CN114375343A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供高强度钢板及其制造方法，所述高强度钢板可用于以汽车部件为代表的各种用途并且碰撞安全性及成形性优异。本发明一个方面涉及的高强度钢板，满足规定的化学成分组成，具有如下金相组织：以面积比例计，铁素体百分率：0～10％、MA百分率：0～30％、铁素体及MA以外的硬质相：70～100％，以体积比例计，残留奥氏体百分率：5～30％，在将具有bcc结构及bct结构的晶粒设为面积0.05μm2区域的集合的情况下，将通过EBSD法分析时的IQ的偏度用规定的关系式表示时，该偏度为‑1.2～‑0.3。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于以汽车部件为代表的各种用途的高强度钢板。
背景技术
对供于汽车部件等的钢板而言，为了实现确保碰撞安全性以保护乘客、并且实现车身轻质化以改善燃耗而降低环境负荷，要求提高强度。作为对碰撞安全性的影响显著的机械特性，可列举例如抗拉强度、屈服强度等。
另一方面，为了将钢板用作形状复杂的部件用的构件，还要求优异的成形性。作为对成形性的帮助大的机械特性，可列举例如延展性、扩孔性及弯曲性等。然而，难以同时提高碰撞安全性和提高成形性。
截至目前为止，作为彼此独立的技术，已经提出了提高碰撞安全性的相关技术或提高成形性的相关技术(专利文献1、2)。但是，现状是即使利用目前所提出的这些技术也难以同时提高碰撞安全性和提高成形性。认为其原因在于：作为提高碰撞安全性的要件，需要使钢板高强度化(例如使抗拉强度提高)，这与提高成形性的要件(例如延展性、扩孔性)恰好相反。
从在汽车碰撞时保护乘客的观点出发，重要的是防止因碰撞而变形的车身与乘客接触。本发明人们认为：如果将碰撞时变形初期的载荷(初期变形所需的载荷)提高则部件的变形量降低，从而能够抑制发生碰撞时的车身与乘客接触。基于该构思，本发明人们在以汽车用部件为代表的各种用途中在确保成形性的基础上从各种角度研究了初期变形所需要的载荷高的高强度钢板。
作为具有如上所述特征的高强度钢板所需的特性，具体可列举下述的要件(1)～(5)。
(1)抗拉强度TS(tensile strength)：780MPa以上
(2)由屈服强度YS(yield strength)相对于抗拉强度TS的比例(YS/TS)表示的屈服比YR(yield ratio)：0.70以上
(3)抗拉强度TS×总伸长率EL(elongation)：13000MPa·％以上
(4)抗拉强度TS×扩孔率λ：40000MPa·％以上
(5)德国汽车工业协会(VDA)弯曲试验中使试验片以弯曲角度10°方式变形的载荷/板厚：3.0kN/mm以上
本发明鉴于如上所述的情况而做出，其目的在于：提供所需特性均处于高水平、并且碰撞安全性及成形性均优异的高强度钢板、以及用于制造该高强度钢板而有用的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利公报第5610102号
专利文献2：日本专利公报第5589893号
发明内容
本发明一个方面涉及高强度钢板，其以质量％计分别含有C：0.10～0.35％、Si+Al：0.5～3.0％、Mn：1.0～3.0％、P：超过0％且0.05％以下以及S：超过0％且0.01％以下，余部为铁和不可避免的杂质，具有如下金相组织：以面积比例计，铁素体百分率：0～10％、MA百分率：0～30％、铁素体及MA以外的硬质相：70～100％，并且，以体积比例计，残留奥氏体百分率：5～30％，在将具有bcc结构及bct结构的晶粒设为面积0.05μm2区域的集合的情况下，将通过EBSD法分析时的IQ的偏度用下述式(1)表示时，该偏度为-1.2～-0.3。
Figure BDA0003544717630000021
式(1)中的各变量表示以下意思，
n：具有bcc结构及bct结构的面积0.05μm2区域的总数，
s：面积0.05μm2的区域的IQ的标准偏差，
xi：面积0.05μm2区域i的IQ，
Xave：具有bcc结构及bct结构的面积0.05μm2区域的平均IQ。
本发明另一个方面涉及高强度钢板的制造方法，其为如上所述的高强度钢板的制造方法，将具有所述的化学成分组成的钢原材加热后进行热轧，在所述热轧结束后冷却、卷绕，然后实施酸洗、冷轧后，该制造方法依次包括：加热到钢的Ac3相变点以上且950℃以下的温度T1，在该温度范围内保持5秒以上且1800秒以下的时间t1而进行奥氏体化的工序；以10℃/秒以上的平均冷却速度CR2从700℃以上的急冷起始温度T2冷却到处于300℃以上且500℃以下的温度范围的冷却终止温度T3a的工序；以平均冷却速度10℃/秒以下在300℃以上且500℃以下的温度范围内停留10秒以上且小于300秒的时间t3的工序；以10℃/秒以上的平均冷却速度CR3从300℃以上的停留终点温度T3b冷却到处于100℃以上且300℃以下的温度范围的冷却终止温度T4的工序；和，从所述冷却终止温度T4加热到处于300℃以上且500℃以下的温度范围且满足下述要件的再加热温度T5，在该再加热温度T5的温度范围内保持350秒以上且1800秒以下的时间t5的工序，再加热温度T5：所述冷却终止温度T3a与停留终点温度T3b的平均温度的差为50℃以下。
上述的本发明的目的、特性及优点通过以下的详细说明和附图将更加明了。
附图说明
图1为示出对原板进行的热处理模式的一例的示意图。
具体实施方式
本发明人们对于能够实现兼顾优异的碰撞安全性和成形性的高强度钢板的组织进行了深入研究。其结果，发现：对于具有bcc结构及bct结构的主要组织亦即相对软质的贝氏体铁素体及贝氏体以及相对硬质的新鲜马氏体及回火马氏体而言，在将晶粒设为面积0.05μm2区域的集合时，适宜地规定利用EBSD法进行分析时的IQ分布状态，从而得到能够兼顾优异的碰撞安全性及成形性的高强度钢板，由此完成了本发明。
根据本发明，可以提供能兼顾优异的碰撞安全性及成形性的高强度钢板、以及用于制造该高强度钢板而有用的方法。
[高强度钢板]
对于本实施方式的高强度钢板规定化学成分组成的理由如下所述。需要说明的是，在下述化学成分组成中，％的表述均表示质量％。
