CN113544299B

CN113544299B - 高强度钢板及其制造方法

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Publication number: CN113544299B
Application number: CN202080017780.4A
Authority: CN
Inventors: 东昌史; 樱田荣作; 虻川玄纪; 大冢研一郎; 丰田武
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2019-03-22
Filing date: 2020-03-19
Publication date: 2023-08-15
Anticipated expiration: 2040-03-19
Also published as: MX2021010227A; JPWO2020196311A1; KR20210119500A; WO2020196311A1; KR102658163B1; EP3943624A1; EP3943624A4; CN113544299A; US20220186333A1; JP7136335B2

Abstract

该高强度钢板具有预定的化学组成，显微组织以体积率计含有合计为95％以上的回火马氏体和贝氏体，余量由铁素体和珠光体构成，所述显微组织的每单位体积含有5.0×10⁹个/mm³以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物，从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从所述表面起0.20～0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上，抗拉强度为980MPa以上，所述抗拉强度与伸长率之积为12000MPa×％以上。

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。

本申请基于2019年03月22日向日本申请的日本特愿2019-055469号来主张优先权，将其内容援引于此。

背景技术

近年来，为了保护地球环境，要求提高汽车的燃料经济性。关于汽车的燃料经济性提高，对于在汽车部件中使用的钢板(汽车用钢板)，为了确保耐碰撞性能并将车身轻量化，高强度钢板的应用正在推进，面向行驶部件也在推进高强度钢板的开发。对于向汽车的行驶部件应用的钢板，除了高抗拉强度、高屈服强度(高YP)、高延展性之外，也要求耐疲劳特性优异。

例如专利文献1、2公开了通过对热轧后的钢板实施退火并在其前后实施平整轧制而谋求了高强度化的钢板。另外，专利文献1、2公开了这些钢板的耐疲劳特性优异。

但是，专利文献1所公开的高强度钢板中，未得到980MPa以上的抗拉强度。另外，专利文献2所公开的高强度钢板虽然能够确保980MPa以上的抗拉强度，但为了向行驶部件的进一步应用扩大，要求延展性(尤其是伸长率)的提高。

如上所述，以往，未提出具有980MPa以上的高抗拉强度且具有高屈服强度、高延展性且耐疲劳特性也优异的钢板。

现有技术文献

专利文献1：国际公开第2018/026013号

专利文献2：国际公开第2010/137317号

发明内容

本发明是鉴于上述课题而完成的。本发明的目的在于，提供对于汽车的行驶部件适宜的具有高屈服强度、高延展性和优异的耐疲劳特性且抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板及其制造方法。

本发明人关于解决上述课题的手法进行了锐意研究。其结果，发现了：在具有预定化学组成的钢板中，通过将显微组织设为含有合计为95％以上的回火马氏体和贝氏体的组织，显微组织的每单位体积含有5.0×10⁹个/mm³以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物，从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从表面起0.20～0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上，由此能够制造具有高屈服强度、高延展性(高伸长率)和优异的耐疲劳特性的抗拉强度为980MPa以上且抗拉强度与延展性(伸长率)之积(TS×El)为12000MPa×％以上的钢板。

另外，发现了为得到这样的钢板，以下是有效的：为了将大量含有的Ti、Nb熔解，将供于热轧的板坯加热到1230℃以上，使热轧后的卷绕温度成为300℃以上且600℃以下而设为马氏体与贝氏体的混合组织，并且抑制热轧后的卷绕时的析出物析出，对卷绕后的热轧钢板实施轻压而导入位错，将位错作为Ti、Nb析出物的成核点，在450～Ac1℃的温度范围短时间热处理，从而使包含细微Ti的析出物析出预定量以上。

本发明基于上述见解而完成，其主旨如下。

(1)本发明一方案涉及的高强度钢板，化学组成以质量％计含有C：0.020～0.090％、Si：0.01～2.00％、Mn：1.00～3.00％、Ti：0.010～0.200％、Al：0.005～1.000％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、Ni：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Cr：0～2.00％、Mo：0～2.00％、Nb：0～0.100％、V：0～0.100％、W：0～0.100％、B：0～0.0100％、REM：0～0.0300％、Ca：0～0.0300％、Mg：0～0.0300％，余量由Fe和杂质构成，且满足0.100≤Ti+Nb+V≤0.450，显微组织以体积率计含有合计为95％以上的回火马氏体和贝氏体，余量由铁素体和珠光体构成，所述显微组织的每单位体积含有5.0×10⁹个/mm³以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物，从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从所述表面起0.20～0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上，抗拉强度为980MPa以上，所述抗拉强度与伸长率之积为12000MPa×％以上。

(2)根据上述(1)所述的高强度钢板，所述化学组成以质量％计可以含有选自以下之中的1种或2种以上，Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～2.00％、Nb：0.005～0.100％、V：0.005～0.100％、W：0.005～0.100％、B：0.0005～0.0100％、REM：0.0003～0.0300％、Ca：0.0003～0.0300％、Mg：0.0003～0.0300％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度钢板，可以在所述表面具备热浸镀锌层。

(4)根据(3)所述的高强度钢板，所述热浸镀锌层可以是合金化热浸镀锌层。

(5)本发明另一方案涉及的高强度钢板的制造方法，是制造上述(1)或(2)所述的高强度钢板的方法，具备加热工序、热轧工序、卷绕工序、酸洗工序、轻压工序和再加热工序，所述加热工序将板坯加热到1230℃以上，所述板坯的化学组成以质量％计含有C：0.020～0.090％、Si：0.01～2.00％、Mn：1.00～3.00％、Ti：0.010～0.200％、Al：0.005～1.000％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、Ni：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Cr：0～2.00％、Mo：0～2.00％、Nb：0～0.100％、V：0～0.100％、W：0～0.100％、B：0～0.0100％、REM：0～0.0300％、Ca：0～0.0300％、Mg：0～0.0300％，余量由Fe和杂质构成，所述热轧工序以精轧温度达到930℃以上的方式对所述板坯进行热轧而得到热轧钢板，所述卷绕工序在300℃以上且600℃以下将所述热轧钢板卷绕后冷却至室温，所述酸洗工序对所述卷绕工序后的所述热轧钢板进行酸洗，所述轻压工序以超过5％且30％以下的压下率对所述酸洗工序后的所述热轧钢板进行压下，所述再加热工序将所述轻压工序后的所述热轧钢板再加热到450～Ac1℃的温度范围并保持10～1500秒。

