，纵横比为3以下的马氏体成为重要的组织。若该纵横比为3以下的马氏体的面积率相对于全部马氏体的面积率而言低于60％，则对于获得作为本发的目的的低屈服比是不充分的。因此，纵横比为3以下的马氏体相对于马氏体整体而言的面积率的比例为60％以上。优选为65％以上，更加优选为70％以上。纵横比为3以下的马氏体相对于马氏体整体而言的比例的上限没有限定，也可以是100％。更加优选为90％以下。
需要说明的是，在本发明中，钢组织中的马氏体的纵横比采用使用后述的实施例中记载的方法测定得到的值。
纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度：以质量％计为0.30％以上且0.90％以下
为了提高马氏体的强度且获得作为本发的目的的低屈服比，需要提高纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度。为了获得上述效果，需要使纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度以质量％计为0.30％以上。优选为0.35％以上，更加优选为0.40％以上。另一方面，若纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度以质量％计超过0.90％，则马氏体不相变而保留奥氏体的状态，因此马氏体的面积率低于10％，强度降低。由此，需要使纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度以质量％计为0.90％以下。优选为0.85％以下，更加优选为0.8％以下。
需要说明的是，在本发明中，钢组织中的纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度采用使用后述的实施例中记载的方法测定得到的值。
在本发明中，对于测定位置而言，上述钢组织在除板厚方向上最外表层为10μm的范围外的任意板厚范围内均均匀存在。因此，板厚测定位置也可以在钢组织均匀的范围内的任意位置测定。
本发明的钢板也可以在钢板的表面具有镀覆层。作为镀覆层，优选熔融锌镀覆层(以下存在称为GI的情况。)、合金化熔融锌镀覆层(以下，存在称为GA的情况。)、电镀锌层(以下，存在称为EG的情况。)。
需要说明的是，镀覆金属也可以不是锌，例如能够举出Al镀覆等。
优选镀覆层中的Fe含量为7～16质量％的范围。若Fe含量低于7质量％，则存在产生合金化不均匀或剥落性劣化的可能性。另一方面，若Fe含量超过16质量％，则存在耐镀层剥离性劣化的可能性。
接下来，说明本发明的高强度钢板的特性(机械特性)。
如上所述，本发明的钢板为高强度。具体来说，使用后述的实施例中记载的方法测定的拉伸强度(TS)为590MPa以上。需要说明的是，拉伸强度的上限没有特别限定，从与其他特性的平衡获取容易性的观点出发，优选拉伸强度为780MPa以下。
另外，本发明的钢板的屈服比(YR)低。具体来说，使用通过后述的实施例中记载的方法测定的拉伸强度(TS)及屈服强度(YS)的各值算出的屈服比(YR＝YS/TS)为0.63以下。优选为0.61以下，更加优选为0.59以下。需要说明的是，屈服比的下限没有特别限定，与其他特性的平衡获取容易性的观点出发，优选屈服比为0.4以上。更加优选为0.45以上。
需要说明的是，本发明的钢板通过使退火温度为AC1点以上且AC3点以下、使冷却停止温度为350℃以下，从而能够获得屈服比为0.63以下且拉伸强度为590MPa以上的特性。
此外，本发明的钢板的表面特性优异。此处所说的表面特性在热轧钢板及冷轧钢板的情况下是化学转化处理性，在镀覆钢板的情况下是镀层附着性。
具体来说，在热轧钢板及冷轧钢板的情况下，使用以后述的实施例记载的方法实施的化学转化处理性的评价方法，算出所测定的化学转化晶体的被覆率来评价化学转化处理性优异与否。在本发明中，该被覆率在以面积率计为95％以上的情况下标记符号“○”，在90％以上且低于95％的情况下标记符号“△”，在低于90％的情况下标记符号“×”，将符号为“○”及“△”评价为化学转化处理性良好(即，化学转化处理性优异)。