[C：0.10～0.35％]
C是对于得到残留奥氏体等期望组织、从而确保(抗拉强度TS×总伸长率EL)等特性较高而言有效的元素。为了发挥该效果，C量需要设为0.10％以上。C量优选为0.13％以上，更优选为0.15％以上，进一步优选为0.18％以上。但是，若C量过量而超过0.35％时，MA(Martensite-Austenite constituent，马氏体-奥氏体组元)及残留奥氏体变得粗大，深拉深性、以扩孔率λ来评价的扩孔性均下降。另外，若C量过量，还会对焊接性产生不良影响。因此，C量需要设为0.35％以下，优选为0.33％以下，更优选为0.30％以下。
[Si+Al：0.5～3.0％]
Si和Al均具有抑制渗碳体析出、促进残留奥氏体形成的作用。为了有效地发挥该作用，Si和Al的合计量(Si+Al)需要设为0.5％以上。Si+Al优选为0.7％以上，更优选为1.0％以上。但是，若Si+Al超过3.0％而达到过量，则不能够确保回火马氏体、贝氏体，并且MA及残留奥氏体会变得粗大。因此，Si+Al需要设为3.0％以下。Si+Al优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。需要说明的是，Si和Al中，Al可以为作为脱氧元素起作用的程度的添加量、即小于0.1％。或者，也可以出于抑制渗碳体形成、使残留奥氏体量增加等目的而含有多达例如0.6％以上的Al。
[Mn：1.0～3.0％]
Mn是抑制铁素体形成、确保铁素体以外的回火马氏体和贝氏体等所需的元素。为了有效地发挥该作用，将Mn量设为1.0％以上。Mn量优选为1.5％以上，更优选为1.7％以上。但是，若Mn量过量而超过3.0％，则在制造过程中贝氏体相变受到抑制，不能够充分获得相对软质的贝氏体，其结果，不能够确保高的总伸长率EL。因此，Mn量需要设为3.0％以下，优选为2.7％以下，更优选为2.5％以下。
[P：超过0％且0.05％以下]
P是不可避免地混入的杂质。若P量过量而超过0.05％，则总伸长率EL及扩孔率λ下降。因此，P量需要设为0.05％以下。P量优选为0.03％以下。需要说明的是，工业生产上不可能使P量达到0％，会含有约0.001％以上。
[S：超过0％且0.01％以下]
S是不可避免地混入的杂质。若S量过量而超过0.01％，则形成MnS等硫化物系夹杂物，该夹杂物会成为破裂的起点而导致扩孔性下降。因此，S量需要设为0.01％以下。S量优选为0.005％以下。需要说明的是，工业生产上不可能使S量达到0％，会含有约0.0005％以上。
本实施方式的高强度钢板中规定的化学成分组成如上所述，余部为铁和上述P、S以外的不可避免的杂质。作为该不可避免的杂质，因原料、资材、制造设备等情况而带入的元素、例如As、Sb、Sn等微量元素是允许混入的。需要说明的是，存在例如上述P及S之类通常含量越少好的杂质，但是此外也存在如下述那样另行规定其组成范围的元素。因此，构成余部的称为“不可避免的杂质”的情况下，是指不包括另行规定其组成范围的元素的概念。另外，作为杂质，还包括N，但是其量优选如下述那样设定。
[N：0.01％以下]
N是混入钢中的杂质，若该N的量过剩，则形成粗大的氮化物而使弯曲性及扩孔性劣化、或者成为焊接时产生气孔的原因。因此，N与P、S同样地越少越好，N量优选设为0.01％以下。需要说明的是，N量的降低需要成本，想要降低到小于0.0005％则成本会显著增加。因此，N量的下限优选设为0.0005％以上。
作为本发明的优选实施方式，本实施方式的高强度钢板在上述元素的基础上根据需要还含有：(a)选自由Ti：超过0％且0.2％以下、Nb：超过0％且0.2％以下、以及V：超过0％且0.5％以下构成的组中的至少1种；(b)选自由Ni：超过0％且2％以下、Cr：超过0％且2％以下、以及Mo：超过0％且0.5％以下构成的组中的至少1种；(c)B：超过0％且0.005％以下；(d)选自由Mg：超过0％且0.04％以下、REM：超过0％且0.04％以下、以及Ca：超过0％且0.04％以下构成的组中的至少1种等的方式也是有效的，高强度钢板的特性会根据所含的元素的种类而进一步改善。
[选自由Ti：超过0％且0.2％以下、Nb：超过0％且0.2％以下、以及V：超过0％且0.5％以下构成的组中的至少1种]
Ti是发挥析出强化及组织微细化的效果的元素，有助于提高钢板的强度。因此，可以含有Ti。该效果会随着其含量的增加而增大，为了有效地发挥其效果，Ti量优选设为0.01％以上，更优选设为0.02％以上。但是，若Ti量超过0.2％而达到过量，则会过量析出Ti的碳氮化物，导致钢板的成形性下降。因此，Ti量优选设为0.2％以下，更优选为0.10％以下，进一步优选为0.06％以下。
Nb与Ti同样地为发挥析出强化及组织微细化的效果的元素，有助于提高钢板的强度。因此，可以含有Nb。该效果随着其含量的增加而增大，为了有效地发挥其效果，Nb量优选设为0.005％以上，更优选为0.010％以上。但是，若Nb量超过0.2％而达到过量，则会过量析出Nb的碳氮化物，导致钢板的成形性下降。因此，Nb量优选设为0.2％以下，更优选为0.10％以下，进一步优选为0.06％以下。
V与Ti及Nb同样地为发挥析出强化及组织微细化的效果的元素，有助于提高钢板的强度。因此，可以含有V。该效果会随着其含量的增加而增大，为了有效地发挥其效果，V量优选设为0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是，若V量超过0.5％而达到过量，则会过量地析出V的碳氮化物，导致钢板的成形性下降。因此，V量优选设为0.125％以下，更优选为0.30％以下，进一步优选为0.10％以下。
需要说明的是，Ti、Nb及V可以分别单独包含，也可以并用而包含其中的2种或3种。
[选自由Ni：超过0％且2％以下、Cr：超过0％且2％以下、以及Mo：超过0％且0.5％以下构成的组中的至少1种]
Ni是对于有助于提高钢板的强度且使残留奥氏体稳定化、从而确保期望的残留奥氏体量而言有效的元素。因此，可以含有Ni。该效果会随着其含量的增加而增大，为了有效地发挥其效果，Ni量优选设为0.001％以上，更优选为0.01％以上。但是，若Ni量超过2％而达到过量，则热轧时的制造性下降。因此，Ni量优选设为2％以下，更优选为1.0％以下。
