CN113454244A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium

Abstract

本发明的目的在于提供具有980MPa以上的拉伸强度且具有优良的成形性的高强度钢板及其制造方法。一种成形性优良的高强度钢板，其具有规定的成分组成，并且具有使制造条件最优化的如下钢组织：以面积率计铁素体为35％以上且80％以下、淬火马氏体为5％以上且35％以下、回火马氏体为0.1％以上且小于3.0％，以面积率计残余奥氏体为8％以上，上述铁素体的平均结晶粒径为6μm以下，上述残余奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下，上述残余奥氏体中的平均Mn量除以上述铁素体中的平均Mn量而得到的值为1.5以上，粒径以等效圆直径计为3μm以上的淬火马氏体与以等效圆直径计为3μm以上的残余奥氏体的面积率之和除以全部淬火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和而得到的值小于0.4，与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体的面积率而得到的值小于0.6。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为在汽车、电气等产业领域中使用的构件的、成形性优良的高强度钢板及制造方法，特别是要得到具有980MPa以上的TS(拉伸强度)、不仅延展性优良而且扩孔性、弯曲性也优良的高强度钢板。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率成为重要的课题。因此，想要通过车身材料的高强度化来实现薄壁化、从而使车身本身轻量化的动向变得活跃，但是，钢板的高强度化导致成形性的降低，因此期望开发出兼具高强度和高成形性的材料。
作为高强度且高延展性优良的钢板，提出了利用残余奥氏体的加工诱发相变的高强度钢板。这样的钢板呈现出具有残余奥氏体的组织，在钢板的成形时因残余奥氏体而容易成形，另一方面，在成形后残余奥氏体发生马氏体化，因此具备高强度。
例如，专利文献1中提出了一种含有0.2～2.5重量％的Mn、拉伸强度为1000MPa以上、EL(总伸长率)为30％以上的利用了残余奥氏体的加工诱发相变的具有非常高的延展性的高强度钢板。这样的钢板通过将以C、Si、Mn作为基本成分的钢板奥氏体化后在贝氏体相变温度范围内进行淬火并等温保持、即进行所谓的奥氏体回火处理来制造。由于该奥氏体回火处理引起的C向奥氏体的富集而生成残余奥氏体，为了得到大量的残余奥氏体，需要添加超过0.3％的大量的C。但是，钢中的C浓度升高时，点焊性降低，特别是在超过0.3％的C浓度的情况下，点焊性降低显著，作为汽车用钢板难以实用化。另外，在上述专利文献中，以提高高强度薄钢板的延展性作为主要目的，因此没有考虑扩孔性、弯曲性。
在专利文献2中，使用含有4～6重量％的Mn的钢，实施在铁素体和奥氏体的双相区的热处理，由此得到高的强度-延展性平衡。但是，在专利文献2中，对于Mn向未相变奥氏体中的富集所带来的延展性的提高没有进行研究，存在改善加工性的余地。
另外，在专利文献3中，使用含有3.0～7.0质量％的Mn的钢，实施在铁素体和奥氏体的双相区的热处理，由此使Mn向未相变奥氏体中富集，从而形成稳定的残余奥氏体，使总伸长率提高。但是，由于热处理时间短、Mn的扩散速度慢，因此推测富集不充分。
此外，在专利文献4中，使用含有0.50～12.00质量％的Mn的钢，在铁素体和奥氏体的双相区对热轧板实施长时间热处理，由此形成促进了Mn向未相变奥氏体中的富集的长径比大的残余奥氏体，使均匀伸长率和扩孔性提高。但是，上述文献只研究了高强度钢板的延展性和扩孔性的提高，对于由残余奥氏体、马氏体构成的第二相的分散状态控制所带来的扩孔性的提高、弯曲性没有进行研究。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-157625号公报
专利文献2：日本特开平1-259120号公报
专利文献3：日本特开2003-138345号公报
专利文献4：日本专利第6123966号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是鉴于上述各种现状而完成的，其目的在于提供具有980MPa以上的TS(拉伸强度)和优良的成形性、特别是不仅具有优良的延展性而且还具有优良的扩孔性和弯曲性的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了解决上述问题，从钢板的成分组成和制造方法的观点出发反复进行了深入研究，发现了以下内容。
含有2.50质量％以上且8.00质量％以下的Mn，根据需要适当地调整Ti等其他合金元素的成分组成，热轧后，根据需要在Ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s，根据需要实施酸洗处理，进行冷轧。然后，在Ac3相变点以上的温度范围内保持20～1800s后，冷却至50℃以上且350℃以下，在冷却停止温度下保持2s～600s后进行冷却，根据需要进行酸洗处理。接着，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后进行冷却，根据需要进行酸洗处理，然后，优选在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后进行冷却。可知其结果是能够制造如下具有优良的成形性的高强度钢板，该高强度钢板的钢组织如下：以面积率计铁素体为35％以上且80％以下、淬火马氏体为5％以上且35％以下、回火马氏体为0.1％以上且小于3.0％，以面积率计残余奥氏体为8％以上，并且，上述铁素体的平均结晶粒径为6μm以下，上述残余奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下，上述残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)除以上述铁素体中的平均Mn量(质量％)而得到的值为1.5以上，并且，粒径以等效圆直径计为3μm以上的淬火马氏体与以等效圆直径计为3μm以上的残余奥氏体的面积率之和除以全部淬火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和而得到的值小于0.4，与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体的面积率而得到的值小于0.6。