在镀覆钢板的情况下，通过目视观察外观来评价镀层附着性优异与否。在本发明中，对于完全没有未镀覆缺陷的镀覆钢板标记符号“○”，对于产生了未镀覆缺陷的镀覆钢板标记符号“×”，对没有未镀覆缺陷但产生镀覆外观不均匀等的镀覆钢板标记符号“△”。需要说明的是，未镀覆缺陷是指以数μm～数mm左右的程度不存在镀覆而钢板露出的区域。将符号为“○”及“△”评价为镀覆充分附着而镀层附着性良好(即，镀层附着性优异)。
接下来，说明本发明的高强度钢板的制造方法。
本发明的高强度钢板的制造方法包括以下说明的热轧工序、根据需要进行的冷轧工序和退火工序。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别限定，温度为钢板表面温度。钢板表面温度能够使用辐射温度计等来测定。
热轧工序
将具有上述成分组成的钢原料(钢坯)供于热轧工序。需要说明的是，对于所使用的钢坯而言，为了防止成分的微偏析，优选使用连铸法制造。钢坯使用铸锭法、薄板坯铸造法也能够制造。
关于本发明的热轧工序的优选条件，例如首先对具有上述成分组成的钢坯进行加热。若钢坯的加热温度低于1200℃，则存在硫化物析出、加工性劣化的可能性。由此，为了获得将在本发明中得到的高强度钢板用作汽车用的钢板所需的最低限度的加工性，优选钢坯的加热温度为1200℃以上。更加优选为1230℃以上，进一步优选为1250℃以上。需要说明的是，钢坯的加热温度的上限没有特别限定，优选为1400℃以下。更加优选为1350℃以下。
另外，优选钢坯加热时的平均加热速度为5～15℃/分钟，钢坯的均热时间为30～100分。在此，钢坯加热时的平均加热速度表示钢坯的表面温度从加热开始至达到上述加热温度为止的加热速度的平均。钢坯的均热时间表示从到达上述加热温度到热轧开始为止的时间。
优选在将钢坯加热后在以下所述的条件下实施热轧。
优选精轧结束温度为840℃以上。若精轧结束温度低于840℃，则直到卷取温度为止的温度降低耗费时间，存在因钢基表面的氧化而使表面特性劣化的可能性。因此，优选精轧结束温度为840℃以上。更加优选为860℃以上。另一方面，精轧结束温度的上限没有特别限定，直到后述的卷取温度为止的冷却变得困难，因此优选精轧结束温度为950℃以下。更加优选为920℃以下。
从使马氏体的纵横比为3以下的观点出发，优选精轧的压下率为70％以上，从确保铁素体的面积率的观点出发，优选为95％以下。
若卷取温度超过700℃，则存在钢基表面脱碳的可能，钢板内部与钢板表面的钢组织产生差异，成为合金浓度不均匀的原因。另外，由于脱碳而在钢板表层生成铁素体，由此使拉伸强度降低。因此，优选卷取温度为700℃以下。更加优选为670℃以下。卷取温度的下限没有特别限定，在热轧后进行冷轧的情况下，为了防止冷轧性下降，优选卷取温度为550℃以上。在不进行冷轧的情况下，若卷取温度低于300℃，则热轧钢板的卷取变得困难，因此优选为300℃以上。
也可以对卷取后的热轧钢板进行酸洗。在该情况下，酸洗条件没有特别限定。需要说明的是，也可以不对热轧后的热轧钢板进行酸洗。
冷轧工序
冷轧工序为根据需要对在热轧工序中得到的热轧钢板冷轧的工序。在进行冷轧工序的情况下，在本发明中，优选在以下所述的条件下实施冷轧。
冷轧的压下率没有特别限定，但在压下率低于20％的情况下，存在钢板表面的平坦度差、组织变得不均匀的危险性。因此，优选压下率为20％以上。更加优选为30％以上。更进一步优选为40％以上。另一方面，在压下率超过90％的情况下，存在未再结晶铁素体残余的可能。因此，优选压下率为90％以下。更加优选为80％以下。更进一步优选为70％以下。
需要说明的是，在本发明中，冷轧工序并非必要工序，只要能够获得上述的本发明的钢组织及机械特性，则也可以省略冷轧工序。
退火工序
退火工序为针对在上述热轧工序中得到的热轧钢板或在上述冷轧工序中得到的冷轧钢板进行退火的工序。退火工序在本发明中在以下记载的条件下进行。