Cr与Ni同样地为对于有助于提高钢板的强度且使残留奥氏体稳定化、从而确保期望的残留奥氏体量而言有效的元素。因此，可以含有Cr。该效果会随着其含量的增加而增大，为了有效地发挥其效果，Cr量优选设为0.001％以上，更优选为0.01％以上。但是，若Cr量超过2％而达到过量，则热轧时的制造性下降。因此，Cr量优选设为2％以下，更优选为1.0％以下。
Mo与Ni及Cr同样地为对于有助于提高钢板的强度且使残留奥氏体稳定化、从而确保期望的残留奥氏体量而言有效的元素。因此，可以含有Mo。该效果会随着其含量的增加而增大，为了有效地发挥其效果，Mo量优选设为0.001％以上，更优选为0.01％以上。但是，若Mo量超过0.5％而达到过量，则热轧时的制造性下降。因此，Mo量优选设为0.5％以下，更优选为0.20％以下。
需要说明的是，Ni、Cr及Mo可以分别单独包含，也可以并用而包含其中的2种或3种。
[B：超过0％且0.005％以下]
B是对于提高淬火性以抑制铁素体相变而言有效的元素。因此，可以含有B。该效果会随着其含量的增加而增大，为了有效地发挥其效果，B量优选为0.0001％以上，更优选为0.0010％以上。但是，若B量超过0.005％而达到过量，则热轧的制造性有时会下降。因此，B量优选设为0.005％以下，更优选为0.0030％以下。
[选自由Mg：超过0％且0.04％以下、REM：超过0％且0.04％以下、以及Ca：超过0％且0.04％以下构成的组中的至少1种]
Mg、REM(稀土元素)及Ca抑制微细的氧化物或硫化物的形成、抑制由粗大的氧化物或硫化物导致的扩孔性下降。因此，Mg、REM或Ca可以以这些的任意的组合的方式来含有。该效果会随着它们的含量的增加而增大，为了充分得到其效果，Mg量、REM量及Ca量均优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。但是，若Mg量、REM量或Ca量超过0.04％而达到过量，则氧化物或硫化物发生粗大化，会导致扩孔性下降。因此，Mg量、REM量及Ca量均优选为0.04％以下，更优选为0.010％以下。需要说明的是，REM包括Sc、Y以及La(原子序数57)至Lu(原子序数71)的镧系稀土元素的合计17种元素，REM量是指这17种元素的合计量。
接着，对本实施方式的高强度钢板的金相组织进行说明。下述的面积比例及体积比例分别为在全部金相组织中所占的比例。
[面积比例，铁素体百分率：0～10面积％]
铁素体通常加工性优异但具有强度低的问题。其结果，若铁素体量多则屈服比YR下降。因此，以面积比例计，将铁素体百分率设为0～10面积％。铁素体百分率的上限优选为5面积％以下，更优选为3面积％以下。需要说明的是，铁素体百分率可以如下求出：用扫描型电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscope)观察经硝酸酒精蚀刻的钢板，通过点算法测定不含碳化物的黑色部而求出。
[面积比例，MA百分率：0～30面积％]
MA是新鲜马氏体与残留奥氏体的复合组织。由于MA含有残留奥氏体，因此MA量增加有助于提高用总伸长率EL表示的加工性。但是，MA中也含有非常硬质的新鲜马氏体，因此若MA百分率增加则扩孔率λ下降。因此，以面积比例计，将MA百分率设为0～30面积％。MA百分率的下限优选为3面积％以上，更优选为5面积％以上。MA百分率的上限优选为25面积％以下，更优选为20面积％以下。需要说明的是。MA百分率可以如下求出：用SEM观察经硝酸酒精蚀刻的钢板，通过点算法测定不含碳化物的灰色部而求出。
[面积比例，除铁素体及MA以外的硬质相：70～100面积％]
硬质相是对于确保期望的抗拉强度TS及屈服比YR而言重要的组织。本实施方式的高强度钢板中，作为硬质相，可以含有例如贝氏体铁素体(bainitic ferrite)、贝氏体、回火马氏体、新鲜马氏体等。本实施方式的高强度钢板中，为了确保期望的抗拉强度TS及屈服比YR而将除铁素体及MA以外的硬质相的面积比例设为70～100面积％。除铁素体及MA以外的硬质相的面积比例优选为75面积％以上，更优选为80面积％以上。需要说明的是，除铁素体及MA以外的硬质相的面积比例可以作为去除了前述的铁素体及MA的部位的面积比例来求出。
[体积比例，残留奥氏体百分率：5～30体积％]
残留奥氏体在冲压加工等中发生相变为马氏体的TRIP(transformetion inducedplasticity，相变诱导塑性)现象，可以得到大的总伸长率EL。所形成的马氏体具有高硬度，因此能够提高抗拉强度TS×总伸长率EL(以下，有时简记为TS×EL)。另外，残留奥氏体的屈服比低，因此为了确保期望的高屈服比，需要避免过量地导入残留奥氏体。因此，残留奥氏体的体积比例设为5～30体积％。残留奥氏体百分率优选为7体积％以上且20体积％以下。
需要说明的是，残留奥氏体百分率例如可以通过X射线衍射来测定。该方法中，例如通过机械研磨及化学研磨除去从钢板表面至该钢板厚度的1/4为止的部分，作为特征X射线，可以使用Co·Kα射线。然后，由体心立方晶格(bcc：body-centered cubic lattice)相、体心正方晶格(bct：body centered tetragonal lattice)及面心立方晶格(fcc：facecentered cubic lattice)的衍射峰的积分强度比来测定残留奥氏体的体积百分率。
[将具有bcc结构及bct结构的晶粒设为面积0.05μm2区域的集合的情况下，将通过EBSD法分析时的IQ的偏度(skewness)用下述式(1)表示时，该偏度为-1.2～-0.3]
Figure BDA0003544717630000071
式(1)中的各变量表示以下。
n：具有bcc结构及bct结构的面积0.05μm2区域的总数
s：面积0.05μm2区域的IQ的标准偏差
xi：面积0.05μm2区域i的IQ
Xave：具有bcc结构及bct结构的面积0.05μm2区域的平均IQ
上述式(1)是基于实验结果而分析、确定的参数公式。