本发明是基于以上见解而完成的，其主旨如下所述。
[1]一种高强度钢板，其具有：
如下成分组成：以质量％计，含有C：0.030％～0.250％、Si：0.01％～3.00％、Mn：2.50％～8.00％、P：0.001％～0.100％、S：0.0001％～0.0200％、N：0.0005％～0.0100％、Al：0.001％～2.000％，余量由Fe和不可避免的杂质构成；以及
如下钢组织：以面积率计铁素体为35％以上且80％以下、淬火马氏体为5％以上且35％以下、回火马氏体为0.1％以上且小于3.0％，以面积率计残余奥氏体为8％以上，并且，上述铁素体的平均结晶粒径为6μm以下，上述残余奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下，上述残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)除以上述铁素体中的平均Mn量(质量％)而得到的值为1.5以上，并且，粒径以等效圆直径计为3μm以上的淬火马氏体与以等效圆直径计为3μm以上的残余奥氏体的面积率之和除以全部淬火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和而得到的值小于0.4，与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体的面积率而得到的值小于0.6。
[2]如[1]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Ti：0.005％～0.200％、Nb：0.005％～0.200％、V：0.005％～0.500％、W：0.005％～0.500％、B：0.0003％～0.0050％、Ni：0.005％～1.000％、Cr：0.005％～1.000％、Mo：0.005％～1.000％、Cu：0.005％～1.000％、Sn：0.002％～0.200％、Sb：0.002％～0.200％、Ta：0.001％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、Zr：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0050％中的至少一种元素。
[3]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，在表面具备镀锌层。
[4]如[3]所述的高强度钢板，其中，上述镀锌层为合金化热镀锌层。
[5]一种高强度钢板的制造方法，其中，对具有[1]或[2]所述的成分组成的钢坯进行加热，在使精轧出口侧温度为750℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，实施冷轧，然后，在Ac3相变点以上的温度范围内保持20～1800s后，冷却至50℃以上且350℃以下的范围内的冷却停止温度，在上述冷却停止温度下保持2s～600s后进行冷却，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后进行冷却。
[6]一种高强度钢板的制造方法，其中，对具有[1]或[2]所述的成分组成的钢坯进行加热，在使精轧出口侧温度为750℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，实施冷轧，然后，在Ac3相变点以上的温度范围内保持20～1800s后，冷却至50℃以上且350℃以下的范围内的冷却停止温度，在上述冷却停止温度下保持2s～600s后进行冷却，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后进行冷却，然后，进一步在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后进行冷却。
[7]如[5]或[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，卷取后，在Ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s。
[8]如[5]～[7]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，进一步实施镀锌处理。
[9]如[8]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述镀锌处理后，在450℃～600℃下实施合金化处理。
发明效果
根据本发明，可以得到具有980MPa以上的TS(拉伸强度)、成形性、特别是不仅延展性优良而且扩孔性和弯曲性也优良的高强度钢板。通过将由本发明的制造方法得到的高强度钢板应用于例如汽车结构构件，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。需要说明的是，表示成分元素的含量的“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。
(1)对在本发明中将钢的成分组成限定为上述范围的理由进行说明。
C：0.030％以上且0.250％以下
C是用于使马氏体生成而使强度提高的必要元素。另外，C是对提高残余奥氏体的稳定性、提高钢的延展性有效的元素。C含量小于0.030％时，难以确保期望的马氏体的面积率，得不到期望的强度。另外，难以确保充分的残余奥氏体的面积率，得不到良好的延展性。另一方面，使C超过0.250％而过量含有时，硬质的马氏体的面积率变得过大，扩孔试验时，马氏体的晶界处的微孔增加，此外，龟裂的传播进行，扩孔性降低。另外，焊接部和热影响区的硬化变得显著，焊接部的机械特性降低，因此，点焊性、电弧焊接性等也劣化。从这样的观点出发，将C量设定为0.030％以上且0.250％以下。C含量优选为0.080％以上。C含量优选为0.200％以下。以下，硬质的马氏体是指淬火马氏体(淬火状态的马氏体)。
Si：0.01％以上且3.00％以下
Si使铁素体的加工硬化能力提高，因此对确保良好的延展性是有效的。Si量小于0.01％时，其含有效果差，因此，将下限设定为0.01％。但是，超过3.00％的Si的过量含有不仅引起钢的脆化而且还会引起因红锈等的产生所致的表面性状的劣化。此外，导致化学转化处理性和镀层品质的降低。因此，Si含量设定为0.01％以上且3.00％以下。Si含量优选为0.20％以上。Si含量优选为2.00％以下、更优选为小于0.70％。
Mn：2.50％以上且8.00％以下