所谓退火工序，其为下述工序：将所得热轧钢板或冷轧钢板于AC1点以上且AC3点以下的退火温度保持30秒以上，之后在使从该退火温度到350℃为止的平均冷却速度为5℃/秒以上、使冷却停止温度为350℃以下的条件下进行冷却，之后，在将T1温度(℃)设为200～250℃的温度范围内的任意温度时，实施以下述条件进行滞留的工序：从350℃到300℃为止的温度区域的滞留时间为50秒以下、从低于300℃到T1温度(℃)为止的温度区域的滞留时间为1000秒以下。
在将热轧钢板或冷轧钢板加热为AC1点以上且AC3点以下的退火温度后，于该温度范围保持。若退火温度低于AC1点，则渗碳体的生成量变得过剩，马氏体的面积率变为低于10％。因此，退火温度为AC1点以上。优选为(AC1点+10℃)以上。另一方面，若退火温度超过AC3点，则马氏体的面积率超过50％，另外，通过使得马氏体的平均晶体粒径为3.0μm以上，从而使屈服比提高。另外，通过使马氏体的面积率变大，从而纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度减少，马氏体强度降低，因此屈服比变高。因此退火温度为AC3点以下。优选为(AC3点-10℃)以下。
需要说明的是，此处所说的AC1点及AC3点分别通过下式算出。
AC1(℃)＝723+22(％Si)-18(％Mn)+17(％Cr)+4.5(％Mo)
+16(％V)
AC3(℃)＝910-203(％C)1/2+45(％Si)-30(％Mn)-20(％Cu)
-15(％Ni)+11(％Cr)+32(％Mo)+104(％V)+400(％Ti)+460(％Al)
其中，在各式中(％元素符号)示出各元素符号的钢中含量(质量％)，不含的情况下设为0。
退火温度时的保持时间(退火保持时间)为30秒以上。若退火保持时间低于30秒，则铁素体的再结晶未充分地进行，因此铁素体成为未再结晶铁素体，从而使屈服比提高。另外，由于未促进碳的扩散，因此纵横比为3以下的马氏体中的C浓度降低，屈服比变高。因此，退火保持时间为30秒以上，优选为35秒以上。更加优选为50秒以上。退火保持时间的上限没有特别限定，从抑制奥氏体粒径的粗大化、防止因马氏体粒径的粗大化而屈服比增加的观点出发，优选退火保持时间为900秒以下。更加优选为500秒以下，进一步优选为300秒以下。
于退火温度保持后，在从退火温度到350℃为止的平均冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为350℃以下的条件下对热轧钢板或冷轧钢板进行冷却。若冷却停止温度超过350℃，则在其后的工序中生成贝氏体、珠光体，屈服比变高。因此，冷却停止温度为350℃以下。优选冷却停止温度为320℃以下。更加优选为300℃以下。
若从退火温度到350℃为止的平均冷却速度低于5℃/秒，则大量生成贝氏体、珠光体，屈服比变高。因此，上述平均冷却速度为5℃/秒以上，优选为7℃/秒以上，更加优选为10℃/秒以上。上述平均冷却速度的上限没有特别限定，优选为40℃/秒以下。更加优选上述平均冷却速度为30℃/秒以下。
需要说明的是，在冷却停止温度低于350℃的情况下，从低于350℃到冷却停止温度为止的平均冷却速度没有特别限定。在该情况下，基于抑制珠光体、贝氏体的生成、得到良好的屈服比的观点，优选上述平均冷却速度为5℃/秒以上，优选为40℃/秒以下。
之后，在下述条件下使热轧钢板或冷轧钢板滞留。首先，在从350℃到300℃为止的温度区域的滞留时间为50秒以下的条件下进行滞留。在从350℃到300℃为止的温度区域产生珠光体、贝氏体，纵横比为3以下的马氏体减少，因此使强度降低，使屈服比增加。因此，为了得到作为本发明的目的的屈服比，需要缩短在该温度区域的滞留时间。另一方面，若从350℃到300℃为止的温度区域的滞留时间超过50秒，则会产生珠光体、贝氏体。基于这些理由，从350℃到300℃为止的温度区域的滞留时间为50秒以下。优选上述温度区域的滞留时间为45秒以下，进一步优选为40秒以下。上述温度区域的滞留时间的下限没有特别限定，也可以是0秒。优选上述温度区域的滞留时间为5秒以上，更加优选为8秒以上。