本实施方式的高强度钢板中，贝氏体铁素体、贝氏体和回火马氏体等具有bcc结构及bct结构的金相组织非常相似，难以明确定义。因此，使用作为利用SEM的晶体分析手法的EBSD(Electron Back Scatter Diffraction patterns，电子背散射衍射)法来分析具有bcc结构及bct结构的晶粒的IQ(Image Quality，图像质量)。
IQ表示EBSD图案的清晰度，通常已知会受到晶体中的位错量的影响。具体而言，有IQ越小则晶体中存在越多位错的倾向。对于本实施方式的高强度钢板而言，不是采用各测定点的IQ作为IQ，而是将测定点间的晶体取向差为3°以上的边界所包围的区域定义为晶粒且采用每个具有bcc结构及bct结构的晶粒的平均IQ来作为IQ。
需要说明的是，认为：在IQ的分析中CI＜0.1的测定点的可靠性不足，因此被排除在分析之外。上述CI(Confidence Index，信心指数)是表示在各测定点检测到的EBSD图案与指定晶系(铁的情况下为bcc或fcc)的数据库的一致程度如何的指标，表示数据的可靠程度。
相对软质的贝氏体铁素体及贝氏体、以及相对硬质的新鲜马氏体及回火马氏体是具有bcc结构及bct结构的主要的组织。上述式(1)表示：在将具有bcc结构及bct结构的晶粒设为具有与晶粒相同的IQ的面积0.05μm2区域的集合的情况下，通过EBSD法进行分析时的IQ的偏度。根据上述式(1)，可以阐明关于贝氏体铁素体与贝氏体、以及新鲜马氏体与回火马氏体的面积与IQ的关系。
晶粒的面积未必为0.05μm2的整数倍。因此，将使晶粒的面积除以0.05μm2而得的值的小数点第一位四舍五入，将得到的值估算为晶粒所内包的面积0.05μm2区域的数量。并且，根据本发明人们的研究结果，明确了：对于具有bcc结构及bct结构的晶粒中的面积0.05μm2区域的集合而言，将用式(1)算出的IQ的偏度控制在-1.2～-0.3，则能够兼顾优异的碰撞安全性和成形性。
本实施方式的高强度钢板显示优异的碰撞安全性及成形性的理由并未完全阐明，但是大致可如下考虑。即，我们推测：通过将具有bcc结构及bct结构的组织的面积与IQ的分布状态控制为合适程度，从而能够在由不同硬度的组织构成的复合组织钢板中充分发挥由软质组织带来的成形性提高效果，并且能够抑制在变形初期应变向软质组织中集中。
IQ的偏度低于-1.2意味着：与期望的分布状态相比，IQ高的软质的组织的比例高，平均IQ相对高。此时，软质组织增加，VDA弯曲试验的弯曲角度10°下载荷/板厚下降，得不到期望的碰撞安全性。另外，组织间的硬度差大，扩孔试验中成为破裂起点的位置增加，从而不能够确保抗拉强度TS×扩孔率λ(以下，有时简记为TS×λ)为40000MPa·％以上。
IQ的偏度超过-0.3表示：与期望的分布状态相比，IQ相对低的硬质的组织的比例高。此时，软质组织的比例减少，从而成形性、特别是总伸长率EL下降，得不到期望的TS×EL。
本实施方式的高强度钢板的、(1)抗拉强度TS、(2)屈服比YR、(3)TS×EL、(4)TS×λ、(5)德国汽车工业协会(VDA)弯曲试验中使试验片以弯曲角度10°方式变形的载荷/板厚等特性，均处于高水平。接着，对本实施方式的高强度钢板的这些特性进行说明。
(1)抗拉强度TS：780MPa以上
本实施方式的高强度钢板的抗拉强度TS优选为780MPa以上。抗拉强度TS更优选为880MPa以上，进一步优选为980MPa以上。抗拉强度TS越高越好，但是考虑到本实施方式的高强度钢板的化学成分组成、制造条件，抗拉强度TS的上限为约1600MPa以下。
(2)屈服比YR：0.70以上
本实施方式的高强度钢板的、由屈服强度YS相对于抗拉强度TS的比例(YS/TS)表示的屈服比YR优选为0.70以上。由此，能够与上述的高抗拉强度TS协同地实现高屈服强度。其结果，能够抑制施加负荷时的变形、提高碰撞安全性。屈服比YR更优选为0.75以上，进一步优选为0.80以上。从碰撞安全性的观点出发，屈服比YR越高越好，但是考虑到本实施方式的高强度钢板的化学成分组成、制造条件，屈服比YR的上限为约0.95以下。
(3)TS×EL：13000MPa·％以上
本实施方式的高强度钢板的TS×EL优选为13000MPa·％以上。通过具有13000MPa·％以上的TS×EL，从而能够兼顾优异的强度和优异的冲压成形性等。TS×EL更优选为14000MPa·％以上，进一步优选为15000MPa·％以上。TS×EL越高越好，但是考虑到本实施方式的高强度钢板的化学成分组成、制造条件，TS×EL的上限为约25000MPa·％以下。
(4)TS×λ：40000MPa·％以上
本实施方式的高强度钢板的TS×λ优选为40000MPa·％以上。通过具有40000MPa·％以上的TS×λ，能够兼顾优异的强度和优异的冲压成形性等。TS×λ更优选为50000MPa·％以上，进一步优选为60000MPa·％以上。TS×λ越高越好，但是考虑到本实施方式的高强度钢板的化学成分组成、制造条件，TS×λ的上限为约150000MPa·％以下。
(5)德国汽车工业协会(VDA)弯曲试验中使试验片以弯曲角度10°方式变形的载荷/板厚：3.0kN/m以上
本实施方式的高强度钢板的、VDA弯曲试验中使试验片以弯曲角度10°方式变形的载荷/板厚的值优选为3.0kN/mm以上。通过使VDA弯曲试验中使试验片以弯曲角度10°方式变形的载荷/板厚的值为3.0kN/mm以上，从而能够降低碰撞等中的钢板变形量、提高碰撞安全性。上述载荷/板厚的值更优选为3.1kN/mm以上，进一步优选为3.2kN/mm以上。载荷/板厚的值越高越好，但是考虑到本实施方式的高强度钢板的化学成分组成、制造条件，VDA弯曲试验中使试验片以弯曲角度10°方式变形的载荷/板厚的值的上限为约5.0kN/mm以下。
[制造方法]
制造本实施方式的高强度钢板时，按照下述步骤即可。本发明人们发现：通过对具有规定的化学成分组成的原板进行以下详述的热处理，从而可以得到具有上述所期望的钢组织、并且其结果具有上述所期望的机械特性的高强度钢板。
需要说明的是，作为要实施热处理的原板，可列举对钢原材进行热轧而得到的热轧钢板以及其进一步经酸洗、冷轧而得到的冷轧钢板，上述热轧、酸洗、冷轧的条件没有特别限定。
将对原板进行的热处理模式的一例示意性地示于图1。