Mn在本发明中是极其重要的含有元素。Mn是使残余奥氏体稳定的元素，而且是对确保良好的延展性有效的、并且通过固溶强化使钢的强度提高的元素。这样的作用通过使钢的Mn含量为2.50％以上而表现出。但是，Mn含量超过8.00％的过量含有使得化学转化处理性和镀层品质劣化。从这样的观点出发，将Mn含量设定为2.50％以上且8.00％以下。Mn含量优选为3.10％以上、更优选为3.20％以上。Mn含量优选为6.00％以下、更优选为4.20％以下。
P：0.001％以上且0.100％以下
P是具有固溶强化的作用、可以根据期望的强度而含有的元素。另外，P是促进铁素体相变因此对复合组织化也有效的元素。为了得到这样的效果，需要使P含量为0.001％以上。另一方面，P含量超过0.100％时，导致焊接性的劣化，并且在对镀锌层进行合金化处理的情况下，使合金化速度降低，损害镀锌层的品质。因此，P含量设定为0.001％以上且0.100％以下。P含量优选设定为0.005％以上。P含量优选设定为0.050％以下。
S：0.0001％以上且0.0200％以下
S向晶界偏析而在热加工时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在而使局部变形能力降低。因此，S含量需要设定为0.0200％以下、优选设定为0.0100％以下、更优选设定为0.0050％以下。但是，从生产技术上的制约出发，S含量需要设定为0.0001％以上。因此，S含量设定为0.0001以上且0.0200％以下。S含量优选设定为0.0001％以上。S含量优选设定为0.0100％以下、更优选设定为0.0050％以下。
N：0.0005％以上且0.0100％以下
N是使钢的耐时效性劣化的元素。特别是N含量超过0.0100％时，耐时效性的劣化变得显著。N含量越少越优选，从生产技术上的制约出发，N含量需要设定为0.0005％以上。因此，N含量设定为0.0005％以上且0.0100％。N含量优选设定为0.0010％以上。N含量优选设定为0.0070％以下。
Al：0.001％以上且2.000％以下
Al是使铁素体与奥氏体的双相区扩大、对降低机械特性的退火温度依赖性、即材质稳定性有效的元素。Al含量小于0.001％时，其含有效果差，因此，将下限设定为0.001％。另外，Al还是作为脱氧剂发挥作用、对钢的洁净度有效的元素，优选在脱氧工序中添加。但是，超过2.000％的大量含有导致连续铸造时的钢片产生裂纹的风险性提高，使制造性降低。从这样的观点出发，Al含量设定为0.001％以上且2.000％以下。Al含量优选为0.200％以上。Al含量优选为1.200％以下。
另外，除了上述成分以外，还可以以质量％计任意地含有选自Ti：0.005％以上且0.200％以下、Nb：0.005％以上且0.200％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、W：0.005％以上且0.500％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.100％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、Zr：0.0005％以上且0.0050％以下、REM(稀土金属的缩写)：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
上述成分以外的成分为Fe和不可避免的杂质。需要说明的是，在含有小于下限值的上述成分的情况下，以小于下限值含有的成分作为不可避免的杂质而含有。
Ti：0.005％以上且0.200％以下
Ti对钢的析出强化是有效的，使铁素体的强度提高由此能够降低与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，能够确保良好的扩孔性。其效果在0.005％以上时得到。但是，超过0.200％时，有时硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时，马氏体的晶界处的微孔增加，此外，龟裂的传播进行，扩孔性(冲裁)降低。因此，在含有Ti的情况下，将其含量设定为0.005％以上且0.200％以下。Ti含量优选设定为0.010％以上。Ti含量优选设定为0.100％以下。
Nb：0.005％以上且0.200％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、W：0.005％以上且0.500％以下
Nb、V、W对钢的析出强化是有效的，其效果在分别为0.005％以上时得到。另外，与含有Ti的效果同样，使铁素体的强度提高，由此能够降低与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，能够确保良好的扩孔性。其效果在Nb、V、W分别为0.005％以上时得到。但是，Nb超过0.200％、V、W超过0.500％时，有时硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时马氏体的晶界处的微孔增加，此外，龟裂的传播容易进行，扩孔性降低。因此，在含有Nb的情况下，其含量设定为0.005％以上且0.200％以下。Nb含量优选设定为0.010％以上。Nb含量优选设定为0.100％以下。在含有V、W的情况下，其含量设定为0.005％以上且0.500％以下。V、W含量优选设定为0.010％以上。V、W含量优选设定为0.300％以下。
B：0.0003％以上且0.0050％以下
B具有抑制铁素体从奥氏体晶界的生成和生长的作用，提高铁素体的强度，由此能够降低与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，能够确保良好的扩孔性。其效果在0.0003％以上时得到。但是，超过0.0050％时，有时成形性降低。因此，在含有B的情况下，其含量设定为0.0003％以上且0.0050％以下。B含量优选设定为0.0005％以上。B含量优选设定为0.0030％以下。
Ni：0.005％以上且1.000％以下
Ni是使残余奥氏体稳定的元素，对确保良好的延展性是有效的，此外，Ni是通过固溶强化使钢的强度提高的元素。其效果在0.005％以上时得到。另一方面，含有超过1.000％时，有时硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时马氏体的晶界处的微孔增加，此外，龟裂的传播进行，扩孔性降低。因此，在含有Ni的情况下，其含量设定为0.005％以上且1.000％以下。Ni含量优选设定为0.010％以上。Ni含量优选设定为0.500％以下。
