JP4461112B2 - 加工性に優れた高強度鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、優れた加工性を有すると共に、例えば５９０〜９８０ＭＰａ級以上の引張強度を有し、自動車用などとして有用な高強度鋼板に関するものである。

近年、自動車などの車体重量の軽量化による燃費の低減や、衝突時の安全性確保などを目的として高強度鋼板の需要はますます増大している。それに伴って、特に自動車の骨格部材として衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うメンバーやピラーなどの構造材などを始めとして、従来の５９０ＭＰａ級から９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板が求められる様になっている。また最近では、防錆性の向上に対する要望も強く、高強度と防錆性を兼備させるため、亜鉛めっきを施した高強度鋼板の需要も増大している。

更に自動車用に適用する場合、強度や防錆性だけでなく自動車構造部材への成形加工性も重要な要求特性となってくる。しかし、強度と成形加工性の間にはトレードオフの関係があり、高強度化は同時に加工性の劣化を伴う。

こうした状況の下で、鋼材の高強度化を果たしつつ加工性を改善すべく、フェライト＋オーステナイト二相域に加熱した後の冷却パターンを制御することで、オーステナイトをマルテンサイト変態させて複合組織を得る方法が開発され、この様な複合組織鋼板は連続焼鈍ラインでも製造可能になっている。

例えば特許文献１には、フェライト＋マルテンサイト複合組織鋼板を得る方法が開示されており、この方法によれば、高加工性と共に超高強度の鋼板が得られると記載されている。また特許文献２では、フェライト＋マルテンサイト複合組織中のマルテンサイトの体積率と粒径、更にはマルテンサイトの生成サイトや分布形態、分布間隔を規定することで、高強度で耐時効性に優れた高延性亜鉛めっき鋼板を得ている。

しかし、上記特許文献１では、熱間圧延された鋼板を再結晶焼鈍・焼戻し処理する前に、６００℃以上、Ａｃ_１点以下の温度で熱処理してから酸洗を行っており、熱処理工程の付加による生産性の低下とコストアップという現実的な問題がある。

また特許文献２では、用いる鋼材のＣ含量を０．００５〜０．０４％と定めているが、Ｃ含量が少なくなると高強度化を得るためのマルテンサイトが減少するため、５９０ＭＰａ級以上の強度は得られ難い。この文献２によれば、強化元素としてＭｏを多量添加すると、それなりの高強度は得られるものの、素材コストの上昇が避けられない。
特開２００５−２１３６０３号公報 特開２００５−２９８６７号公報

本発明は上記の様な従来技術に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｍｏの様な高価な合金元素を多量添加することなく、自動車用構造部品などとして有用な５９０ＭＰａ級以上、更には９８０ＭＰａ級以上の引張強度を有し、加工性にも優れた高強度鋼板を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明の高強度鋼板とは、Ｃ：０．０３〜０．２０％（化学成分の場合は質量％を表す、以下同じ）、Ｓｉ：０．５０〜２．５％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％を満足し、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼材からなり、金属組織がフェライトと低温変態生成相で構成され、該低温変態生成相の平均粒径は３．０μｍ以下で且つ粒径３．０μｍ以下のものが５０面積％以上を占め、該低温変態生成相の平均アスペクト比が０．３５以上である加工性に優れた高強度鋼板である。

本発明の上記鋼材は、要求特性に応じて更に、Ｍｏ：０．０２〜０．２％を含有させることができ、あるいは更に、
Ｔｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．１５％
よりなる群から選択される少なくとも１種を含有させることも有効である。

本発明によれば、上記の様に鋼材の化学成分を特定すると共に、金属組織をフェライトと低温変態生成相からなる複合組織とし、特に該低温変態生成相のサイズを極力小さく、且つ短径／長径比で規定されるアスペクト比を平均値で０．３５以上とすることで、高強度化の要望を満たしつつ加工性にも優れた鋼板を比較的安価に提供できる。

本発明者らは前述した様な解決課題の下で、複合組織鋼板に焦点を絞って、強度と加工性を共に改善すべく、鋼材の化学成分と金属組織、中でも低温変態生成相の形態に主眼を置いて改質研究を重ねた結果、上記本発明に想到した。