[工序A：将钢板加热到Ac3相变点以上且950℃以下的温度T1，在该温度范围保持5秒以上且1800秒以下的时间t1而进行奥氏体化的工序]
在图1的工序A中，将钢板加热到Ac3相变点以上且950℃以下的温度T1(加热温度T1)，并且在该温度范围保持5秒以上且1800秒以下的时间t1(保持时间t1)。由此，能够使钢板组织充分地逆相变为奥氏体。
将钢板加热到Ac3相变点以上且950℃以下的加热温度T1时的平均加热速度HR1(图1的[1])没有特别限定，以任意的平均加热速度HR1进行升温即可。可列举例如：将平均加热速度HR1设为1℃/秒以上且100℃/秒以下，如此地从室温升温至上述加热温度T1。
若加热温度T1(图1的[2])低于Ac3相变点，则向奥氏体的逆相变变得不充分、铁素体会残存，从而屈服比YR下降。因此，加热温度T1设为Ac3相变点以上的方式较佳，优选为Ac3相变点+5℃以上，更优选为Ac3相变点+10℃以上。若加热温度T1超过950℃，则钢板组织的晶粒会发生粗大化，有扩孔率λ下降之虞，因此加热温度T1优选设为950℃以下。
若在加热温度T1的保持时间t1(图1的[2])不足5秒，则向奥氏体的逆相变会变得不充分、铁素体残存，从而屈服比YR下降。因此，保持时间t1设为5秒以上的方式较佳，优选为10秒以上，更优选为20秒以上。
若保持时间t1超过1800秒，则不仅生产率下降，而且有钢板组织的晶粒发生粗大化、致使扩孔率λ等钢板特性也发生下降之虞。因此，保持时间t1设为1800秒以下的方式较佳，优选为1500秒以下，更优选为1000秒以下。
[工序B：以10℃/秒以上的平均冷却速度从700℃以上的急冷起始温度T2冷却到处于300℃以上且500℃以下的温度范围的冷却终止温度T3a的工序]
在图1的工序B中，对于在上述工序A中加热、保持后的钢板，以10℃/秒以上的平均冷却速度从700℃以上的急冷起始温度T2冷却至300℃以上且500℃以下的冷却终止温度T3a。由此，能够抑制在冷却过程中析出铁素体。
本实施方式的制造方法中，从加热温度T1至急冷起始温度T2的平均冷却速度CR1(图1的[3])没有特别限定。作为上述平均冷却速度CR1，可列举例如：以0.1℃/秒以上且5℃/秒以下进行冷却。
若急冷起始温度T2低于700℃，则析出铁素体、屈服比YR下降。因此，急冷起始温度T2设为700℃以上的方式较佳，优选为750℃以上，更优选为800℃以上。急冷起始温度T2的上限没有特别限定，为工序A的加热温度T1以下即可。
若急冷起始温度T2至冷却终止温度T3a的平均冷却速度CR2(图1的[4])低于10℃/秒，则在冷却中析出铁素体、屈服比YR下降。因此，平均冷却速度CR2设为10℃/秒以上的方式较佳，优选为15℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。平均冷却速度CR2的上限没有特别限定，例如为100℃/秒以下即可。
冷却终止温度T3a是成为上述急冷的终点的温度，也是后述的工序C中的停留起始温度。若该冷却终止温度T3a低于300℃，后续工序中析出的贝氏体会过度变硬，而且碳富集部的形成进行得不充分，残留奥氏体也减少，得不到期望的TS×EL。因此，冷却终止温度T3a可以设为300℃以上，优选为320℃以上，更优选为340℃以上。
若冷却终止温度T3a超过500℃，后续工序中析出的贝氏体会过度变软，得不到期望的屈服比YR。另外，碳富集部发生粗大化，从而形成粗大的残留奥氏体及MA，TS×λ也下降。因此，冷却终止温度T3a可以设为500℃以下，优选为480℃以下，更优选为460℃以下。
[工序C：以平均冷却速度10℃/秒以下在300℃以上且500℃以下的温度范围内停留10秒以上且小于300秒的时间t3的工序]
在图1的工序C中，使通过上述工序B而冷却的钢板在300℃以上且500℃以下的温度范围内以平均冷却速度10℃/秒以下停留10秒以上且小于300秒的时间t3(停留时间t3：图1的[5])。由此，在局部形成贝氏体。该贝氏体与奥氏体相比，碳的固溶限低，因此超过固溶限的碳会渗出。其结果，在贝氏体周围形成富集有碳的奥氏体区域。该区域经过后述工序D中的冷却及工序E中的再加热而成为残留奥氏体。该残留奥氏体能够提高TS×EL。
若在该工序C中停留时的温度(停留温度)低于300℃，如前所述析出的贝氏体会过度变硬，而且碳富集部的形成未充分进行，残留奥氏体也减少，得不到期望的TS×EL。因此，停留温度可以设为300℃以上，优选为320℃以上，更优选为340℃以上。
若停留温度超过500℃，则析出的贝氏体会过度变软，得不到所期望的屈服比YR。另外，碳富集部会粗大化，由此形成粗大的残留奥氏体及MA，TS×λ也下降。因此，停留温度可以设为500℃以下，优选为480℃以下，更优选为460℃以下。
若工序C中的平均冷却速度超过10℃/秒，则不会发生充分的贝氏体相变，其结果，未能形成充分的碳富集区域，残留奥氏体减少，得不到所期望的TS×EL。因此，工序C中的平均冷却速度可以设为10℃/秒以下，优选为7℃/秒以下，更优选为3℃/秒以下。或者可以为0℃/秒、即保持在恒定温度。可以在上述温度范围内改变冷却速度，也可以将冷却与恒定温度下的保持组合。另外，在工序C的停留中，也可以通过与贝氏体相变相伴随的发热等使钢板温度在300℃以上且500℃以下的温度内升温。
若停留时间t3不足10秒，则不会发生充分的贝氏体相变，其结果，未能形成充分的碳富集区域，残留奥氏体减少，得不到所期望的TS×EL。因此，在300℃以上且500℃以下的停留时间t3可以设为10秒以上，优选为20秒以上，更优选为30秒以上。
但是，若停留时间t3为300秒以上，则工序C中的贝氏体相变会过度进行。在该情况下，碳富集部过度变大，退火后钢板组织中的残留奥氏体及MA发生粗大化。其结果，扩孔率λ下降，得不到所期望的TS×λ。因此，在300℃以上且500℃以下的停留时间t3可以设为小于300秒，优选为200秒以下，更优选为100秒以下。
[工序D：将平均冷却速度设为10℃/秒以上而从停留终点温度T3b冷却至处于100℃以上且300℃以下的温度范围内的冷却终止温度T4的工序]