Cr：0.005％以上且1.000％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下Cr、Mo具有使强度与延展性的平衡提高的作用，因此可以根据需要含有。其效果在Cr：0.005％以上、Mo：0.005％以上时得到。但是，分别地超过Cr：1.000％、Mo：1.000％而过量含有时，有时硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时马氏体的晶界处的微孔增加，此外，龟裂的传播进行，扩孔性降低。因此，在含有这些元素的情况下，将其量分别设定为Cr：0.005％以上且1.000％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下。Cr含量优选设定为0.010％以上。Cr含量优选设定为0.500％以下。Mo含量优选设定为0.010％以上。Mo含量优选设定为0.500％以下。
Cu：0.005％以上且1.000％以下
Cu是对钢的强化有效的元素。其效果在0.005％以上时得到。另一方面，含有超过1.000％时，有时硬质的马氏体的面积率变得过大，在扩孔试验时马氏体的晶界处的微孔增加，此外，龟裂的传播进行，扩孔性降低。因此，在含有Cu的情况下，将其量设定为0.005％以上且1.000％以下。Cu含量优选设定为0.010％以上。Cu含量优选设定为0.500％以下。
Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下
从抑制因钢板表面的氮化或氧化而产生的钢板表层的约几十μm的区域的脱碳的观点出发，Sn和Sb根据需要含有。通过含有0.002％以上的Sn或0.002％以上的Sb，抑制这样的氮化或氧化，防止在钢板表面马氏体的面积率减少。其结果是有效地确保强度、材质稳定性。另一方面，对于它们中的任一种元素，超过0.200％而过量含有时，导致韧性的降低。因此，在含有Sn和Sb的情况下，其含量分别设定为0.002％以上且0.200％以下。Sn和Sb含量分别优选设定为0.004％以上。Sn和Sb含量分别优选设定为0.050％以下。在此，马氏体表示淬火马氏体。
Ta：0.001％以上且0.100％以下
与Ti、Nb同样，Ta生成合金碳化物或合金碳氮化物而有助于高强度化。除此以外，认为还具有如下效果：通过一部分固溶在Nb碳化物或Nb碳氮化物中，生成(Nb、Ta)(C、N)这样的复合析出物，由此显著地抑制析出物的粗大化，使由析出强化带来的对强度的贡献稳定。因此，优选含有Ta。在此，上述析出物稳定化的效果通过使Ta的含量为0.001％以上而得到。另一方面，即使过量地含有Ta，析出物稳定化效果也饱和，而且合金成本也增加。因此，在含有Ta的情况下，其含量设定为0.001％以上且0.100％以下。Ta含量优选设定为0.005％以上。Ta含量优选设定为0.050％以下。
Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下、Zr：0.0005％以上且0.0050％以下、REM：0.0005％以上且0.0050％以下
Ca、Mg、Zr和REM是用于使硫化物的形状球状化、进一步改善硫化物对扩孔性的不良影响的有效元素。为了得到该效果，优选分别含有0.0005％以上。但是，分别超过0.0050％的过量含有引起夹杂物等的增加，引起表面和内部缺陷等。因此，在含有Ca、Mg、Zr和REM的情况下，其含量分别设定为0.0005％以上且0.0050％以下。Ca、Mg、Zr和REM含量分别优选设定为0.0010％以上。Ca、Mg、Zr和REM含量分别优选设定为0.0040％以下。
(2)接着，对显微组织进行说明。
铁素体的面积率：35％以上且80％以下
为了确保充分的延展性，需要使铁素体的面积率为35％以上。另外，为了确保980MPa以上的拉伸强度，需要使软质的铁素体的面积率为80％以下。需要说明的是，在此所谓的铁素体是指多边形铁素体、粒状铁素体或针状铁素体，是比较软质且富有延展性的铁素体。铁素体的面积率优选为40％以上。铁素体的面积率优选为75％以下。
淬火马氏体的面积率：5％以上且35％以下
为了实现980MPa以上的TS，需要使淬火马氏体的面积率为5％以上。另外，为了确保良好的延展性，需要使淬火马氏体的面积率为35％以下。淬火马氏体的面积率优选为5％以上。淬火马氏体的面积率优选为30％以下。
回火马氏体的面积率：0.1％以上且小于3.0％
为了确保良好的扩孔性，回火马氏体需要为0.1％以上。另外，为了实现980MPa以上的TS，需要使回火马氏体的面积率小于3.0％。回火马氏体的面积率优选为0.1％以上。回火马氏体的面积率优选为2.0％以下。
需要说明的是，铁素体、淬火马氏体和回火马氏体的面积率可以如下求出：对与钢板的轧制方向平行的板厚截面(L截面)进行研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，对于板厚1/4位置(相当于在深度方向上距钢板表面为板厚的1/4的位置)，利用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率观察10个视野，使用所得到的组织图像，利用MediaCybernetics公司的Image-Pro算出10个视野的各组织(铁素体、马氏体、回火马氏体)的面积率，将它们的值平均，从而求出铁素体、淬火马氏体和回火马氏体的面积率。另外，在上述组织图像中，铁素体呈现为灰色的组织(基底组织)，马氏体呈现为白色的组织，回火马氏体呈现为在白色的马氏体的内部具有灰色的内部结构的组织。
残余奥氏体的面积率：8％以上
为了确保充分的延展性，需要使残余奥氏体的面积率为8％以上。优选为12％以上。
需要说明的是，残余奥氏体的面积率如下求出：将钢板从板厚1/4位置研磨至0.1mm的面后，通过化学研磨进一步研磨0.1mm，对由此得到的面利用X射线衍射装置使用CoKα射线测定fcc(面心立方，Face Centered Cubic)铁的(200)、(220)、(311)面和bcc(体心立方，Body Centered Cubic)铁的(200)、(211)、(220)面的衍射峰的各个积分强度比，将所得到的9个积分强度比平均，求出体积率，使用体积率的值作为面积率。
铁素体的平均结晶粒径：6μm以下
铁素体的晶粒的微细化有助于提高TS。因此，为了确保期望的TS，需要使铁素体的平均结晶粒径为6μm以下。优选为5μm以下。
残余奥氏体的平均结晶粒径：3μm以下
残余奥氏体的晶粒的微细化有助于提高延展性和扩孔性。因此，为了确保良好的延展性、扩孔性，需要使残余奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下。优选为2.5μm以下。