以下、本発明で規定する鋼材の化学成分や金属組織の設定理由を明らかにすると共に、該金属組織を得るための有用な方法について説明を進める。

まず、鋼材の化学成分を定めた理由について説明する。

Ｃ：０．０３％以上、０．２０％以下
Ｃは、高強度を確保する上で重要な元素であり、しかも低温変態生成相の量や形態を変化させ、加工性の要因となる伸びや穴拡げ性にも影響を及ぼす。Ｃ含量が０．０３％未満では５９０ＭＰａ以上の強度を確保するのが困難になり、また多過ぎると、加工性が低下するほかスポット溶接性も悪くなるので、多くとも０．２０％以下に抑えるべきである。Ｃのより好ましい含有量は０．０５％以上、０．１７％以下である。

Ｓｉ：０．５０〜２．５％
Ｓｉは、固溶強化元素として有効に作用する他、含有量が多くなるにつれてフェライト分率を高め、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織鋼板では高強度化と共に伸びを高める作用も発揮する。こうした効果は０．５０％以上で有効に発揮されるが、多過ぎると熱間圧延時にＳｉスケール量が増えて鋼板の表面性状を劣化させる他、化成処理性にも悪影響を及ぼすので、２．５％以下に抑えねばならない。Ｓｉのより好ましい含有量は０．７％以上、１．８％以下である。

Ｍｎ：０．５０〜２．５％
Ｍｎは、連続焼鈍ラインでの均熱処理時にオーステナイトを安定化し、冷却過程で生成する低温変態生成相の特性に顕著な影響を及ぼすほか、固溶強化元素としてフェライトの強化に不可欠の元素であり、少なくとも０．５０％以上、より好ましくは０．６０％以上含有させるのがよい。しかし多過ぎると、鋼の溶製が困難になるばかりか、加工性やスポット溶接性に顕著な悪影響が生じてくるので、多くとも２．５％以下、より好ましくは２．３％以下に抑えるのがよい。

本発明鋼材の基本成分は上記Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎであり、残部は実質的に鉄と鉄源（鉄鉱石など）や溶製時の副原料（脱酸材など）、更にはスクラップ等に由来して混入する不可避不純物であり、具体的にはＰ，Ｓ，Ａｌ，Ｎなどが挙げられる。これらは、何れも非金属系介在物源となって強度や加工性に悪影響を及ぼすので、不可避不純物量、一般的には概ねＰ：０．０２％程度以下、Ｓ：０．００５％程度以下、Ａｌ：０．１％程度以下、Ｎ：０．０１％程度以下に抑えるべきである。

本発明では、上記成分系の鋼で基本的には後述する金属組織を制御することで強度と加工性を両立させる点に特徴を有しているが、より好ましくは強度増進のため下記の強化元素を適量含有させることができる。

Ｍｏ：０．０２〜０．２０％
Ｍｏは、焼入れ性を高めて高強度化に有用な低温変態生成相の生成を促す元素であり、その効果は０．０２％以上添加することによって有効に発揮される。しかし、本発明においてその添加効果が有効に発揮されるのは０．２０％までであり、それ以上に添加してもその効果は飽和し、コストアップを招くばかりか加工性に悪影響を及ぼす様になるので、多くとも０．２０％以下、より好ましくは０．１８％以下に抑えるのがよい。

Ｔｉ：０．０１〜０．１５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１５％よりなる群から選択される少なくとも１種
これらの元素は、何れも鋼の高強度化に寄与する点で同効元素である。このうち特にＴｉは、炭化物や窒化物などの析出物を形成して鋼を強化すると共に、結晶粒を微細化して降伏強度を高める作用も有している。更に、フェライト中に少量固溶し、冷却過程でのベイナイト変態を抑える作用も発揮する。これらの作用は、Ｔｉを０．０１％以上（好ましくは原子比で「Ｔｉ＞Ｎ」を満たしつつ）添加することで有効に発揮されるが、その効果は０．１５％程度で飽和するので、それ以上の添加は経済的に無駄である。