在图1的工序D中，将平均冷却速度CR3(图1的[6])设为10℃/秒以上，将工序C中停留后的钢板从300℃以上的停留终点温度T3b(相当于工序D中的冷却起始温度)冷却至处于100℃以上且300℃以下的温度范围的冷却终止温度T4。由此，使未相变的奥氏体的一部分发生马氏体相变，并且能够使未相变为马氏体的未相变奥氏体微细化。其结果，可以得到微细的残留奥氏体及MA。另外，所形成的马氏体经过后述工序而成为回火马氏体，由此也能够提高屈服比YR及碰撞安全性。
若平均冷却速度CR3低于10℃/秒，则在冷却中碳富集区域会扩大到必要程度以上、从而MA变得粗大，因此TS×λ下降。因此，平均冷却速度CR3可以设为10℃/秒以上，优选为15℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。需要说明的是，平均冷却速度CR3的上限没有特别限定，例如可为100℃/秒以下。
若冷却终止温度T4(图1的[7])超过300℃，则不会发生充分的马氏体相变，因此退火后钢板组织中的MA发生粗大化，得不到所期望的TS×λ。并且，也不能够向退火后的钢板组织中导入充分量的回火马氏体，屈服比YR也下降。因此，冷却终止温度T4可以设为300℃以下，优选为280℃以下，更优选为260℃以下。
若冷却终止温度T4低于100℃，则马氏体相变会过度进行，因此不能够使退火后的钢板组织中保持所期望的残留奥氏体量。其结果，总伸长率EL下降，得不到所期望的TS×EL。因此，冷却终止温度T4可以设为100℃以上，优选为120℃以上，更优选为140℃以上。
在该工序D中，冷却停止后可以如图1的[7]所示地保持在前述冷却终止温度T4，但优选不进行保持而是进一步进行后述的再加热工序。在于前述冷却终止温度T4下进行保持的情况下，优选将保持时间t4设为1秒以上且600秒以下。在该冷却终止温度T4下的保持时间t4即使延长，特性也几乎不会受影响，但是若超过600秒则生产率下降。
[工序E：从前述冷却终止温度T4加热到处于300℃以上且500℃以下的温度范围的再加热温度T5，在再加热温度T5的温度范围内保持350秒以上且1800秒以下的时间t5的工序]
在图1的工序E中，将在工序D中冷却后的钢板加热到处于300℃以上且500℃以下且满足下述要件的再加热温度T5，在再加热温度T5的温度范围内保持350秒以上且1800秒以下的时间(保持时间t5)(图1的[9])。该再加热温度T5必须满足如下要件：工序B中的冷却终止温度T3a(也相当于工序C中的停留起始温度)与停留终点温度T3b的平均温度[(T3a-T3b)/2]之差为50℃以下。
通过该工序E，未相变的奥氏体的一部分发生贝氏体相变，并且在工序D中析出的马氏体被回火。由此，能够将具有bcc结构及bct结构的组织的IQ的偏度控制为期望的值。并且，贝氏体及马氏体中的碳被排出，碳向周围的奥氏体中的富集得到促进，能够使奥氏体稳定。其结果，能够使最终得到的残留奥氏体量增加。
至再加热温度T5为止的加热速度HR2(图1的[8])没有特别限定，可列举例如1℃/秒以上且50℃/秒以下。
若再加热温度T5低于300℃，则不能够使马氏体充分回火，IQ的偏度会超过-0.3，得不到所期望的TS×EL。因此，再加热温度T5可以设为300℃以上，优选为320℃以上，更优选为340℃以上。
若再加热温度T5超过500℃，则碳成为渗碳体而析出，不能够确保充分量的残留奥氏体。其结果，总伸长率EL下降，得不到所期望的TS×EL。因此，再加热温度T5可以设为500℃以下，优选为480℃以下，更优选为460℃以下。
如果再加热温度T5为与冷却终止温度T3a和停留终点温度T3b的平均温度相比高于50℃的温度，则该工序E中析出的贝氏体会过度变软，IQ的偏度会低于-1.2。其结果，得不到所期望的碰撞安全性。
如果再加热温度T5为与冷却终止温度T3a和停留终点温度T3b的平均温度相比低于50℃的低温，则工序C中析出的贝氏体与工序E中析出的贝氏体及回火马氏体的硬度差变大，扩孔率λ下降。因此，再加热温度T5可以为其与冷却终止温度T3a和停留终点温度T3b的平均温度之差在50℃以下，优选在40℃以下，更优选在30℃以下。
若该工序E中的再加热后的保持时间t5(图1的[9])小于350秒，则马氏体等硬质组织得不到所期望的回火状态，具有bcc结构及bct结构的晶粒的IQ的偏度会低于-1.2。其结果，得不到所期望的碰撞安全性。因此，再加热后的保持时间t5可以设为350秒以上，优选为380秒以上，更优选为400秒以上。若再加热后的保持时间t5超过1800秒，几乎不会对机械特性造成影响，但是会使生产率下降。因此，保持时间t5可以设为1800秒以下，优选为1200秒以下，更优选为600秒以下。
在再加热温度T5下保持后进行冷却，此时的平均冷却速度CR4(图1的[10])没有特别限定，平均冷却速度CR4可列举例如1℃/秒以上且50℃/秒以下。
就本实施方式的高强度钢板而言，可以对钢板进行电镀处理、蒸镀镀敷处理等镀敷处理，另外在镀敷处理后可以进行合金化处理。钢板上可以进行有机皮膜的形成、膜层压、有机盐类处理、无机盐类处理、无铬处理等表面处理。
在对钢板进行熔融镀锌处理来作为镀敷处理时，例如，将钢板的温度加热或冷却至比镀锌浴的温度低40℃的温度以上且比镀锌浴的温度高50℃的温度以下的温度，使钢板从镀锌浴中通过。通过该熔融镀锌处理，可以得到表面具有熔融镀锌层的钢板、即熔融镀锌钢板。
熔融镀锌处理后进行合金化处理的情况下，例如，将熔融镀锌钢板加热到460℃以上且600℃以下的温度。若加热温度低于460℃，有时合金化会不足。若加热温度超过600℃，合金化会过度，有时耐蚀性会变差。通过合金化处理，可以得到表面具有合金化熔融镀锌层的钢板、即合金化熔融镀锌钢板。
另外，上述的实施方式都只不过是列举了用于实施本发明的具体例子，并不用于限定地解释本发明的技术保护范围。即，本发明在不脱离其技术思想或其主要特征的前提下，可以各种形式进行实施。
本说明书如上所述地公开了各种实施方式的技术，将其中的主要的技术概括如下。