残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)除以铁素体中的平均Mn量(质量％)而得到的值：1.5以上
残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)除以铁素体中的平均Mn量(质量％)而得到的值为1.5以上在本发明中是极其重要的技术特征。为了确保良好的延展性，需要Mn富集的稳定的残余奥氏体的面积高。优选为2.0以上。
残余奥氏体中的Mn量可以如下求出：使用FE-EPMA(Field Emission-ElectronProbe Micro Analyzer；场发射型电子探针微型分析仪)对板厚1/4位置的轧制方向截面的Mn在各相中的分布状态进行定量，通过测定视野内的随机的30个残余奥氏体晶粒和30个铁素体晶粒的Mn量的定量分析结果的平均值求出残余奥氏体中的Mn量。
以等效圆直径计为3μm以上的淬火马氏体与以等效圆直径计为3μm以上的残余奥氏体的面积率之和除以全部淬火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和而得到的值小于0.4
以等效圆直径计为3μm以上的淬火马氏体与以等效圆直径计为3μm以上的残余奥氏体的面积率之和除以全部淬火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和而得到的值小于0.4在本发明中是重要的技术特征。淬火马氏体和残余奥氏体的结晶粒径的微细化有助于提高扩孔性。为了确保良好的扩孔性，需要在确保足以得到高强度和高延展性的淬火马氏体和残余奥氏体的面积率的基础上增多微细的淬火马氏体和残余奥氏体的面积率。优选小于0.3％、更优选小于0.2。
需要说明的是，铁素体、马氏体、残余奥氏体的平均结晶粒径如下求出：使用上述Image-Pro，求出铁素体晶粒、马氏体粒、残余奥氏体晶粒的各面积，算出等效圆直径，将它们的值平均，由此求出铁素体、马氏体、残余奥氏体的平均结晶粒径。马氏体和残余奥氏体通过EBSD(电子背散射衍射，Electron BackScattered Diffraction)的Phase Map(相位图)识别。
与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体的面积率而得到的值小于0.6
与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的、即位于铁素体晶界的三相点的残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体的面积率而得到的值小于0.6在本发明中是重要的技术特征。如果与残余奥氏体接触的具有不同晶体取向的铁素体晶粒的数量少，则扩孔变形和弯曲变形时的应力集中被缓和，因此有助于提高扩孔性和弯曲性。因此，为了确保良好的扩孔性，需要与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体的面积率低。优选小于0.5。
需要说明的是，铁素体的晶体取向通过EBSD(电子背散射衍射，ElectronBackScattered Diffraction)的Inverse Pole Figure Map(反极图)识别。另外，具有不同晶体取向的铁素体是指通过EBSD测定能够获得的铁素体晶粒的欧拉角相差1度以上的情况。另外，对于该与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体，通过利用EBSD测定得到的IPF Map(IPF图)识别。
除此以外，优选块状奥氏体的面积率除以板条状奥氏体与块状奥氏体的面积率之和而得到的值小于0.6。在块状奥氏体的面积率过大的情况下，有可能钢的扩孔性降低。因此，为了确保更良好的扩孔性，优选使块状奥氏体的面积率除以板条状奥氏体与块状奥氏体的面积率之和而得到的值为小于0.6的范围内。块状奥氏体的面积率除以板条状奥氏体与块状奥氏体的面积率之和而得到的值优选设定为小于0.4的范围内。此处所谓的块状奥氏体是指长轴与短轴的长径比小于2.0的奥氏体，板条状奥氏体是指长轴与短轴的长径比为2.0以上的奥氏体。需要说明的是，残余奥氏体的长径比如下算出：使用Photoshopelements13，描绘出与残余奥氏体晶粒外接的椭圆，用其长轴长度除以短轴长度，由此算出残余奥氏体的长径比。
本发明的显微组织中，除了铁素体、淬火马氏体、回火马氏体和残余奥氏体以外，贝氏体、珠光体、渗碳体等碳化物的合计即使以面积率计在10％以下的范围内含有，也不会损害本发明效果。
(3)接着，对制造条件进行说明。
钢坯的加热温度
虽然没有特别限定，但钢坯的加热温度优选设定为1100℃以上且1300℃以下。在钢坯的加热阶段存在的析出物在最终得到的钢板内作为粗大的析出物存在，无助于强度，因此可以使铸造时析出的Ti、Nb系析出物再溶解。此外，从除去钢坯表层的气泡、偏析等、进一步减少钢板表面的龟裂、凹凸而实现更平滑的钢板表面的观点出发，钢坯的加热温度也优选设定为1100℃以上。另一方面，从减少与氧化量的增加相伴的氧化皮损耗的观点出发，钢坯的加热温度优选设定为1300℃以下。钢坯的加热温度更优选设定为1150℃以上。钢坯的加热温度更优选设定为1250℃以下。
为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连铸法来制造，但也可以通过铸锭法、薄坯体铸造法等来制造。另外，制造钢坯后，除了暂时冷却至室温然后进行再次加热的现有方法以外，也可以毫无问题地应用不冷却至室温地以热片的状态装入加热炉中或者略微进行保温后立即进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺。另外，钢坯在通常的条件下通过粗轧制成薄板坯，但是，在着眼于加热温度的情况下，从防止热轧时的故障的观点出发，优选在精轧前使用棒加热器等对薄板坯进行加热。
热轧的精轧出口侧温度：750℃以上且1000℃以下
加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧，制成热轧钢板。此时，精轧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基与氧化物的界面粗糙，存在酸洗、冷轧后的表面品质劣化的倾向。另外，如果在酸洗后局部地存在热轧氧化皮的残留等，则对延展性、扩孔性带来不良影响。此外，有时结晶粒径变得过度粗大，加工时产生压制品表面粗糙。另一方面，精轧温度低于750℃时，轧制载荷增大，轧制负荷增大，奥氏体在未再结晶状态下的压下率提高。其结果是得不到期望的结晶粒径，异常的织构发达，最终产品的面内各向异性变得显著，材质的均匀性(材质稳定性)受损，不仅如此，延展性本身也降低。因此，需要将热轧的精轧出口侧温度设定为750℃以上且1000℃以下。热轧的精轧出口侧温度优选设定为800℃以上。热轧的精轧出口侧温度优选设定为950℃以下。