(6)根据上述(5)所述的高强度钢板的制造方法，可以还具备对所述再加热工序后的所述热轧钢板实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。

(7)根据上述(6)所述的高强度钢板的制造方法，可以还具备将所述热浸镀锌工序后的所述热轧钢板加热到460～600℃的合金化工序。

根据本发明的上述方案，能够提供具有高屈服强度、高延展性及优异的耐疲劳特性的抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板。该钢板有助于汽车部件的轻量化，因此在工业上的价值大。另外，该钢板为高强度(高抗拉强度)、高屈服强度、高延展性，且耐疲劳特性优异，因此对于汽车的行驶部件是适宜的。

本发明的高强度钢板包括在表面具备镀锌层的高强度热浸镀锌钢板以及高强度合金化热浸镀锌钢板等镀覆钢板。

附图说明

图1A是表示本发明钢的含Ti析出物的按粒径的个数密度的图。

图1B是表示比较钢的含Ti析出物的按粒径的个数密度的图。

图2A是表示热轧后的卷绕温度与YP(屈服强度)的关系的图。

图2B是表示热轧后的卷绕温度与TS(抗拉强度)的关系的图。

图2C是表示热轧后的卷绕温度与TS×El(伸长率)的关系的图。

图2D是表示热轧后的卷绕温度与λ(扩孔率)的关系的图。

图3A是表示轻压中的压下率与YP(屈服强度)的关系的图。

图3B是表示轻压中的压下率与TS(抗拉强度)的关系的图。

图3C是表示轻压中的压下率与TS×El(伸长率)的关系的图。

图3D是表示轻压中的压下率与λ(扩孔率)的关系的图。

图4A是表示再加热工序中的热处理温度与YP(屈服强度)的关系的图。

图4B是表示再加热工序中的热处理温度与TS(抗拉强度)的关系的图。

图4C是表示再加热工序中的热处理温度与TS×El(伸长率)的关系的图。

图4D是表示再加热工序中的热处理温度与λ(扩孔率)的关系的图。

图5A是表示再加热工序中的热处理时间与YP(屈服强度)的关系的图。

图5B是表示再加热工序中的热处理时间与TS(抗拉强度)的关系的图。

图5C是表示再加热工序中的热处理时间与TS×El(伸长率)的关系的图。

图5D是表示再加热工序中的热处理时间与λ(扩孔率)的关系的图。

具体实施方式

本发明一实施方式涉及的高强度钢板(以下，称作本实施方式的钢板)具有预定的化学组成，显微组织含有合计为95％以上的回火马氏体和贝氏体，余量由铁素体和珠光体构成，所述显微组织的每单位体积含有5.0×10⁹个/mm³以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物，从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从表面起0.20～0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上。另外，本实施方式的钢板的抗拉强度为980MPa以上，抗拉强度与伸长率之积为12000MPa×％以上。

本实施方式的钢板中，为高强度、高延展性，能够得到YP/TS≥0.90这一高屈服强度、疲劳极限/TS≥0.40以上这一优异的耐疲劳特性。另外，扩孔率也能够确保40％以上。

以下，对本实施方式的钢板进行详细说明。

<显微组织以体积率计含有合计为95％以上的回火马氏体和贝氏体，余量由铁素体和珠光体构成>

首先，关于显微组织的限定理由进行叙述。

本实施方式的钢板中，显微组织的主相是以体积率计合计为95％以上的回火马氏体和贝氏体。

如后所述，本实施方式的钢板利用热轧及接在其后的轻压实现的位错导入及热处理，将等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物以使其个数密度达到5.0×10⁹个/mm³以上的方式进行控制。因而，需要使热处理前的显微组织的主相成为包含很多在热处理时成为析出物的析出位点的位错的马氏体或贝氏体。通过对包含很多位错的马氏体或贝氏体进行热处理，包含细微析出物的回火马氏体和/或贝氏体成为主相。除此之外，在热处理前存在的马氏体、贝氏体中的位错、在加工时导入的位错通过热处理而恢复、再排列，因此通过热处理也会带来延展性的提高。尤其是贝氏体与马氏体相比伸长率高，因此，在需要特别优异的延展性的情况下，优选将贝氏体体积率设为50％以上。

另外，铁素体、珠光体在高温下形成，因此，若形成这些组织，则在其内部析出的含Ti析出物也容易粗大化。在该情况下，无法将等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物确保5.0×10⁹个/mm³以上。由此来看，显微组织也需要以体积率计将回火马氏体和/或贝氏体以体积率包含合计95％以上，使余量成为5％以下。在本实施方式中，回火马氏体意味着包含渗碳体和/或含Ti析出物的马氏体。

关于显微组织，通过与轧制方向平行地切取钢板，以使板厚方向成为观察面的方式进行研磨且利用硝酸乙醇试剂进行蚀刻后，使用SEM以1000～30000倍的倍率观察在板厚方向上从表面起板厚的1/4的位置，能够确定铁素体、贝氏体、珠光体、马氏体。即，能够根据组织形态，即铁素体是不包含铁系碳化物的具有等轴形状的粒，珠光体是铁素体及渗碳体的层状组织，贝氏体是具有板条状形态且在板条间包含渗碳体和/或残余奥氏体的组织等来判断。求出从SEM观察图像确定出的各组织的面积率，将其设为体积率。各体积分率通过以上述的倍率观察5视场以上(例如5～10视场)且将在各视场下得到的各组织的分率平均而求出。

在马氏体中，存在在板条内包含碳化物的回火马氏体和不包含碳化物的淬火原样的马氏体(新鲜马氏体)双方，它们能够通过利用SEM、TEM来观察并确认碳化物的有无而确定。一般来说，回火马氏体大多是指包含渗碳体等铁系碳化物的马氏体，但本实施方式中，将包含含Ti细微析出物的马氏体也定义为回火马氏体。