本发明一个方面涉及高强度钢板，其以质量％计分别含有C：0.10～0.35％、Si+Al：0.5～3.0％、Mn：1.0～3.0％、P：超过0％且0.05％以下以及S：超过0％且0.01％以下，余部为铁和不可避免的杂质，具有如下金相组织：以面积比例计，铁素体百分率：0～10％、MA百分率：0～30％、铁素体及MA以外的硬质相：70～100％，并且，以体积比例计，残留奥氏体百分率：5～30％，在将具有bcc结构及bct结构的晶粒设为面积0.05μm2区域的集合的情况下，将通过EBSD法分析时的IQ的偏度用下述式(1)表示时，该偏度为-1.2～-0.3。
Figure BDA0003544717630000151
式(1)中的各变量表示以下意思，
n：具有bcc结构及bct结构的面积0.05μm2区域的总数，
s：面积0.05μm2的区域的IQ的标准偏差，
xi：面积0.05μm2区域i的IQ，
Xave：具有bcc结构及bct结构的面积0.05μm2区域的平均IQ。
根据该构成，可以提供碰撞安全性及成形性均优异的高强度钢板。
作为本发明的优选实施方式，在所述的高强度钢板根据需要，(a)还含有选自由Ti：超过0％且0.2％以下、Nb：超过0％且0.2％以下、以及V：超过0％且0.5％以下构成的组中的至少1种；(b)还含有选自由Ni：超过0％且2％以下、Cr：超过0％且2％以下、以及Mo：超过0％且0.5％以下构成的组中的至少1种；(c)还含有B：超过0％且0.005％以下；(d)还含有选自由Mg：超过0％且0.04％以下、REM：超过0％且0.04％以下、以及Ca：超过0％且0.04％以下构成的组中的至少1种等更为有效，根据所含的元素的种类能够进一步改善高强度钢板的特性。
作为本发明的另外优选的实施方式，包含在钢板表面具有镀敷层的高强度钢板。
本发明另一个方面涉及高强度钢板的制造方法，其为如上所述的高强度钢板的制造方法，将具有所述的化学成分组成的钢原材加热后进行热轧，在所述热轧结束后冷却、卷绕，然后实施酸洗、冷轧后，该制造方法依次包括：加热到钢的Ac3相变点以上且950℃以下的温度T1，在该温度范围内保持5秒以上且1800秒以下的时间t1而进行奥氏体化的工序；以10℃/秒以上的平均冷却速度CR2从700℃以上的急冷起始温度T2冷却到处于300℃以上且500℃以下的温度范围的冷却终止温度T3a的工序；以平均冷却速度10℃/秒以下在300℃以上且500℃以下的温度范围内停留10秒以上且小于300秒的时间t3的工序；以10℃/秒以上的平均冷却速度CR3从300℃以上的停留终点温度T3b冷却到处于100℃以上且300℃以下的温度范围的冷却终止温度T4的工序；和，从所述冷却终止温度T4加热到处于300℃以上且500℃以下的温度范围且满足下述要件的再加热温度T5，在该再加热温度T5的温度范围内保持350秒以上且1800秒以下的时间t5的工序，再加热温度T5：所述冷却终止温度T3a与停留终点温度T3b的平均温度的差为50℃以下。
根据该构成，可以制造能兼顾上述优异的碰撞安全性及成形性的高强度钢板。
在制造如上所述地在钢板表面具有镀敷层的高强度钢板的情况下，所述的高强度钢板的方法，还可以包括：在钢板表面施加镀敷层的工序。
以下通过实施例更具体地说明本发明，但是本发明不受这些实施例的限定，当然可以在适合前述及后述的宗旨的范围内适当地进行变更来实施，这些变更均被包含在本发明的技术保护范围内。
实施例
通过真空熔炼制造了具有下述表1所示的化学成分组成(余部：铁及除P、S以外的不可避免的杂质)的铸造材料(钢种A～E)后，以通过热轧使该铸造材料的板厚成为30mm的方式，进一步实施了热轧。下述表1所示的各钢种的Ac3相变点是通过参照“莱斯利铁钢材料学：1985年、WilliamC.Leslie”的第273页记载的VII-20公式的下述式(2)计算而得的值。另外，表1中的“-”的栏表示未添加或低于检测限。
Ac3相变点(℃)＝910-203×[C]1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]-30×[Mn]-11×[Cr]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti] 式(2)
其中，上述[C]、[Ni]、[Si]、[V]、[Mo]、[Mn]、[Cr]、[P]、[Al]及[Ti]分别表示C、Ni、Si、V、Mo、Mn、Cr、P、Al及Ti在钢板中的质量％，不包含的元素以“0质量％”来计算。
Figure BDA0003544717630000171
在前述热轧中，将供试钢材加热到1250℃后，通过多段轧制而轧制成板厚2.6mm。此时，热轧的结束温度设为920℃。然后以30℃/秒的平均冷却速度冷却到600℃，插入加热至600℃的炉中，然后保持30分钟，然后进行炉冷而得到了热轧钢板。对该热轧钢板实施酸洗而除去表面的氧化皮后，实施冷轧而得到了厚度1.4mm的冷轧钢板，作为原板。
对于得到的原板进行下述表2(图1所示的工序A～C)及表3(图1所示的工序D～E)所示的热处理，得到了样品。需要说明的是，表2、3的试验No.1中，在工序E的再加热保持后实施模拟合金化熔融镀锌的热处理，所述热处理包括：在相当于在镀敷浴中浸渍的460℃下保持和在相当于合金化炉的500℃下保持。另外，表2、3中，为了与加热速度相区别而将平均冷却速度CR1、CR2、CR3表示为负数。
Figure BDA0003544717630000181
Figure BDA0003544717630000191
通过前述方法来进行测定，从而求出了所得到的样品的板厚/4位置处的金相组织及IQ的偏度。将其结果示于下述表4。
另外，使用所得到的样品通过下述各方法进行拉伸试验、扩孔试验、VDA弯曲试验，由此测定了钢板的机械特性。将其结果示于下述表5。
[拉伸试验]
从上述样品中，以垂直于钢板轧制方向的方向成为长边方向的方式从钢板中采集JIS5号拉伸试验片，按照JIS Z 2241：2011规定的方法进行测定，由此测定了屈服强度YP、抗拉强度TS及总伸长率EL。
[扩孔试验]
将上述样品供于JFS T1001中规定的扩孔试验，测定了扩孔率λ。
[VDA弯曲试验]
基于德国汽车工业协会中规定的VDA基准(VDA238-100)在以下的条件下进行弯曲试验，将弯曲试验中测得的最大载荷时的位移按照VDA基准变换为角度，由此求出了弯曲角度。然后评价了弯曲角度10°下的载荷。
(测定条件)
试验方法：辊支撑、冲头挤压
辊直径：φ30mm