接下来，在从低于300℃到T1温度(℃)为止的温度区域的滞留时间为1000秒以下的条件下进行滞留。若为低于300℃的温度区域则不易产生珠光体、贝氏体，但由于长时间保持而生成贝氏体、纵横比为3以下的马氏体减少，因此使屈服比增加。另外，使T1温度(℃)为200～250℃的温度范围内的任意温度的理由为，对应于包含退火温度、冷却速度、冷却停止温度、从350℃到300℃为止的温度区域的滞留时间的退火工序的条件，产生贝氏体的温度区域不同。因此，从低于300℃到T1温度(℃)为止的温度区域的滞留时间为1000秒以下。优选为900秒以下，更加优选为800秒以下。下限没有特别限定，也可以是0秒。优选上述温度区域的滞留时间为10秒以上，更加优选为50秒以上。
需要说明的是，在本发明中，进一步地可以对热轧工序后的热轧钢板进行用于冷轧前的组织软质化的热处理，也可以在退火工序后对热轧工序后的热轧钢板或冷轧工序后的冷轧钢板进行平整轧制，以进行形状调整。
另外，只要不改变钢板的特性，则也可以在退火工序后实施镀覆处理。
在制造具有镀覆层的钢板的情况下，也可以在上述退火工序中在从低于300℃到T1温度(℃)为止的温度区域滞留1000秒以下后、在冷却前，加热至400℃以上且500℃以下的温度区域，实施镀覆处理。此外，也可以在镀覆处理后实施合金化处理。在进行合金化处理时，例如将钢板加热为超过500℃且为600℃以下以实施合金化处理。另外，也可以在冷却后实施电镀锌处理。
例如，在对退火后的钢板(热轧钢板或冷轧钢板)实施熔融锌镀覆处理的情况下，优选将钢板浸渍在420℃以上且500℃以下的锌镀浴中，实施熔融锌镀覆处理，之后通过气体擦拭等对镀层附着量调节。
另外，在熔融锌镀覆处理后实施锌镀层的合金化处理的情况下，优选于500℃以上且600℃以下的温度区域实施。
在对退火后的钢板(热轧钢板或冷轧钢板)实施电镀锌处理的情况下，将钢板浸渍在于室温将pH调节为1～3的锌镀浴或锌-镍镀浴中，通过通入电流而实施电镀锌处理。此时，优选通过电流量、电解时间等的调节来调节镀层附着量。
根据以上说明的本发明的制造方法，通过对退火工序中的退火温度、冷却停止温度、滞留温度及滞留时间控制，从而能够对所制得的高强度钢板的钢组织中的马氏体粒径、马氏体的纵横比及马氏体中的碳浓度进行控制，从而能够得到低屈服比的高强度钢板。此外，本发明的低屈服比的高强度钢板由于表面特性也优异，因此也适合用于汽车构造构件。
实施例
[实施例1]
参照实施例具体地说明本发明。需要说明的是，本发明不限定于以下的实施例。
1.评价用钢板的制造
将具有表1所示的成分组成且余量为Fe及不可避免的杂质的钢原料在真空熔解炉中熔炼后进行开坯轧制，制得27mm厚的开坯轧制件。将所制得的开坯轧制件在表2-1～表2-3所示的条件下热轧至板厚为4.0mm厚，制造热轧钢板。需要说明的是，精轧的压下率在全部条件下为80～90％的范围内。接下来，对所制得的热轧钢板的一部分进行冷轧。就冷轧的样品而言，对热轧钢板进行磨削加工，在形成为3.2mm的板厚后，在表2-1～表2-3所示的条件下冷轧至板厚2.24～0.8mm，制造冷轧钢板。接下来，在表2-1～表2-3所示的条件下对上述制得的热轧钢板及冷轧钢板进行退火，制造钢板。需要说明的是，表1的空栏(表1中的记载“-”的栏)表示非有意添加，存在不可避免混入而非0质量％的情况。
[表1]
[表2-1]
*1：作为平均冷却速度(℃/秒)，表示从退火温度到350℃为止的平均冷却速度。
*2：T1温度(℃)为200～250℃的温度范围内的任意温度(℃)。
[表2-2]
*1：作为平均冷却速度(℃/秒)，表示从退火温度到350℃为止的平均冷却速度。
*2：T1温度(℃)为200～250℃的温度范围内的任意温度(℃)。
[表2-3]
*1：作为平均冷却速度(℃/秒)，表示从退火温度到350℃为止的平均冷却速度。
*2：T1温度(℃)为200～250℃的温度范围内的任意温度(℃)。
2.评价方法
通过针对在各种制造条件下制得的钢板进行钢组织解析而调查组织百分比，通过实施拉伸试验来评价拉伸强度等机械特性。各组织百分比的调查及各评价的方法如下。
＜铁素体、马氏体的面积率＞