<显微组织的每单位体积含有5.0×10⁹个/mm³以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物>

接着，关于本发明人着眼于析出物的尺寸、个数密度的理由进行说明。本发明人锐意调查了能够确保980MPa以上的抗拉强度的析出物的尺寸与个数密度的关系。其结果，知道了：以往的热轧钢板、专利文献1、2的钢板中包含的析出物未能将尺寸(等效圆直径)控制为5.0nm以下，个数密度也小。本发明人进一步进行了研究，结果发现了：其原因在于，形成析出物的Ti等的含量少，或者，即使含有Ti等，在板坯的阶段中也作为粗大析出物而存在，在板坯加热时也不熔解，在热轧后的卷绕这样的长时间的热处理中析出的TiC粗大化，由此，等效圆直径为5.0nm以下的析出物的个数密度小于5.0×10⁹个/mm³。

本实施方式的钢板通过将以个数密度计含有5.0×10⁹个/mm³以上的等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的回火马氏体设为主相，能够确保980MPa以上的抗拉强度，耐疲劳特性也优异。

关于析出物的尺寸及个数密度的限定理由进行说明。

将等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物的每单位体积的个数密度设为5.0×10⁹个/mm³以上是为了确保980MPa以上的抗拉强度。若个数密度小于5.0×10⁹个/mm³，则难以确保980MPa以上的抗拉强度。因而，等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度需要设为5.0×10⁹个/mm³以上。

将析出物设为含Ti析出物是因为含Ti析出物在热轧前的板坯的加热阶段容易大量熔解，且作为等效圆直径为5.0nm以下的细微析出物而析出。这里所说的5.0nm是等效圆直径。作为析出物，碳化物、氮化物、碳氮化物等种类没有限定，但尤其碳化物作为5.0nm以下的细微析出物而析出，有助于强度提高，因此优选。Ti的析出物主要包含在作为主相的回火马氏体和贝氏体中。

Nb也具有与Ti类似的效果，但Nb的碳化物在板坯的加热阶段能够熔解的量少，并且，即使使Nb单独含有，也无法确保980MPa以上的抗拉强度。另外，V在板坯的加热阶段能够大量熔解，但析出物的尺寸比较大，即使使V单独含有，也难以将5.0nm以下的析出物确保5.0×10⁹个/mm³以上。因此，需要设为含Ti析出物。不过，只要能够将5.0nm以下的析出物确保5.0×10⁹个/mm³以上即可，也可以是具有将Ti的一部分利用Nb、V和/或Mo进行了取代的构造的复合析出物((Ti，Nb，V)C等)。

将与上述个数密度一起控制的析出物的尺寸以等效圆直径计设为5.0nm以下的理由是为了确保980MPa以上的抗拉强度。等效圆直径超过5.0nm的析出物中，无法将个数密度设为5.0×10⁹个/mm³以上，无法确保980MPa以上的抗拉强度。

等效圆直径是将观察到的析出物的形状假定为圆且向其面积成为等价的圆的直径换算而得到的值。具体而言，Ti析出物除了球状以外，有时具有板状、针状的形状，但测定观察到的析出物的面积，将析出物假定为圆，向其面积成为等价的圆的直径换算而得到的值是等效圆直径。

本实施方式的钢板有效利用析出强化来确保钢板强度。因而，能够抑制电弧焊等焊接时的课题即在热影响区的软化，焊接部的疲劳强度也优异。另外，本实施方式的钢板通过等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物来提高强度。在这样的情况下，屈服应力(YP)与抗拉强度(TS)之比即屈强比(＝YP/TS)为0.90以上、极高。通过使用屈强比高的本实施方式的钢板，能够提供在爬上路缘石、碰撞时难以变形的汽车用行驶部件。

关于含Ti析出物的个数密度，使用电解提取残值法，测定钢板的每单位体积中包含的析出物的1.0nm间距下的按等效圆直径的个数密度(例如等效圆直径超过0nm且为1.0nm以下的个数密度、超过1.0nm且为2.0nm以下的个数密度、超过2.0nm且为3.0nm以下的个数密度...这样的状况)。关于析出物的个数密度，优选由钢板的可得到代表性组织的表面起沿深度方向0.20mm～3/8厚度位置、例如表面起板厚的1/4的位置附近制取。板厚中心因中心偏析的影响而有时存在粗大碳化物，并且局部化学组成因偏析影响而不同，因此作为测定位置不优选。从表面起沿深度方向小于0.20mm的位置会受因轻压下而导入的高密度的位错的影响和/或加热时的脱碳影响，有时碳化物的个数密度与内部不同，因此作为测定位置不优选。

在测定时，利用透射型电子显微镜(TEM)和EDS来进行碳化物的组成分析，确认细微析出物是含Ti析出物即可。具体而言，将钢板从表面起研磨至板厚的1/4的位置，按照电解提取残值法，将钢板熔化1g左右后，将得到的包含Ti析出物的溶液利用滤纸过滤，使得到的析出物附着于C膜后，实施TEM观察。在观察时，倍率在50000～100000倍下设为20～30视场，将得到的析出物的化学组成利用EDS来确定。之后，对通过TEM观察得到的照片进行图像解析，算出各析出物的等效圆直径和个数密度。

设为测定对象的析出物的尺寸的下限不特别规定，通过将等效圆直径5.0nm以下的析出物设为每单位体积5.0×10⁹个/mm³以上，能够得到效果，但本实施方式的热轧钢板中，认为小于0.4nm的析出物少，因此也可以将0.4nm以上的等效圆直径的析出物设为实质性的对象。

<从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从表面起0.20～0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上>

本实施方式的钢板中，需要将从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从表面起0.20～0.50mm的位置(在板厚方向上从表面起0.20mm的位置～从表面起0.50mm的位置的范围)中的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc设为0.85以上。

将从表面起在板厚方向上20μm的位置的平均硬度(Hvs)与从表面起在板厚方向上0.20～0.50mm的位置处的平均硬度(Hvc)之比即Hvs/Hvc设为0.85以上是为了提高Hvs/Hvc而使耐疲劳特性大幅提高。