热轧后的卷取温度：300℃以上且750℃以下
热轧后的卷取温度超过750℃时，热轧板组织的铁素体的结晶粒径变大，难以确保最终退火板的期望的强度。另一方面，热轧后的卷取温度低于300℃时，热轧板强度升高，冷轧中的轧制负荷增大，或者产生板形状的不良，因此生产率降低。因此，需要将热轧后的卷取温度设定为300℃以上且750℃以下。热轧后的卷取温度优选设定为400℃以上。热轧后的卷取温度优选设定为650℃以下。
需要说明的是，也可以在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，也可以对粗轧板暂时进行卷取。另外，为了降低热轧时的轧制载荷，可以使精轧的一部分或全部为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点出发，也优选进行润滑轧制。需要说明的是，在进行润滑轧制的情况下，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下。
对这样制造的热轧钢板任选地进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，进一步改善化学转化处理性、镀层品质，因此优选实施。在对热轧钢板进行加热保持的情况下，为了除去钢板表面的氧化物，可以在加热保持后的冷却后进行一次酸洗，也可以分成多次进行酸洗。在分成多次进行酸洗的情况下，如果在加热保持后的冷却后进行酸洗，则能够进一步除去钢板表面的氧化物，因此优选。在进行多次加热保持的情况下，可以在各加热保持后的冷却后进行酸洗。
在Ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s
在Ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s使用于接着实施冷轧的钢板软质化，因此优选。
在Ac1相变点以下的温度范围内保持的情况下，Mn在奥氏体中富集，冷却后，生成硬质的马氏体和残余奥氏体。其结果得到了以等效圆直径计为3μm以上的淬火马氏体与以等效圆直径计为3μm以上的残余奥氏体的面积率之和除以全部淬火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和而得到的值小于0.30的适合条件。另外，保持少于1800s的情况下，有时不能除去热轧后的应变，不能进行钢板的软质化。
需要说明的是，热处理方法为连续退火、间歇退火中的任一种退火方法均可。另外，上述热处理后，冷却至室温，但其冷却方法和冷却速度没有特别规定，间歇退火中的炉冷、空冷和连续退火中的气体喷射冷却、喷雾冷却、水冷等中的任一种冷却均可。另外，实施酸洗处理的情况下可以采用常规方法。
冷轧
对所得到的钢板实施冷轧。冷轧率没有限制，优选为15～80％。通过以该范围实施冷轧，可得到充分地再结晶的期望的组织，延展性提高。
在Ac3相变点以上的温度范围内保持20～1800s
在低于Ac3相变点的温度范围且少于20s的条件下保持的情况下，没有进行充分的再结晶，得不到期望的组织，因此λ(冲裁)和弯曲性降低。另外，之后的用于确保镀层品质的Mn表面富集没有充分地进行。另一方面，保持超过1800s的情况下，Mn表面富集饱和。
冷却至50℃以上且350℃以下、直接在冷却停止温度下保持2s～600s
本发明的技术构思是通过在退火前组织中生成薄的膜状奥氏体(与铁素体接触少的奥氏体的核)而在接下来的退火工序中使该膜状奥氏体变为板条状奥氏体(与铁素体接触少的奥氏体)并且使Mn富集在该板条状奥氏体中。通过冷却并保持在50℃以上且350℃以下，生成在之后的退火中成为板条状奥氏体的膜状奥氏体。在低于50℃保持的情况下，马氏体相变结束，因此没有残留膜状奥氏体，结果也得不到板条状奥氏体。另外，在超过350℃保持的情况下，膜状奥氏体发生分解，结果也得不到板条状奥氏体。因此，在低于50℃和超过350℃的温度范围内保持的情况下，无法得到与铁素体接触少的残余奥氏体，在之后的退火工序中，从晶界、晶界三相点形成大量具有三个以上不同晶体取向的残余奥氏体。其结果是，与具有三个以上不同晶体取向的铁素体接触的残余奥氏体相对于与上述具有三个以上不同晶体取向的铁素体接触减少的残余奥氏体而言增加，得不到期望的组织。另外，在保持少于2s的情况下也是同样，无法得到与铁素体接触少的残余奥氏体，得不到期望的组织。此外，在保持超过600s的情况下，与铁素体接触少的残余奥氏体发生分解，同样地，与具有三个以上不同晶体取向的铁素体接触的残余奥氏体增加，得不到期望的组织。
在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s
在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s在本发明中是极其重要的技术特征。在低于Ac1相变点的温度范围且少于20s的条件下保持的情况下，在升温中形成的碳化物未熔化完全，难以确保充分的面积率的马氏体和残余奥氏体，强度降低。另外，在超过Ac1相变点+150℃的温度范围时，Mn在奥氏体中的富集饱和，得不到充分的面积率的残余奥氏体，延展性降低。优选为Ac1相变点+100℃以下。此外，在保持超过1800s的情况下，马氏体增加，无法实现高强度化，并且无法得到用于确保延展性的充分的面积率的残余奥氏体。
另外，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后，冷却至暂时冷却停止温度，再次在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s，由此可以得到良好的材质。在低于Ac1相变点、少于20秒的条件下保持的情况下，得不到充分的面积率的马氏体和残余奥氏体，延展性降低。另一方面，在超过Ac1相变点、超过1800秒的条件下保持的情况下，马氏体的面积率过度增加，延展性降低。对于上述暂时冷却停止温度，进行酸洗的情况下优选为200℃以下的温度范围，在不进行酸洗的情况下优选为200～500℃的温度范围。需要说明的是，对于冷却至上述暂时冷却停止温度的方法没有特别限定，可以使用空冷。
镀锌处理
在实施热镀锌处理的情况下，将实施了上述退火处理的钢板浸渍在440℃以上且500℃以下的镀锌浴中，实施热镀锌处理，然后，通过气体擦拭等调整镀层附着量。需要说明的是，镀锌中优选使用Al量为0.08％以上且0.30％以下的镀锌浴。