就铁素体及马氏体而言，从各钢板的轧制方向及与轧制方向垂直的方向采集试验片，对与轧制方向平行的板厚为L的截面镜面研磨，在使用硝酸乙醇溶液显出组织后，使用扫描电子显微镜来观察。在倍率为1500倍的SEM像上的实际长度为82μm×57μm的区域中设置间隔为4.8μm的16×15个晶格，使用计数各相上的点数的计点法调查(测定)铁素体及马氏体的面积率。面积率为从倍率为1500倍的各SEM像求得的3个面积率的平均值。马氏体呈白色的组织，铁素体呈黑色的组织。
需要说明的是，对于本发明的钢板的钢组织而言，除在板厚方向上距表层10μm的范围以外，在任意板厚位置均在板厚方向上均是均匀(一样)的。因此，在上述钢组织均匀存在的范围内，就板厚测定位置而言，可在任意位置进行测定。在本发明中，在板厚方向上的1/4板厚的厚度处观察钢组织。
＜马氏体的平均晶体粒径、马氏体的纵横比＞
对于马氏体的平均晶体粒径及马氏体的纵横比而言，从各钢板的轧制方向及与轧制方向垂直的方向采集试验片，对与轧制方向平行的板厚为L的截面进行镜面研磨，在使用硝酸乙醇溶液显出组织后，使用扫描电子显微镜观察。对倍率为1500倍的1个SEM像中包含的全部马氏体的长边和短边进行测定，算出其平均作为马氏体的平均晶体粒径。另外，马氏体的纵横比通过将所测定的长边除以短边来算出。
需要说明的是，本发明的钢板的钢组织除了在板厚方向上距离表层10μm的范围以外，在任意板厚位置均在板厚方向上均匀。因此，在上述钢组织均匀存在的范围内，就测定位置而言可以在任意位置测定板厚。在本发明中，在板厚方向上1/4板厚的厚度处观察钢组织。
＜纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度＞
在磨削至各钢板的1/4板厚的厚度后采集试验片，在对与轧制方向平行的板厚为L的截面镜面研磨后，使用X射线衍射法测定马氏体中的碳浓度。作为X射线使用Co-Kα射线。在本发明中，使用电子射线微量分析仪(EPMA；Electron Probe Micro Analyzer)在加速电压为7kV、测定点间隔为80nm的条件下，以3个视野对22.5μm×22.5μm的区域进行测定，使用检量线法将测定后的数据转换为C的浓度。通过与同时获取的使用InLens检测器得到的SEM像比较，从而对马氏体进行判别，以3个视野算出测定视野内的纵横比为3以下的马氏体的碳浓度的平均值，将这些值取平均算出。
需要说明的是，本发明的钢板的钢组织除了在板厚方向上距离表层10μm的范围以外，在任意板厚位置均在板厚方向上均匀。因此，在上述钢组织均匀存在的范围内，就测定位置而言也可以在任意位置测定板厚。在本发明中，在板厚方向上1/4板厚的厚度处观察钢组织。
＜余量组织的面积率＞
从各钢板的轧制方向及与轧制方向垂直的方向采集试验片，对与轧制方向平行的板厚为L的截面镜面研磨，在使用硝酸乙醇溶液显出组织后，使用扫描电子显微镜观察上述余量组织。在倍率为1500倍的SEM像上的实际长度为82μm×57μm的区域中设置间隔为4.8μm的16×15个晶格，使用计数各相上的点数的计点法调查(测定)余量组织的面积率。面积率为从倍率为1500倍的各SEM像求得的3个面积率的平均值。珠光体是渗碳体以层状析出到铁素体内的组织，贝氏体是渗碳体以球状析出到铁素体内的组织，残余奥氏体呈黑色的组织。
需要说明的是，本发明的钢板的钢组织除了在板厚方向上距离表层10μm的范围以外，在任意板厚位置均在板厚方向上均匀。因此，在上述钢组织均匀存在的范围内，就测定位置而言也可以在任意位置测定板厚。在本发明中，在板厚方向上1/4板厚的厚度处观察钢组织。
＜机械特性＞
从各钢板的轧制方向采集标点间距离为50mm、标点间宽度为25mm、板厚为1.4mm的JIS5号试验片，以拉伸速度为10mm/分钟进行拉伸试验。使用各试验片分别测定拉伸强度(在表3-1～表3-3中标记为TS)及屈服强度(在表3-1～表3-3中标记为YS)。屈服比(在表3-1～表3-3中标记为YR)通过该将YS除以TS来算出。
＜化学转化处理性＞