一般来说，疲劳断裂从表面产生，因此，为了抑制疲劳龟裂的产生，将表层硬质化是有效的。另一方面，热轧钢板在板坯加热、热轧中暴露于氧化性氛围，因此会产生脱碳等，表层硬度容易下降。若表层硬度下降，则耐疲劳特性劣化。

本发明人进行了锐意研究，结果发现了：通过将轻压与其后的热处理组合，能够将表层优先硬化，作为结果，能够提高耐疲劳特性。

作为表层的硬度而定义从表面起在深度方向(板厚方向)上20μm的位置的硬度是因为通过使本位置的硬度上升，能够提高耐疲劳特性。另外，是因为从表面起小于20μm的位置处的硬度测定会受表面的影响，因此难以进行准确的测定，另一方面，比从表面起20μm的位置靠钢板内部侧的位置处的硬度上升与耐疲劳特性的相关性小。

从表面起0.20～0.50mm的位置的平均硬度(Hvc)设为该范围的平均硬度。板厚中心会受Mn等的偏析的影响，有时硬度不稳定。由此，希望避免板厚中心即偏析部处的硬度测定。

将Hvs/Hvc设为0.85以上是因为通过硬度比(Hvs/Hvc)成为0.85以上，存在显著的耐疲劳特性提高效果。该效果在0.87以上时更显著，因此优选设为0.87以上。更优选为0.90以上。

从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs和从表面起0.20～0.50mm位置处的平均硬度Hvc采用以下方法求出。

关于从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs，从钢板的宽度方向1/4位置以使与轧制方向平行的截面成为测定面的方式切取样本，实施埋入研磨后，将从表面起20μm位置的维氏硬度依照JIS Z 2244:2009而在10gf的载荷下进行10点测定，将其平均值设为Hvs。关于Hvc，从钢板的宽度方向1/4位置以使与轧制方向平行的截面成为测定面的方式切取样本，实施埋入研磨后，在10gf的载荷下从距表面0.20～0.50mm位置起在板厚方向上以约0.05mm间距测定合计7点的维氏硬度(例如在从表面起0.20mm、0.25mm、0.30mm、0.35mm、0.40mm、0.45mm和0.50mm的位置处测定)，将其平均值定义为Hvc。

<抗拉强度为980MPa以上>

<抗拉强度与伸长率之积为12000MPa×％以上>

在向行驶部件的应用带来的汽车燃料经济性提高的观点下，本实施方式的钢板的抗拉强度设为980MPa以上，抗拉强度与伸长率之积为12000MPa×％以上。

虽然无需限定抗拉强度的上限，但为了确保一定以上的伸长率，可以将抗拉强度设为小于1180MPa。抗拉强度也可以设为1179MPa以下或1170MPa以下。

本实施方式的钢板的板厚没有特别的限定，但在考虑了制造稳定性等的情况下，例如是1.0～4.0mm。优选是1.5～3.0mm。

接着，说明本实施方式的钢板的化学组成的限定理由。含量的％是质量％。

C：0.020～0.090％

C是为了提高钢板的强度而有效的元素。另外，C是形成含Ti碳化物的元素。若C含量小于0.020％，则无法确保5.0×10⁹个/mm³以上的碳化物的个数密度。因而，将C含量设为0.020％以上。

另一方面，若C含量超过0.090％，则不仅其效果饱和，在板坯加热时碳化物也难以熔化。因而，C含量为0.090％以下。优选为0.080％以下。

Si：0.01～2.00％

Si是通过固溶强化而有助于钢板的高强度化的元素。因此，将Si含量设为0.01％以上。

另一方面，若Si含量超过2.00％，则不仅效果饱和，在热轧钢板也会产生坚固的氧化皮，外观、酸洗性劣化。因而，将Si含量设为2.00％以下。

Mn：1.00～3.00％

Mn是为了提高钢板的显微组织中的马氏体、贝氏体的体积率而提高钢板的强度而有效的元素。为了将马氏体及贝氏体的体积率设为合计95％以上，将Mn含量设为1.00％以上。若Mn含量小于1.00％，则马氏体、贝氏体的体积率下降，无法实现足够的强化。

另一方面，若Mn含量超过3.00％，则其效果饱和，并且经济性下降。因而，将Mn含量设为3.00％以下。Mn含量优选为2.65％以下，更优选为2.30％以下。

Al：0.005～1.000％

Al是对于热轧中的组织控制及脱酸有效的元素。为了得到这些效果，将Al含量设为0.005％以上。若Al含量小于0.005％，则无法得到足够的脱酸效果，在钢板中形成大量夹杂物(氧化物)。

另一方面，若Al含量超过1.000％，则板坯脆化，因此不优选。因而，将Al含量设为1.000％以下。

Ti：0.010～0.200％

Nb：0～0.100％

V：0～0.100％

0.100≤Ti+Nb+V≤0.450(Ti、Nb、V是以质量％计的Ti含量、Nb含量、V含量)

Ti、Nb、V是与C、N结合而形成析出物(碳化物、氮化物、碳氮化物等)，通过由这些析出物带来的析出强化而有助于钢板强度提高的元素。为了通过后述的制造方法将等效圆直径5.0nm以下的含Ti细微析出物得到5.0×10⁹个/mm³以上，在将Ti含量设为了0.010％以上的基础上，将Ti、Nb、V的合计含量(Ti+Nb+V)设为0.100％以上。Ti、Nb、V的合计含量优选为0.105％以上，更优选为0.110％以上。

另一方面，若Ti、Nb、V的合计含量(Ti+Nb+V)超过0.450％，则这些析出物会向板坯、热轧板过剩地析出而招致脆化，因此制造性差。因而，Ti、Nb、V的合计含量设为0.450％以下。

另外，将Ti含量的上限设为0.200％，将Nb含量的上限设为0.100％，将V含量的上限设为0.100％是因为：若超过这些上限，则即使将板坯加热温度的下限设为1230℃以上，也难以将在铸造阶段中析出的粗大析出物熔解。除此之外，Ti、Nb、V的过度含有会使板坯、钢板脆化。因而，优选的是，若是Ti则将0.200％设为上限，若是Nb则将0.100％设为上限，若是V则将0.100％设为上限。