冲头形状：前端R＝0.4mm
辊间距离：2.9mm
冲头挤压速度：20mm/分钟
试验片尺寸：60mm×60mm
弯曲方向：与轧制方向垂直的方向
试验机：SHIMADZU AUTOGRAPH(最大载荷：20kN)
表4
Figure BDA0003544717630000211
Figure BDA0003544717630000221
从这些结果，可以如下考察。首先，试验No.1～4均为满足本实施方式的高强度钢板中规定的化学成分组成(表1的钢种A～D)、且在本实施方式的制造方法中规定的制造条件下制造的，得到了所期望的钢组织，因此在显示高的抗拉强度TS、屈服比YR和成形性(TS×EL、TS×λ)的基础上，还显示出优异的碰撞安全性(VDA弯曲试验的弯曲角度10°下的载荷/板厚)。
相对于此，试验No.5～7不满足本实施方式的制造方法中规定的制造条件，因此未得到所期望的钢组织，其结果是机械特性均差的结果。
具体而言，试验No.5是工序E中的保持时间t5与期望条件相比为短时间、IQ的偏度低于期望值的例子。其结果，TS×λ及碰撞安全性未得到期望的机械特性。
试验No.6是工序A中的加热温度为低温(低于Ac3相变点)、且不包括工序C的例子。由于不含工序C，未析出软质的贝氏体，取而代之在上述工序A中析出了大量的铁素体(IQ高的组织)，IQ的平均值升高、IQ的偏度下降。其结果，铁素体量及IQ的偏度偏离了期望范围，从而屈服比YR、TS×λ及碰撞安全性下降，未得到所期望的机械特性。
试验No.7不包含工序C，因此可以推测：不析出软质的贝氏体，并且，取而代之在工序D中更硬质的马氏体(IQ低的组织)增加。其结果，与试验No.6相反，IQ的偏度高于期望值，TS×EL下降。
本申请以2019年9月17日申请的日本国专利申请特愿2019-168392号为基础，其内容包含在本申请中。
为了表述本发明，上文中通过实施方式并参照具体实施例对本发明进行了适当且充分的说明，但应认识到本领域技术人员能够容易地对上述实施方式进行变更和/或改良。因此，本领域技术人员实施的变更实施方式或改良实施方式，只要是没有脱离权利要求书记载的权利要求的权利范围的水平，则该变更实施方式或该改良实施方式可解释为被包含在该权利要求的权利范围内。
产业上的可利用性
本发明在有关高强度钢板及其制造方式的技术领域中具有广泛的产业上的可利用性。

Claims (8)

1.一种高强度钢板，其特征在于，
以质量％计分别含有
C：0.10～0.35％、
Si+Al：0.5～3.0％、
Mn：1.0～3.0％、
P：超过0％且0.05％以下、以及
S：超过0％且0.01％以下，
余部为铁和不可避免的杂质，
具有如下金相组织：
以面积比例计，铁素体百分率：0～10％、MA百分率：0～30％、铁素体及MA以外的硬质相：70～100％，并且，
以体积比例计，残留奥氏体百分率：5～30％，
在将具有bcc结构及bct结构的晶粒设为面积0.05μm2区域的集合的情况下，将通过EBSD法分析时的IQ的偏度用下述式(1)表示时，该偏度为-1.2～-0.3，
Figure FDA0003544717620000011
式(1)中的各变量表示以下意思，
n：具有bcc结构及bct结构的面积0.05μm2区域的总数，
s：面积0.05μm2的区域的IQ的标准偏差，
xi：面积0.05μm2区域i的IQ，
xave：具有bcc结构及bet结构的面积0.05μm2区域的平均IQ。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，
还含有
选自由Ti：超过0％且0.2％以下、
Nb：超过0％且0.2％以下、以及
V：超过0％且0.5％以下构成的组中的至少1种。
3.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，
还含有
选自由Ni：超过0％且2％以下、
Cr：超过0％且2％以下、以及
Mo：超过0％且0.5％以下构成的组中的至少1种。
4.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，
还含有B：超过0％且0.005％以下。
5.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，
还含有
选自由Mg：超过0％且0.04％以下、
REM：超过0％且0.04％以下、以及
Ca：超过0％且0.04％以下构成的组中的至少1种。
6.根据权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，
钢板表面具有镀敷层。
7.一种高强度钢板的制造方法，其特征是权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板的制造方法，
将具有权利要求1～5中任一项所述的化学成分组成的钢原材加热后进行热轧，在所述热轧结束后冷却、卷绕，然后实施酸洗、冷轧后，所述制造方法依次包括：
加热到钢的Ac3相变点以上且950℃以下的温度T1，在该温度范围内保持5秒以上且1800秒以下的时间t1而进行奥氏体化的工序；
以10℃/秒以上的平均冷却速度CR2从700℃以上的急冷起始温度T2冷却到处于300℃以上且500℃以下的温度范围的冷却终止温度T3a的工序；
以平均冷却速度10℃/秒以下在300℃以上且500℃以下的温度范围内停留10秒以上且小于300秒的时间t3的工序；
以10℃/秒以上的平均冷却速度CR3从300℃以上的停留终点温度T3b冷却到处于100℃以上且300℃以下的温度范围的冷却终止温度T4的工序；和
从所述冷却终止温度T4加热到处于300℃以上且500℃以下的温度范围且满足下述要件的再加热温度T5，在该再加热温度T5的温度范围内保持350秒以上且1800秒以下的时间t5的工序，
再加热温度T5：所述冷却终止温度T3a与停留终点温度T3b的平均温度的差为50℃以下。
8.根据权利要求7所述的制造方法，其特征是制造权利要求6所述的高强度钢板的方法，
还包括：
在钢板表面施加镀敷层的工序。
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