在实施镀锌层的合金化处理的情况下，镀锌处理后在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。在超过600℃的温度下进行合金化处理时，未相变奥氏体相变为珠光体，有时不能确保期望的残余奥氏体的面积率，延展性降低。因此，在进行镀锌层的合金化处理的情况下，优选在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施镀锌层的合金化处理。
其他制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点出发，上述退火(加热和保持)优选通过连续退火设备进行。另外，退火、热镀锌、镀锌层的合金化处理等一系列处理优选通过热镀锌线CGL(连续镀锌线，Continuous Galvanizing Line)进行。
需要说明的是，出于形状矫正、调整表面粗糙度等目的，可以对上述“高强度钢板”、“高强度热镀锌钢板”进行表皮光轧。表皮光轧的压下率优选为0.1％以上且2.0％以下的范围。小于0.1％时，效果小，也难以控制，因此将其作为良好范围的下限。另外，超过2.0％时，生产率显著降低，因此将其作为良好范围的上限。需要说明的是，表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性地进行目标压下率的表皮光轧，也可以分成多次进行。另外，也可以实施树脂或油脂涂布等各种涂布处理。
实施例
将具有表1所示的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢通过转炉熔炼，通过连铸法制成钢坯。将所得到的钢坯再加热至1250℃后，在表2、3所示的条件下进行热轧，任选地在Ac1相变点以下进行热处理、冷轧，在Ac3相变点以上加热保持后进行冷却，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下进行退火后，得到高强度冷轧钢板(CR)。进一步，实施镀锌处理，得到热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)。需要说明的是，进行两次Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的退火的情况下，第一次退火后，暂时冷却至室温后，进行第二次退火。关于热镀锌浴，对于热镀锌钢板(GI)而言，使用含有0.19质量％的Al的锌浴，对于合金化热镀锌钢板(GA)而言，使用含有0.14质量％的Al的锌浴，浴温设定为465℃。镀层附着量设定为每单面45g/m2(双面镀覆)，对于GA而言，调整成使镀层中的Fe浓度为9质量％以上且12质量％以下。
对所得到的钢板的截面显微组织、拉伸特性、扩孔性进行调査，将其结果示于表4、5、6中。
需要说明的是，Ac1相变点和Ac3相变点使用以下公式求出。
Ac1相变点(℃)＝751-16×(％C)+11×(％Si)-28×(％Mn)-5.5×(％Cu)-16×(％Ni)+13×(％Cr)+3.4×(％Mo)
Ac3相变点(℃)＝910-203√(％C)+45×(％Si)-30×(％Mn)-20×(％Cu)-15×(％Ni)+11×(％Cr)+32×(％Mo)+104×(％V)+400×(％Ti)+200×(％Al)
其中，(％C)、(％Si)、(％Mn)、(％Ni)、(％Cu)、(％Cr)、(％Mo)、(％V)、(％Ti)、(％Al)为各个元素的含量(质量％)。
Figure BDA0003221678250000221
Figure BDA0003221678250000231
Figure BDA0003221678250000241
[表4]
Figure BDA0003221678250000251
下划线部分：表示在本发明范围外。
F：铁素体、M：淬火马氏体、RA：残余奥氏体
[表5]
Figure BDA0003221678250000261
下划线部分：表示在本发明范围外。
F：铁素体、M：淬火马氏体、TM：回火马氏体、RA：残余奥氏体、B：贝氏体、P：珠光体、θ：碳化物(渗碳体等)
[表6]
Figure BDA0003221678250000271
下划线部分：表示在本发明范围外。
拉伸试验使用以拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取了样品的JIS5号试验片并依据JISZ 2241(2011年)进行，测定TS(拉伸强度)、EL(总伸长率)。
在本发明中，关于机械特性，将下述情况判断为良好。
TS：980MPa以上且小于1080MPa的情况下，EL：20％以上
TS：1080MPa以上且小于1180MPa的情况下，EL：16％以上
TS：1180MPa以上且小于1270MPa的情况下，EL：12％以上
其中，板厚：1.0～1.8mm。
扩孔性依据JIS Z 2256(2010年)进行。将所得到的各钢板切割成100mm×100mm后，以12％±1％的间隙冲裁出直径10mm的孔、或者通过铰孔加工切削扩展成直径10mm的孔后，在使用内径75mm的模具以9吨的压边力压着的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定龟裂产生极限下的孔直径，根据下述公式求出极限扩孔率λ(％)，由该极限扩孔率的值来评价扩孔性。
在此，铰孔加工是指将利用钻头加工后的内径用切削刃部切削扩展成规定的孔尺寸，进而一边在边缘部擦拭加工面一边进行精加工。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100
其中，Df是龟裂产生时的孔径(mm)，D0是初始孔径(mm)。需要说明的是，在本发明中，针对每种TS范围，将下述情况判断为良好。
TS：980MPa以上且小于1080MPa的情况下，(冲裁)λ：15％以上、(铰孔加工)λ：40％以上
TS：1080MPa以上且小于1180MPa的情况下，(冲裁)λ：12％以上、(铰孔加工)λ：35％以上
TS：1180MPa以上且小于1270MPa的情况下，(冲裁)λ：10％以上、(铰孔加工)λ：30％以上
弯曲试验是以轧制方向为弯曲轴(Bending direction)的方式从各退火钢板上裁取宽度30mm、长度100mm的弯曲试验片，基于JISZ2248(1996年)的V型块法实施测定。以100mm/秒的压入速度在各弯曲半径下实施n＝3的试验，针对弯曲部外侧，利用实体显微镜判定有无龟裂，将不产生龟裂的最小的弯曲半径作为极限弯曲半径R(mm)。需要说明的是，在本发明中，将满足90°V型弯曲下的极限弯曲R/t：2.5以下(t：钢板的板厚(mm))的情况判定为钢板的弯曲性良好。