用于将等效圆直径5.0nm以下的含Ti细微碳化物确保5.0×10⁹个/mm³以上的Ti、Nb、V的组合可以是各种组合，但为了使热轧板坯加热时的碳化物熔解，将容易更大量地含有且廉价的Ti含量至少设为0.010％以上。

P：0.100％以下

P是向钢板的板厚中央部偏析的元素，并且，也是使焊接部脆化的元素。若P含量超过0.100％，则特性的劣化显著，因此将P含量设为0.100％以下。优选为0.050％以下。P含量优选低，下限不用特别规定即可发挥效果(也可以是0％)，但将P含量降低为小于0.001％在经济上不利，因此也可以将P含量的下限设为0.001％。

S：0.0100％以下

S是通过作为硫化物存在而带来板坯脆化的元素。另外，S是会使钢板的成形性劣化的元素。因而，限制S含量。若S含量超过0.0100％，则特性的劣化显著，因此将S含量设为0.0100％以下。另一方面，下限不用特别规定即可发挥效果(也可以是0％)，但将S含量降低为小于0.0001％在经济上不利，因此也可以将S含量的下限设为0.0001％。

N：0.0100％以下

N是形成粗大氮化物而使弯曲性、扩孔性劣化的元素。若N含量超过0.0100％，则弯曲性、扩孔性显著劣化，因此将N含量设为0.0100％以下。另外，N通过与Ti结合而成为粗大TiN，在大量包含N的情况下，等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度低于5.0×10⁹个/mm³。由此，N含量优选少。

另一方面，N含量的下限无需特别规定(也可以是0％)，但若将N含量降低为小于0.0001％，则制造成本大幅增加，因此0.0001％是N含量的实质性下限。从制造成本的观点来看，也可以将N含量设为0.0005％以上。

以上是本实施方式的钢板的基本化学成分，本实施方式的钢板的化学组成含有上述元素，余量可以由Fe和杂质构成。但是，能够以各种特性的提高为目的而进一步含有如下所述的成分。以下元素未必需要含有，因此含量的下限是0％。

Ni：0～2.00％

Cu：0～2.00％

Cr：0～2.00％

Mo：0～2.00％

Ni、Cu、Cr、Mo是通过热轧中的组织控制而有助于钢板的高强度化的元素。在得到该效果的情况下，通过将Ni、Cu、Cr、Mo中的1种或2种以上分别含有0.01％以上而变得显著。因而，在得到效果的情况下，优选将含量分别设为0.01％以上。

另一方面，若各元素的含量分别超过2.00％，则焊接性、热加工性等劣化。因而，即使在含有的情况下，Ni、Cu、Cr、Mo的含量也设为2.00％以下。

W：0～0.100％

W是通过析出强化而有助于钢板的强度提高的元素。在得到该效果的情况下，优选将W含量设为0.005％以上。

另一方面，若W含量超过0.100％，则不仅效果饱和，热加工性也下降。因而，即使在含有的情况下，也将W含量设为0.100％以下。

B：0～0.0100％

B是为了控制热轧中的相变且通过组织强化而使钢板的强度提高而有效的元素。在得到该效果的情况下，优选将B含量设为0.0005％以上。

另一方面，若B含量超过0.0100％，则不仅效果饱和，也会析出铁系的硼化物，失去由固溶B带来的淬火性提高的效果。因而，即使在含有的情况下，也将B含量设为0.0100％以下。优选为0.0080％以下，更优选为0.0050％以下。

REM：0～0.0300％

Ca：0～0.0300％

Mg：0～0.0300％

REM、Ca、Mg是对钢板强度带来影响而有助于材质改善的元素。若REM、Ca、Mg中的1种或2种以上的合计小于0.0003％，则无法得到充分的效果，因此，在得到效果的情况下，优选将REM、Ca、Mg的合计含量设为0.0003％以上。

另一方面，若REM、Ca、Mg分别超过0.0300％，则铸造性、热加工性劣化。因而，即使在含有的情况下，也将各自的含量设为0.0300％以下。

在本实施方式中，REM是稀土金属(Rare Earth Metal)的简称，是指属于镧系的元素，REM含量是这些元素的合计含量。REM大多利用混合稀土金属来添加，并且，有时除了Ce之外还复合地含有镧系元素。即使本实施方式的钢板包含La、Ce以外的镧系元素作为杂质，也会体现效果。另外，即使添加金属，也会体现效果。

如上所述，本实施方式的钢板包含基本元素，根据需要而包含任选元素，余量由Fe和杂质构成。杂质是在钢板的制造过程中从原料或者从其他制造工序非有意地包含的成分。例如，作为杂质，有时除了P、S、N以外还微量含有O。O有时形成氧化物而作为夹杂物存在。

在本实施方式的钢板中，也可以在表面还具备热浸镀锌层。另外，热浸镀锌也可以是被实施了合金化处理的合金化热浸镀锌。

镀锌有助于耐蚀性提高，因此，在向期待耐蚀性的用途的应用的情况下，优选设为实施了镀锌的热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板。

汽车的行驶部件存在由腐蚀引起的开孔的顾虑，因此，即使高强度化，有时也无法薄壁化成某一定板厚以下。钢板的高强度化的目的之一是由薄壁化实现的轻量化，因此，即使开发高强度钢板，若耐蚀性低，则应用部位也受限。作为解决这些课题的手法，可考虑将耐蚀性高的热浸镀锌等的镀层施加于钢板上。本实施方式的钢板由于如上述那样控制钢板成分，所以能够进行热浸镀锌。

镀层可以是电镀锌，也可以是除了Zn之外还包含Al和/或Mg的镀层。

接着，对本实施方式的钢板的优选制造方法进行说明。本实施方式的钢板不管制造方法如何，只要具有上述的特征就能够得到其效果。但是，根据以下的方法，能够稳定地制造，因此优选。