如下进行化学转化处理：使用市售的碱脱脂液对各钢板进行脱脂，接下来将其浸渍在表面调节液中，之后在浴温为40℃、处理时间为120秒的条件下浸渍在磷酸盐处理液(日本帕卡濑精(株)制、PALBOND PB-L3080)中。通过对化学转化处理后的钢板表面进行目视确认，从而算出化学转化晶体的被覆率。在此，将化学转化晶体的被覆率以面积率计为95％以上的情况以符号“○”表示，将90％以上且低于95％的情况以符号“△”表示，将低于90％的情况以符号“×”表示。将符号“○”及“△”的情况评价为生成均匀的化学转化晶体，评价为化学转化处理性良好。
3.评价结果
将上述调查结果及评价结果分别示于表3-1～表3-3。
[表3-1]
*1：余量组织为残余奥氏体、贝氏体、珠光体。
[表3-2]
*1：余量组织为残余奥氏体、贝氏体、珠光体。
[表3-3]
*1：余量组织为残余奥氏体、贝氏体、珠光体。
在本实施例1中，将TS为590MPa以上、YR为0.63以下及化学转化处理性良好的情况评价为合格，在表3-1～表3-3的备注中作为发明例示出。另一方面，将属于TS低于590MPa、YR超过0.63及化学转化处理性非良好中的1种以上的情况评价为不合格，在表3-1～表3-3的备注中作为比较例示出。
[实施例2]
1.评价用钢板的制造
针对表1示出的钢种A、F、Y，使用在表4所示的条件下实施热轧的热轧钢板及在热轧后实施冷轧的冷轧钢板，在表4所示的条件下进行退火，实施锌镀覆处理，制造镀覆钢板。需要说明的是，热轧中的精轧的压下率在全部条件下均在80～90％的范围内。表4所示的“GI”为熔融锌镀覆钢板，“GA”为合金化熔融锌镀覆钢板，“EG”为电镀锌钢板。
对于熔融锌镀覆钢板而言，在对退火后的钢板(热轧钢板或冷轧钢板)实施熔融锌镀覆处理时，将钢板浸渍在420℃以上且500℃以下的锌镀浴中，实施熔融锌镀覆处理，之后通过气体擦拭等对镀层附着量调节。
另外，对于合金化熔融锌镀覆钢板而言，在熔融锌镀覆处理后实施锌镀层的合金化处理时，于500℃以上且600℃以下的温度区域实施。
另外，对于电镀锌钢板而言，在对退火后的钢板(热轧钢板或冷轧钢板)实施电镀锌处理时，将钢板浸渍到于室温将pH调节为1～3的锌镀浴或锌-镍浴中，通过通入电流而实施电镀锌处理。
[表4]
2.评价方法
针对在各种制造条件下制得的钢板(镀覆钢板)，通过对钢组织进行解析来调查组织百分比，通过实施拉伸试验来评价拉伸强度等机械特性。各组织百分比的调查及各评价的方法与实施例1中记载的方法相同。
＜镀层附着性＞
目视观察镀覆后的钢板的外观，对完全没有未镀覆缺陷的钢板标记符号“○”，对产生未镀覆缺陷的钢板标记符号“×”，对没有未镀覆缺陷但产生镀覆外观不均匀等的钢板标记符号“△”。需要说明的是，未镀覆缺陷表示以数μm～数mm左右的程度不存在镀层而钢板露出的区域。将符号为“○”及“△”的情况评价为充分附着有镀层，评价为镀层附着性良好。
3.评价结果
将上述调查结果及评价结果分别示于表5。
[表5]
在本实施例2中，将TS为590MPa以上、YR为0.63以下及镀层附着性良好的情况评价为合格，在表5的备注中作为发明例示出。另一方面，将属于TS低于590MPa、YR超过0.63及镀层附着性非良好中的任1种以上的情况评价为不合格，在表5的备注中作为比较例示出。

Claims (8)

1.高强度钢板，其屈服比为0.63以下、拉伸强度为590MPa以上780MPa以下，所述高强度钢板的成分组成以质量％计含有
C：0.06％以上且0.120％以下、
Si：0.3％以上且0.56％以下、
Mn：1.6％以上且2.2％以下、
P：0.05％以下、
S：0.0050％以下、
Al：0.01％以上且0.20％以下、
N：0.010％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，
所述高强度钢板的钢组织具有作为主相的铁素体、和以相对于钢组织整体而言的面积率计为10％以上且低于50％的马氏体，
所述马氏体的平均晶体粒径为1.8μm以上3.0μm以下，
纵横比为3以下的马氏体相对于所述马氏体整体而言的比例为60％以上，