化学转化处理性通过对所得到的冷轧钢板使用日本帕卡濑精公司制造的化学转化处理液(PALBOND L3080(注册商标))利用下述方法进行化学转化处理，由此形成化学转化被膜，对化学转化处理性进行评价。
首先，使用日本帕卡濑精公司制造的脱脂液FINE CLEANER(注册商标)对所得到的冷轧钢板进行脱脂后，进行水洗，接着，使用日本帕卡濑精公司制造的表面调整液PREPALENE Z(注册商标)进行30秒钟的表面调整。将表面调整后的冷轧钢板在43℃的化学转化处理液(PALBOND L3080(注册商标))中浸渍120秒钟，然后，进行水洗。利用暖风进行干燥。由此，对冷轧钢板实施了化学转化处理。
对于化学转化处理后的冷轧钢板的表面，使用SEM(扫描电子显微镜)以500倍的倍率随机地观察5个视野。通过图像处理求出未生成化学转化被膜的区域(所谓的未覆盖区(スケ))的面积率(％)，根据求出的面积率进行以下评价。
评分5：5％以下
评分4：大于5％且10％以下
评分3：大于10％且25％以下
评分2：大于25％且40％以下
评分1：大于40％
如果是评分4或评分5，则可以说化学转化处理性良好。其中，优选为评分5。
镀覆性通过外观进行评价。将没有不上镀、合金化不均、其他损害表面品质的缺陷等外观不良、确保了适当的表面品质的情况判定为○，特别是将也没有色调的不均等而具有优良的外观的情况判定为◎，将观察到一部分轻微的缺陷的情况判定为△，将发现了大量表面缺陷的情况判定为×。
本发明例的高强度钢板均具有980MPa以上的TS，得到了成形性优良的高强度钢板。另一方面，在比较例中，TS、EL、λ、弯曲性、化学转化处理性、镀覆性中的至少一个特性差。
产业上的可利用性
根据本发明，可以得到具有980MPa以上的TS(拉伸强度)的成形性优良的高强度钢板。通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构构件，能够实现由车身轻量化带来的燃料效率改善，产业上的利用价值非常大。

Claims (9)

1.一种高强度钢板，其具有：
如下成分组成：以质量％计，含有C：0.030％～0.250％、Si：0.01％～3.00％、Mn：2.50％～8.00％、P：0.001％～0.100％、S：0.0001％～0.0200％、N：0.0005％～0.0100％、Al：0.001％～2.000％，余量由Fe和不可避免的杂质构成；以及
如下钢组织：以面积率计铁素体为35％以上且80％以下、淬火马氏体为5％以上且35％以下、回火马氏体为0.1％以上且小于3.0％，以面积率计残余奥氏体为8％以上，并且，所述铁素体的平均结晶粒径为6μm以下，所述残余奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下，所述残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)除以所述铁素体中的平均Mn量(质量％)而得到的值为1.5以上，并且，粒径以等效圆直径计为3μm以上的淬火马氏体与以等效圆直径计为3μm以上的残余奥氏体的面积率之和除以全部淬火马氏体与全部残余奥氏体的面积率之和而得到的值小于0.4，与具有不同晶体取向的三个以上铁素体接触的残余奥氏体的面积率除以全部残余奥氏体的面积率而得到的值小于0.6。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自Ti：0.005％～0.200％、Nb：0.005％～0.200％、V：0.005％～0.500％、W：0.005％～0.500％、B：0.0003％～0.0050％、Ni：0.005％～1.000％、Cr：0.005％～1.000％、Mo：0.005％～1.000％、Cu：0.005％～1.000％、Sn：0.002％～0.200％、Sb：0.002％～0.200％、Ta：0.001％～0.100％、Ca：0.0005％～0.0050％、Mg：0.0005％～0.0050％、Zr：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0050％中的至少一种元素。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在表面具备镀锌层。
4.如权利要求3所述的高强度钢板，其中，所述镀锌层为合金化热镀锌层。
5.一种高强度钢板的制造方法，其中，对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯进行加热，在使精轧出口侧温度为750℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，实施冷轧，然后，在Ac3相变点以上的温度范围内保持20～1800s后，冷却至50℃以上且350℃以下的范围内的冷却停止温度，在所述冷却停止温度下保持2s～600s后进行冷却，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后进行冷却。
6.一种高强度钢板的制造方法，其中，对具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯进行加热，在使精轧出口侧温度为750℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，实施冷轧，然后，在Ac3相变点以上的温度范围内保持20～1800s后，冷却至50℃以上且350℃以下的范围内的冷却停止温度，在所述冷却停止温度下保持2s～600s后进行冷却，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后进行冷却，然后，进一步在Ac1相变点以上且Ac1相变点+150℃以下的温度范围内保持20～1800s后进行冷却。
7.如权利要求5或6所述的高强度钢板的制造方法，其中，卷取后，在Ac1相变点以下的温度范围内保持超过1800s。
8.如权利要求5～7中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，进一步实施镀锌处理。
9.如权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述镀锌处理后，在450℃～600℃下实施合金化处理。
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