具体而言，本实施方式的钢板能够通过包括以下的工序(I)～(VI)的制造方法来制造。

(I)将具有预定化学组成的板坯加热到1230℃以上的加热工序

(II)以精轧温度达到930℃以上的方式对所述板坯进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序

(III)在300℃以上且600℃以下将所述热轧钢板进行卷绕并冷却至室温的卷绕工序

(IV)对所述卷绕工序后的所述热轧钢板进行酸洗的酸洗工序

(V)对所述酸洗工序后的所述热轧钢板进行超过5％且30％以下的压下率的压下的轻压工序

(VI)将所述轻压工序后的所述热轧钢板再加热到450～Ac1℃的温度范围并保持10～1500秒的再加热工序

以下，对各工序的优选条件进行说明。

<加热工序>

在加热工序中，将供于热轧工序的具有上述化学组成的板坯加热到1230℃以上。将加热温度设为1230℃以上的理由是为了使板坯中包含的Ti、Nb、V之类的有助于析出强化的元素(在板坯中大多作为超过5.0nm的大的析出物而存在)熔解，在之后的热处理工序中作为等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物而析出5.0×10⁹个/mm³以上。为了确保预定个数密度的析出物，需要大量的Ti、Nb、V，因此需要在以往发明(专利文献1、2)以上的高温下进行板坯加热。若加热温度低于1230℃，则Ti、Nb、V不充分熔解。加热温度的上限不特别限定，但若超过1400℃，则不仅效果饱和，形成于板坯表面的氧化皮也会熔融，熔化后的氧化物会将加热炉内的耐火物熔损，因此不优选。因此，加热温度优选为1400℃以下。

<热轧工序>

对加热后的板坯进行热轧。在热轧中，根据需要而进行了粗轧，然后进行精轧。精轧温度(精轧完成温度)设为930℃以上。

本实施方式的钢板包含很多Ti、Nb、V，因此，若在精轧前板坯、粗轧了的热轧钢板的温度下降，则会形成含Ti析出物。在该阶段中析出的含Ti碳化物的尺寸变大，因此需要抑制精轧前的含Ti析出物并实施精轧及卷绕。若精轧温度低于930℃，则含Ti析出物的形成变得显著，因此将精轧温度设为930℃以上。精轧温度的上限无需特别限定。

<卷绕工序>

对于热轧工序后的钢板(热轧钢板)，冷却后进行卷绕。热轧钢板的卷绕温度设为300℃以上且600℃以下，在卷绕后，以卷材状态冷却至室温。

直到卷绕温度为止的冷却只要能够冷却就可以是各种方法，但从喷嘴使用水来进行冷却的方法是一般的，生产性也优异。水冷的情况下的冷却速度例如为20℃/秒以上。

若卷绕温度超过600℃，则会形成铁素体，无法使回火马氏体和贝氏体的体积率成为95％以上，强度与成形性的平衡差。另外，在卷绕温度超过600℃的情况下，会在马氏体、贝氏体中形成等效圆直径超过5.0nm的析出物，在之后的热处理工序中析出的等效圆直径5.0nm以下的析出物的个数密度减小，析出物的个数密度会小于5.0×10⁹个/mm³。另一方面，在卷绕温度低于300℃的情况下，组织成为马氏体主相，容易高强度化，但延展性下降。因而，为了兼顾高延展性和高强度，需要将卷绕温度设为300℃以上。

卷绕工序后的马氏体不管是几乎不包含铁系碳化物的淬火原样的马氏体(新鲜马氏体)还是在卷绕后被冷却至室温时在马氏体中析出了铁系碳化物的自回火马氏体的哪一个都行。

将卷绕后的卷材冷却至室温时的冷却条件无需特别限定，例如通过放置卷材而冷却至室温即可。或者，即使以缩短冷却期间为目的而实施水冷，也能够得到目标的热轧卷材。

图1A、图1B是表示卷绕温度为500℃且轻压的压下率为7％的例子、以及卷绕温度为650℃且轻压的压下率为7％的例子中的含Ti析出物的按粒径(等效圆直径)下的个数密度的图。

另外，如图2A～图2D所示，特性根据卷绕温度而变化。

认为这是因为如图1A所示，通过在合适的温度下卷绕，粒径(等效圆直径)为5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度(比图中虚线靠左的个数密度))变大。

<酸洗工序>

对卷绕工序后的热轧钢板进行酸洗。通过实施酸洗，能够改善之后的制造工序中的镀覆性，提高汽车制造工序中的化学转化处理性。另外，若将带有氧化皮的热轧钢板进行轻压，则氧化皮剥离，也有时由于其被压入而成为瑕疵。因而，在进行轻压前，首先实施热轧钢板的酸洗。酸洗条件没有特别限定，但一般利用含有抑制剂的盐酸、硫酸等来酸洗。

<轻压工序>

在轻压工序中，以超过5％且30％以下的压下率对酸洗工序后的热轧钢板施加压下。

通过对热轧钢板施加压下来导入用于供后续工序的热处理中的析出物析出的析出位点。通过析出位点的导入，能够通过热处理而使等效圆直径为5.0nm以下的含Ti细微碳化物析出5.0×10⁹个/mm³以上。另外，如图4A～图4D所示，若使压下率超过5％，则能够提高TS、Hvs/Hvc、疲劳极限。因而，施加超过5％的压下率的压下。

另一方面，若压下率超过30％，则不仅效果饱和，导入的位错的恢复也不充分，招致伸长率的大幅劣化。另外，在后续工序即再加热工序中，根据加热温度和加热时间，会产生再结晶，失去Ti析出物与母相(在此是再结晶的铁素体)的匹配性，析出强化量降低。该情况下，难以确保980MPa以上的抗拉强度。因而，将压下率设为30％以下。压下率优选小于20％，更优选小于15％。

只要能够导入成为析出物的成核位点的位错即可，压下可以在1道次中实施超过5％且30％以下的压下，也可以分为多次来进行，以使累积压下率成为超过5％且30％以下的方式进行。

如图3A～图3D所示，通过使轻压的压下率超过5％，能够得到高强度和高延展性。

轻压工序在本实施方式的钢板的制造方法中是最重要的工序，是具有与所谓冷轧不同的作用的工序。即，冷轧大多为了钢板的板厚控制、利用再结晶的织构控制、粒径控制而实施，但如上所述，本实施方式中的轻压工序是为了由位错导入带来的细微碳化物析出促进而实施的。