Ｃｒも焼入れ性を高めて高強度化に有用な低温変態生成物の生成を促す作用を有しており、その効果は０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上添加することで有効に発揮される。しかしその効果は０．５％で飽和するので、それ以上の添加は経済的に無駄である。

Ｎｂ，Ｖは、いずれも微量の添加で金属組織を微細化し、靭性を損なうことなく高強度化を増進する作用を有しており、更には上記Ｔｉと同様にフェライト中に少量固溶して、急冷過程でのベイナイト変態を抑制する作用も発揮する。こうした作用は、各々０．０１％以上添加することで有効に発揮されるが、その効果は０．１５％で飽和するので、それ以上の添加は経済的に無駄である。

次に、鋼材の金属組織について説明する。本発明の鋼材は、フェライトと低温変態生成相からなる複合組織を有し、低温変態生成相は、平均粒径が３．０μｍ以下であり、且つ粒径３．０μｍ以下のものが５０％面積以上を占め、平均アスペクト比が０．３５以上のものである。

本発明において「低温変態生成相」とは、荒木ら（「鋼のベイナイト写真集−１」日本鉄鋼協会より１９９２年６月２９日発行、第１〜２頁）によって定義される低温変態組織、即ちマルテンサイト、ベイナイト、擬似パーライトをいう。これら低温変態生成相のうち、主としてマルテンサイトからなる第２相の比率は面積率で１０％以上、８０％以下が好ましく、より好ましくは２０％以上、７０％以下である。また、高延性で加工性に優れた複合組織鋼板を得るには、第２相中のマルテンサイト組織を９０％面積以上とするのがよい。

上記低温変態生成相は、平均粒径が３．０μｍ以下で、且つ３．０μｍ以下のものが５０面積％以上でなければならず、３．０μｍ以上の粗粒物が５０面積％を超えると延性が低下し、満足のいく加工性が得られなくなる。強度と加工性を両立させるうえでより好ましい低温変態生成相は、平均粒径が２．５μｍ以下で粒径３．０μｍ以下のものが６５面積％以上を占めるものである。

更に上記低温変態生成相は、平均アスペクト比が０．３５以上でなければならず、０．３５未満では延性不足となり、満足のいく加工性が得られなくなる。より好ましくは０．４５以上、更に好ましくは０．５５以上である。

上記低温変態生成相の粒径やアスペクト比は、例えば図１（Ａ），（Ｂ），（Ｃ）に示す如く、供試鋼板のＬ方向断面を樹脂埋め込み法によりサンプリングし、該断面のｔ/４位置（ｔは板厚）を走査型電子顕微鏡（日本電子社製の商品名「ＪＳＭ−６１００」）により、サンプル毎に５視野を倍率２０００倍で写真撮影し、各写真を画像解析装置（ＮＩＲＥＣＯ社製の商品名「ＬＵＺＥＸ−Ｆ」）にかけて、第２相（低温変態生成相）の粒径とアスペクト比（短径／長径比）を求めた。

ここで言う粒径（アスペクト比を算出する際には長径とする）とは、各画像に現れる各第２相の外周の任意の２点を結ぶ最大長さをいう。また短径とは、上記最大長さに平行な２本の直線で当該変態生成相の画像を挟んだ時の２点間の最短距離をいう。なお第２相が２個あるいは３個以上連結している場合は、連結部の中間位置で分断して短径、長径を求める。そしてアスペクト比については、各写真画像の１視野当りに８０個以上（写真画像の７０％以上）のデータを採取してその平均値を求めた。

本発明でいう上記低温変態生成相の粒径や分布状態とは、一般の高炭素鋼でみられる球状化焼鈍における炭化物の粒径や分布状況とは異なる。例えば特開２００３−１４７４８５号公報や特開平２−２５９０１３号公報には、炭化物の球状化と加工性について述べられているが、これらは、高炭素鋼を対象として打抜き加工性の改善を図る改善技術であり、本発明で意図する低炭素鋼を対象とし自動車用骨格部材などに適用する際のプレス成形性の改善技術とは本質的に異なる。