所述纵横比为3以下的马氏体中的碳浓度以质量％计为0.30％以上且0.90％以下。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有从
Cr：0.01％以上且0.20％以下、
Mo：0.01％以上且低于0.15％、
V：0.001％以上且0.05％以下中选择的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有从下述A组～C组中选择的1组或2组以上：
A组：从Nb：0.001％以上且0.02％以下、Ti：0.001％以上且0.02％以下中选择的1种或2种；
B组：从Cu：0.001％以上且0.20％以下、Ni：0.001％以上且0.10％以下中选择的1种或2种；
C组：B：0.0001％以上且0.002％以下。
4.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在钢板的表面具有镀覆层。
5.根据权利要求3所述的高强度钢板，其中，在钢板的表面具有镀覆层。
6.权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板的制造方法，所述高强度钢板的屈服比为0.63以下，所述制造方法中，在将具有所述成分组成的钢坯加热后实施热轧工序，
将在所述热轧工序中得到的热轧钢板于退火温度为AC1点以上且AC3点以下保持30秒以上，
以从该退火温度到350℃为止的平均冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为350℃以下的条件进行冷却，
之后，在将T1温度设为200～250℃的温度范围内的任意温度时，
实施以下述条件进行滞留的退火工序：从350℃到300℃为止的温度区域的滞留时间为50秒以下、从低于300℃到T1温度为止的温度区域的滞留时间为100秒以上1000秒以下，
AC1点及AC3点分别通过下式算出，
AC1(℃)＝723+22(％Si)-18(％Mn)+17(％Cr)+4.5(％Mo)+16(％V)
AC3(℃)＝910-203(％C)1/2+45(％Si)-30(％Mn)-20(％Cu)
-15(％Ni)+11(％Cr)+32(％Mo)+104(％V)+400(％Ti)+460(％Al)
在各式中，(％元素符号)示出各元素符号的钢中含量，该钢中含量的单位为质量％，不含的情况下设为0。
7.权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板的制造方法，所述高强度钢板的屈服比为0.63以下，所述制造方法中，在将具有所述成分组成的钢坯加热后实施热轧工序，接下来，对在所述热轧工序中得到的热轧钢板实施冷轧工序，
将在所述冷轧工序中得到的冷轧钢板于退火温度为AC1点以上且AC3点以下保持30秒以上，
以从该退火温度到350℃为止的平均冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为350℃以下的条件进行冷却，
之后，在将T1温度设为200～250℃的温度范围内的任意温度时，
实施以下述条件进行滞留的退火工序：从350℃到300℃为止的温度区域的滞留时间为50秒以下、从低于300℃到T1温度为止的温度区域的滞留时间为100秒以上1000秒以下，
AC1点及AC3点分别通过下式算出，
AC1(℃)＝723+22(％Si)-18(％Mn)+17(％Cr)+4.5(％Mo)+16(％V)
AC3(℃)＝910-203(％C)1/2+45(％Si)-30(％Mn)-20(％Cu)
-15(％Ni)+11(％Cr)+32(％Mo)+104(％V)+400(％Ti)+460(％Al)
在各式中，(％元素符号)示出各元素符号的钢中含量，该钢中含量的单位为质量％，不含的情况下设为0。
8.根据权利要求6或7所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火工序后实施镀覆处理。
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