<再加热工序>

将轻压工序后的热轧钢板再加热到450～Ac1℃的温度范围，进行以在该温度范围停留10～1500秒钟的方式保持的热处理。通过将轻压工序后的热轧钢板再加热而进行热处理，能够使等效圆直径为5.0nm以下的含Ti碳化物析出5.0×10⁹个/mm³以上。若热处理温度(再加热温度)低于450℃，则原子扩散不充分，无法得到足够量的析出物。若考虑短时间的热处理，则优选的是，热处理温度为500℃以上。若热处理温度超过Ac1℃，则析出物粗大化，并且在热处理时形成的奥氏体在冷却时会产生铁素体，可能无法使回火马氏体和贝氏体的体积率的合计成为95％以上，并且因向奥氏体的相变而使Ti析出物与母相(在此是奥氏体在冷却过程中相变而得到的贝氏体、马氏体)的匹配关系破裂，析出强化量会下降。其结果，即使将析出物的个数密度设为上述范围，也难以确保980MPa以上的抗拉强度。因而，热处理温度设为Ac1℃以下，优选设为700℃以下。Ac1(Ac1相变点)(℃)能够通过测定加热时的膨胀曲线来确定。具体而言，通过测定以5℃/秒加热时的相变曲线，能够确定Ac1相变点。

另外，如图4A～图4D所示，通过将再加热温度(热处理温度)设为450～Ac1℃，能够得到高强度和高延展性。

若再加热工序中的热处理时间小于10秒，则原子的扩散不充分，无法使等效圆直径5.0nm以下的含Ti碳化物析出5.0×10⁹个/mm³以上。若热处理时间超过1500秒，则析出物粗大化，等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物小于5.0×10⁹个/mm³。由此，热处理时间需要设在10～1500秒之间。450～Ac1℃的温度范围中的热处理也包括该温度范围中的加热、缓冷。即，热处理时间意味着在再加热后钢板处于450～Ac1℃的温度范围的时间，只要在该温度范围中停留预定的时间即可，也可以在中途存在温度变化。

如图5A～图5D所示，通过将再加热时间(热处理时间)设为10～1500秒的范围，能够得到高强度和高延展性。

保持工序之后的冷却没有特别限定。

通过包括上述工序的制造方法，能够得到本实施方式的钢板。但是，在将本实施方式的钢板以提高耐蚀性为目的而设为热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌的情况下，优选还包括以下工序。

<镀覆工序>

对再加热工序后的热轧钢板实施热浸镀锌。镀锌有助于耐蚀性提高，因此在向期待耐蚀性的用途应用的情况下优选实施镀锌。镀锌优选是热浸镀锌。热浸镀锌的条件没有特别的限定，在公知条件下进行即可。

通过将热浸镀锌后的热轧钢板(热浸镀锌钢板)加热到460～600℃而将镀覆合金化，能够制造热浸镀锌层是合金化热浸镀锌层的合金化热浸镀锌钢板(合金化工序)。合金化热浸镀锌钢板除了耐蚀性的提高之外，还能够赋予点焊性的提高、拉深成形时的滑动性提高等效果，因此也可以根据用途来实施合金化。

即使除了镀锌以外还实施了镀Al、包含Mg的镀覆、电镀，也能够制造具有980MPa以上的抗拉强度的耐疲劳特性优异的本实施方式的钢板。

实施例

将具有表1的钢种A～P及a～f所示的化学组成的钢熔炼，通过连铸而制造了厚度为240～300mm的板坯。

将得到的板坯在表2-1、表2-2所示的条件下加热，进行精轧，设为2.3mm的热轧钢板，水冷至卷绕温度后，卷绕成卷材并空冷至室温。

将卷材回卷后，进行酸洗，对酸洗后的热轧钢板以表2-1、表2-2所示的压下率进行了轻压。不过，在表2-1、表2-2中，关于压下率为0％的例子，未进行轻压。

对于进行了轻压后的热轧钢板(在未进行轻压的情况下是酸洗后的热轧钢板)，再加热到表2-1、表2-2所示的温度而进行热处理，制造了钢编号A1～f1的热轧钢板。

对于热处理后的热轧钢板，根据需要而进行镀覆，关于部分例子进一步进行了合金化处理。在表2-1、表2-2中，HR表示未进行镀覆的热轧钢板，GI表示热浸镀锌钢板，GA表示合金化热浸镀锌钢板。

表2-1

下划线表示在本发明范围外。

表2-2

下划线表示在本发明范围外。

对得到的热轧钢板进行了显微组织观察、等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度的测定、Hvs/Hvc的测定、拉伸特性的评价、扩孔性的评价、耐疲劳特性的评价。

<显微组织观察>

关于显微组织，将得到的热轧钢板与轧制方向平行地切取后，进行研磨并利用硝酸乙醇试剂进行蚀刻后，使用SEM以1000～30000倍的倍率观察在板厚方向上从表面起板厚的1/4的位置，从而确定铁素体、贝氏体、珠光体、新鲜马氏体、回火马氏体，求出回火马氏体、贝氏体及其他的组织的面积率，将其设为体积率。

<等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度的测定>

关于含Ti析出物的个数密度，对由距表面1/4的位置制取到的样本使用电解提取残值法测定了钢板的每单位体积中包含的析出物的每等效圆直径1nm的个数密度。此时，利用透射型电子显微镜(TEM)和EDS进行碳化物的组成分析，确认了细微析出物是含Ti析出物。

关于从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs，从钢板的宽度方向1/4位置以使与轧制方向平行的截面成为测定面的方式切取样本，实施了埋入研磨后，将从表面起20μm的位置的维氏硬度依照JIS Z 2244:2009而在10gf的载荷下进行10点测定，将其平均值设为Hvs。另外，关于Hvc，从钢板的宽度方向1/4位置以使与轧制方向平行的截面成为测定面的方式切取样本，实施了埋入研磨后，依照JIS Z 2244:2009而在10gf的载荷下由距表面0.20～0.50mm位置在板厚方向上以约0.05mm间距对维氏硬度进行了合计7点测定，将其平均值设为Hvc。根据该Hvs及Hvc求出了Hvs/Hvc。