次に、本発明で定める上記低温変態生成相の粒径やスペクト比を得るための製造条件に格別の制限はなく、一般的な鋼板の製造手順、例えば、連続鋳造→熱間圧延→酸洗→冷間圧延→連続焼鈍の中で、加熱温度や昇温速度、保持温度、冷却開始温度や冷却速度などを適正に制御すればよく、また溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、連続溶融亜鉛めっきラインを含めて適正な温度制御を行なえばよいが、上述した低温変態生成相の好適性状を確保する上で最も重要となるのは、熱間圧延後の冷延時における加熱条件や均熱条件、その後の冷却条件、焼戻し条件であるので、以下、これらの熱処理条件を主体にして説明を加える。

熱延後の２段加熱：
本発明では、生産性を損なうことなく、オーステナイトの安定化に必要なＣやＮをオーステナイト相中に十分濃化させて低温変態生成相の微細析出を増進させるため、先ず２〜５℃／ｓの速度で２００〜７００℃まで加熱（第１段加熱）した後、１〜２℃／ｓの速度で７８０℃以上に加熱（第２段加熱）するのがよい。一定の速度で加熱する１段加熱を採用することも可能であるが、この様な２段加熱法を採用すれば、ＣやＮの濃化をより短時間で効率よく進めることができるので好ましい。

Ａｃ_１点以上のフェライト＋オーステナイト二相域での均熱：
フェライトと主な低温変態生成相であるマルテンサイトとからなる複合組織を確実に得るには、７８０℃以上に加熱するのがよく、加熱温度の上限は特に存在しないが、オーステナイト粒の粗大化を抑えて低温変態生成相の粒径を小さくするには、９００℃以下に抑えるのがよい。保持時間は特に制限されないが、１分以上の保持で十分に均熱され、フェライト＋オーステナイト二相組織が得られる好ましい保持時間は３〜５分程度で、１０分以上は無駄である。

均熱後の冷却：
上記均熱後の冷却で効率よく所定の低温変態生成相を生成させるには、上記均熱温度から５００〜７００℃までの間を平均冷却速度２℃／ｓ以上で冷却（第１段冷却）し、次いで所定の冷却停止温度（Ｔｓ：６０℃程度以下）までを５０〜２０００℃／ｓの速度で冷却（第２段冷却）するのがよい。第１段冷却の速度が２℃／ｓ未満では、冷却に時間がかかるので設備的にも生産性の点でも不利であり、好ましくは５℃／ｓ以上で冷却するのがよい。また、第１段冷却時の温度が７００℃を超えると、組織の全てがマルテンサイトになって延性が極端に劣化する恐れがあり、また５００℃未満になると、マルテンサイトの面積率が１０％未満となって高強度化の目的が果たせなくなる。

また第２段冷却の速度が５０℃／ｓ未満では、良質のフェライト＋低温変態生成相の複合組織が得られ難くなる他、鋼板温度の制御や設備コストの問題が生じてくる。第２段冷却速度の上限は特に存在しないが、実操業性を考えると２０００℃／ｓ程度が上限と考えられる。

焼戻し：
均熱ののち上記の条件で冷却した後は、０．５〜４℃／ｓの速度で１００℃以上、５５０℃以下の温度まで昇温して焼戻しを行うのがよい。この時の昇温速度を０．５℃／ｓ未満に抑えることは生産性の点で得策でなく、また温度が１００℃未満では焼戻しの目的が果たせず、５５０℃を超えると強度×延性バランスが著しく低下する。焼戻しの保持時間は１分以上で十分であるが、より確実には５分以上とするのがよい。１０分以上は全く無駄である。焼戻しの後は、生産性を考慮して１℃／ｓ程度以上で冷却すればよく、上限は特に制限されないが２５０℃／ｓ程度までが適切である。

本発明の高強度鋼板は上記の様に化学成分の特定された鋼材を使用し、且つ冷却条件や保持条件などを含めて適正な熱処理条件を採用することで低温変態生成相の形態を適正に制御することにより、優れた加工性を確保しつつ５９０ＭＰａ級以上、更には９８０ＭＰａ級以上の高強度を満足する、自動車用などとして有用な高強度鋼板を提供できる。

以下、実験例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実験例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