<拉伸特性的评价>

关于拉伸特性(YP、TS、El)，使用在相对于轧制方向垂直的方向上切取的JIS5号试验片，通过依照JIS Z 2241:2011而进行的拉伸试验而求出。若抗拉强度为980MPa且强度与伸长率之积(TS×El)为12000MPa×％以上，则判断为强度、延展性优异。另外，若YP/TS为0.90以上，则判断为是高屈服强度。

<扩孔性的评价>

扩孔率通过依照JIS Z 2256:2010而进行的扩孔试验方法而求出。具体而言，从钢板的宽度方向1/4宽度位置切取试验片，使用直径10mm的冲头、内径10.6mm的冲模进行了冲裁后，使用60°圆锥冲头，将冲裁部的毛刺以成为与冲头相反的一侧的方式安设，实施扩孔，在产生于冲裁部的龟裂贯通了板厚的时间点中止试验，测定扩孔试验后的孔径而求出了扩孔率。若扩孔率为40％以上，则判断为扩孔性优异。若扩孔率为40％以上，则对于存在翻边部、拉伸凸缘部的行驶部件是适宜的。

<耐疲劳特性的评价>

关于耐疲劳特性，通过JIS Z 2275:1978所记载的交变的平面弯曲疲劳试验(应力比，R＝-1)来测定并评价。具体而言，求出负荷应力与反复数的关系后，将即使施加10⁷次的反复应力也不断裂的应力定义为疲劳极限(FS)，利用将其除以TS而得到的值整理了耐疲劳特性。将该值超过0.40判断为耐疲劳特性优异。

在表3-1～表3-3中示出结果。

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从表1～表3-3可知，在具有本发明化学组成且满足了本发明热轧条件、压下率及热处理条件的例子(本发明钢)中，等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度为5.0×10⁹个/mm³以上。另外，在这些例子中，满足了980MPa以上的抗拉强度、0.90以上的高屈强比、12000MPa×％以上的TS×El及优异的耐疲劳特性。

另一方面，关于化学组成、板坯加热温度、精轧温度、卷绕温度、轻压条件、热处理条件中的一个以上为本发明外的比较例，钢板的显微组织、Hvs/Hvc、等效圆直径5.0nm以下的含Ti析出物的个数密度或抗拉强度低。其结果，无法同时得到980MPa以上的抗拉强度、YP/TS≥0.90这一高屈服强度、TS×El≥12000MPa×％这一高延展性、疲劳极限/TS≥0.40以上这一优异的耐疲劳特性。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供具有高屈服强度、高延展性和优异的耐疲劳特性的抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板。该钢板有助于汽车部件的轻量化，因此在工业上的价值大。另外，该钢板为高强度(高抗拉强度)、高屈服强度、高延展性，且耐疲劳特性优异，因此对于汽车的行驶部件是适宜的。

Claims

1.一种高强度钢板，其特征在于，

化学组成以质量％计含有

C：0.020～0.090％、

Si：0.01～2.00％、

Mn：1.00～3.00％、

Ti：0.010～0.200％、

Al：0.005～1.000％、

P：0.100％以下、

S：0.0100％以下、

N：0.0100％以下、

Ni：0～2.00％、

Cu：0～2.00％、

Cr：0～2.00％、

Mo：0～2.00％、

Nb：0～0.100％、

V：0～0.100％、

W：0～0.100％、

B：0～0.0100％、

REM：0～0.0300％、

Ca：0～0.0300％、

Mg：0～0.0300％，

余量由Fe和杂质构成，

且满足0.100≤Ti+Nb+V≤0.450，

显微组织以体积率计含有合计为95％以上的回火马氏体和贝氏体，余量由铁素体和珠光体构成，

所述显微组织的每单位体积含有5.0×10⁹个/mm³以上的等效圆直径为5.0nm以下的含Ti析出物，

从表面起深度20μm的位置处的平均硬度Hvs与从所述表面起0.20～0.50mm的位置处的平均硬度Hvc之比即Hvs/Hvc为0.85以上，

抗拉强度为980MPa以上，

所述抗拉强度与伸长率之积为12000MPa×％以上，

屈强比为0.90以上。

2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，

所述化学组成以质量％计含有选自以下之中的1种或2种以上，

Ni：0.01～2.00％、

Cu：0.01～2.00％、

Cr：0.01～2.00％、

Mo：0.01～2.00％、

Nb：0.005～0.100％、

V：0.005～0.100％、

W：0.005～0.100％、

B：0.0005～0.0100％、

REM：0.0003～0.0300％、

Ca：0.0003～0.0300％、

Mg：0.0003～0.0300％。

3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，

在所述表面具备热浸镀锌层。

4.根据权利要求3所述的高强度钢板，其特征在于，

所述热浸镀锌层是合金化热浸镀锌层。

5.一种高强度钢板的制造方法，是制造权利要求1或2所述的高强度钢板的方法，其特征在于，具备加热工序、热轧工序、卷绕工序、酸洗工序、轻压工序和再加热工序，

所述加热工序将板坯加热到1230℃以上，所述板坯的化学组成以质量％计含有C：0.020～0.090％、Si：0.01～2.00％、Mn：1.00～3.00％、Ti：0.010～0.200％、Al：0.005～1.000％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、Ni：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Cr：0～2.00％、Mo：0～2.00％、Nb：0～0.100％、V：0～0.100％、W：0～0.100％、B：0～0.0100％、REM：0～0.0300％、Ca：0～0.0300％、Mg：0～0.0300％，余量由Fe和杂质构成，

所述热轧工序以精轧温度达到930℃以上的方式对所述板坯进行热轧而得到热轧钢板，

所述卷绕工序在300℃以上且600℃以下将所述热轧钢板卷绕后冷却至室温，

所述酸洗工序对所述卷绕工序后的所述热轧钢板进行酸洗，

所述轻压工序以超过5％且小于20％的压下率对所述酸洗工序后的所述热轧钢板进行压下，

所述再加热工序将所述轻压工序后的所述热轧钢板再加热到450～Ac1℃的温度范围并保持10～1500秒。

6.根据权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，

还具备对所述再加热工序后的所述热轧钢板实施热浸镀锌的热浸镀锌工序。

7.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，

还具备将所述热浸镀锌工序后的所述热轧钢板加热到460～600℃的合金化工序。