実験例
表１に示す成分組成の鋼材を溶製し、連続鋳造によりスラブとした後、１１５０℃または１２５０℃で保持し、仕上げ温度８００〜９５０℃で厚さ２．６ｍｍまで熱間圧延してから４８０℃で巻き取って熱延鋼板とした。この熱延鋼板を、酸洗ののち冷延率５６％で厚さ１．２ｍｍまで冷間圧延した後、表２に示す条件で連続焼鈍ラインに通し、あるいは連続式溶融亜鉛めっきラインに通して鋼板を得た。表２中、鋼種１〜１１は冷延鋼板、鋼種１２〜１７は溶融亜鉛めっき鋼板である。鋼種１８〜２６は、鋼材成分が不適切であるか、或は製造条件が不適切で金属組織が規定要件を欠く比較例である。

得られた各鋼板について、ＪＩＳ ５号試験片を用いた引張試験により引張強さ（ＴＳ）と伸び（Ｅｌ）を測定し、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）を求めた。

金属組織については、Ｌ方向断面を樹脂埋め込み法によりサンプル作製し、走査型電子顕微鏡（日本電子社製の商品名「ＪＳＭ−６１００」）により、サンプル毎にＬ断面のｔ／４位置について５視野を倍率２０００倍で写真撮影し、各写真を画像解析装置（ＮＩＲＥＣＯ社製の商品名「ＬＵＺＥＸ−Ｆ」）にかけて、第２相（低温変態生成相）の粒径とアスペクト比（短径／長径比）を求めた。ここで言う粒径（アスペクト比の算出に当っては長径とする）とは、各画像に現れる第２相の外周の任意の２点を結ぶ最大長さをいう。また短径とは、上記最大長さに平行な２本の直線で当該変態生成相の画像を挟んだ時の２点間の最短距離をいう。そしてアスペクト比については、各写真画像の１視野当りに８０個以上（写真画像の７０％以上）のデータを採取してその平均値を求めた。

表２に、製造条件と得られた鋼板の引張特性、低温変態生成相の平均粒径、アスペクト比（短径／長径比）を一括して示す。

表１，２より次の様に考えることができる。

鋼種１〜３、５〜７、９〜１６は本発明の規定要件を全て満たす実施例であり、引張強度が５９０ＭＰａ級では２７．５％以上、７８０ＭＰａ級では２０．８％以上、９８０ＭＰａ級では１６％以上、１１８０ＭＰａ級では９％以上の伸び率を示しており、優れた強度×伸びバランスを有していることが分かる。

これらに対し鋼種１８〜２６は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く比較例であり、次の様に目標性能のいずれかが不十分である。

鋼種１９はＭｎ量が規定範囲を超えるため、高い強度は得られているものの、低温変態生成相の粒径のバラツキが大きくて平均粒径が規定値を超えており、十分な延性が得られていない。鋼種２０はＣ量が不足するため低温変態生成相が強度不足で、強度に対して延性も乏しく、強度×延性バランスに欠ける。鋼種２１はＭｎ量が不足するため固溶強化不足で十分な強度が得られず、しかも低温変態生成相の平均粒径が大きくて延性も乏しい。鋼種２２は、化学成分は規定要件を満たしているが、製造条件のうち第２段加熱温度が不適切であるため、低温変態生成相の粒径が粗大で且つアスペクト比も規定値に達していないため、延性が低く且つ強度×伸びバランスも悪い。

鋼種２３は、Ｔｉなどのマイクロアロイ元素量が過多であり、強度は高いものの、多量の炭化物が粒界に析出して伸び率が大幅に低下している。鋼種２４はＳｉ含量が規定範囲を超えるため、フェライト分率が高くなり過ぎて十分な強度が得られていない。鋼種２５は、Ｓｉ含量が不足するため低温変態生成相のアスペクト比が規定値に達しておらず伸びが劣悪で強度×伸びバランスが悪い。鋼種２６は、Ｃ含量が多過ぎるため低温変態生成相の分率が高くなり過ぎて硬化し過ぎとなり、延性が著しく低下すると共にスポット溶接性も劣悪となる。

鋼種１８は、鋼組成は鋼種４とほぼ同じであるが、製造時の第１段加熱条件が適切でないため、低温変態生成相の平均粒径が規定値を超えると共にアスペクト比も低いため、鋼種４に比べると強度×延性バランスが悪い。

図１は、上記表１，２に示した実験データを基に、供試鋼材のＭｏ添加量が強度×伸び（ＴＳ×Ｅｌ）バランスおよび低温変態生成相のアスペクト比に与える影響を示したグラフである。このグラフからも明らかな様に、目標強度レベルによってかなりのバラツキは見られるが、Ｍｏを０．０２〜０．２％の範囲で微量添加すると、低温変態生成相のアスペクト比が相対的に高い値を示し、これが影響するためか、該Ｍｏ添加領域でＴＳ×Ｅｌバランスも高い値を示いている。しかし、Ｍｏ添加量が０．２０％を超えると、こうした効果が大幅に減退することを確認できる。

また図２は、上記実施例で得た鋼種の断面組織写真（倍率：２０００倍）であり、図１（Ａ）は鋼種８（本発明材）、図１（Ｂ）は鋼種９（本発明材）、図１（Ｃ）は鋼種１８（比較材）である。これらの図において、白っぽく島状に現われているのが低温変態生成相であり、細く紐状に現われているのはフェライト粒界である。

これらの図を比較すれば明らかな様に、図１（Ａ）、図１（Ｂ）の本発明材は、図１（Ｃ）の比較材に比べて低温変態生成相のサイズが全体的に短尺かつほぼ均一で、全体に満遍なく分布していることが分かる。尚、図１（Ａ）と図１（Ｂ）では低温変態生成相の面積分率がかなり違っている。この面積分率は、特に加熱後の冷却条件によって調整することが可能であり、高強度が求められる場合は相対的に急冷条件を採用することで低温変態生成相の分率を高めればよく、加工性が重視される場合は急冷条件を緩和して相対的に低温変態生成相の分率を低めに抑えればよい。

Ｍｏ添加量が供試鋼材の強度×伸び（ＴＳ×Ｅｌ）バランスと低温変態生成相のアスペクト比に及ぼす影響を示すグラフである。 実験例で得た鋼板の断面組織写真（倍率２０００倍）である。

Claims (3)

1. Ｃ ：０．０３〜０．２０％（化学成分の場合は質量％を表す、以下同じ）、
   Ｓｉ：０．５０〜１．８％、
   Ｍｎ：０．５０〜２．５％、
   Ｍｏ：０．０２〜０．２％、
   Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
   Ａｌ：０．１％以下、
   を満足し、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼材からなり、
   金属組織がフェライトと低温変態生成相からなり、該低温変態生成相の比率は１０〜８０面積％であって、
   該低温変態生成相中のマルテンサイト組織の分率が９０面積％以上であり、該低温変態生成相の平均粒径は３．０μｍ以下で且つ粒径３．０μｍ以下の低温変態生成相が低温変態生成相全体に占める割合は５０面積％以上であるとともに、該低温変態生成相の平均アスペクト比が０．４５以上であることを特徴とする、加工性に優れた高強度鋼板。
2. 鋼材が、他の元素として、
   Ｔｉ：０．０１〜０．１５％、
   Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、
   Ｖ：０．０１〜０．１５％
   よりなる群から選択される少なくとも１種を含むものである請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 請求項１または２に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
   請求項１または２に記載の鋼材を用意する工程と、
   熱間圧延後の加熱工程を、２〜５℃／ｓの速度で２００〜７００℃まで加熱した後、１〜２℃／ｓの速度で７８０℃以上に加熱して行う加熱工程と、
   Ａｃ₁点以上のフェライト＋オーステナイト二相域で均熱する均熱工程と、
   均熱後の冷却工程を、均熱温度から５００〜７００℃までの間を平均冷却速度２℃／ｓ以上で冷却した後、５０〜１４５０℃／ｓの速度で６０℃以下まで冷却する冷却工程と、
   冷却後の焼戻し工程を、０．５〜４℃／ｓの速度で１００℃〜５５０℃まで昇温する焼戻し工程と、
   を包含することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。