CN101755062A - 高强度热轧钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供能够制造强度为490MPa以上、具有10％加工后的扩孔率λ为80％以上的延伸凸缘性优良且卷材内的局部的材质变化小的高强度钢板的方法。一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1150～1300℃后，使热轧的终轧温度为800℃以上、1000℃以下，然后以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至525℃以上、625℃以下的冷却停止温度，之后使冷却停止3秒以上、10秒以下，接着以钢板的冷却达到核态沸腾的冷却方法进行冷却，并在400℃以上、550℃以下进行卷取，其中，所述钢坯以质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.5％～2.0％、P：0.06％以下、S：0.005％以下、A1：0.10％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成。

Description

高强度热轧钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及适用于汽车用构件的原材的加工后的延伸凸缘性优良、且卷材内的局部的特性变化小的拉伸强度为490MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法。
背景技术
近年来，对环境问题的关心正在提高，因此以通过轻量化来提高每加仑里程为目的，要求汽车用钢板的进一步的高强度-薄壁化。目前最常使用的高强度热轧钢板虽然是440MPa级的，但由于上述理由，最近490MPa级以上、特别是590MPa级的钢板的使用量正在增大。但是，随着高强度化，伸长率及延伸凸缘特性降低，因此产生了冲压加工时的裂纹、成品率降低的大的问题。
另一方面，由于近年来冲压技术的进步，因此在延伸凸缘变形部位，增加了拉深(挤压及鼓凸)→修整(冲孔)→精压(扩孔)等加工工序。经由上述加工工序成形的钢板，除了增加加工外，还需要冲孔后的延伸凸缘特性，但还没有开发出与这样的新加工方法相对应的490MPa级以上的钢板。
作为使没有增加加工的钢板的延伸凸缘性提高的技术，专利文献1及专利文献2中公开了通过将添加了Si的钢坯加热到1200℃以下，热轧后急冷至预定温度，然后经由空冷在350～550℃下进行卷取，从而制成贝氏体主体的组织的技术。但是，这些技术为了抑制由添加Si引起的红色锈皮的生成，钢坯的加热温度低，产生了轧制载荷增大、表面性状变差的问题。而且，贝氏体主体的组织也存在加工后的延伸凸缘性变差的问题。
专利文献3中公开了通过使前段的冷却为主体，使540℃以下的温度范围的冷却为缓冷(以冷却速度计，5～30℃/s的低的冷却速度)，并在膜态沸腾范围内进行冷却，从而卷材内的材质变化小、且延伸凸缘性优良的钢板的制造技术。但是，在500℃以下、特别是480℃以下的温度范围内利用膜态沸腾进行冷却的情况，不能避免在此之前的冷却过程中发生的局部的温度偏差(例如由于形状不良而滞水引起的局部冷却等)扩大的情况，在卷材内产生局部地发生材质变化。另外，由于低冷却速度下冷却中部分铁素体发生相变，因此难以控制铁素体和贝氏体的百分率，其结果是加工后的延伸凸缘性的改善不充分。而且在设备方面还产生冷却线的线长度增长的问题。
专利文献4中公开了通过在终轧中进行70％以上的轧制，轧制后进行120℃/s以上的超急冷，在620～680℃保持3～7秒而得到微小的铁素体组织，然后以50～150℃/s的冷却速度进一步进行冷却，在400～450℃下进行卷取，从而得到强度、屈服比、延伸凸缘性等综合的平衡优良的钢板的技术。但是，在该技术中存在由于终轧中的高轧制率而容易产生表面缺陷的问题，并且由于热轧后的超急冷，钢板形状变差。若以50℃/s以上的冷却速度将形状差的钢板冷却至480℃以下，则由于冷却的不均匀局部地扩大，因此存在产生局部材质变化的问题。
另外，专利文献5中公开了没有卷取工序的厚钢板的冷却控制技术。该技术通过使冷却的前段全面膜态沸腾、使冷却的后段全面核态沸腾来进行冷却，缩小由冷却偏差等引起的厚钢板的表层和内部的硬度差，希望降低厚钢板的材质不均。但是，该技术应用于板厚大于10mm的厚钢板，难以应用于具有卷取工序、用于板厚小于10mm、一般主要用于板厚8mm以下的薄钢板。
即，在卷取为卷材而制造的热轧钢板(热轧钢带)中，若仅消除热轧后的冷却偏差，则难以在确保所期望的特性并消除材质不均，例如，除了钢的成分组成之外，还需要考虑热轧后的冷却方式、之后的卷取温度对冷却的影响等，以确保可以得到所要求的特性的钢组织。
专利文献1：日本特开平04-088125号公报
专利文献2：日本特开平03-180426号公报
专利文献3：日本特开平08-325644号公报
专利文献4：日本特开平04-276024号公报
专利文献5：日本特开2000-042621号公报
发明内容
本发明鉴于上述问题，目的在于，提供能够制造强度为490MPa以上，具有10％加工后的扩孔率λ为80％以上的延伸凸缘性优良、且卷材内的局部的材质变化小的高张力钢板(高强度钢板)的方法。另外，本发明的制造对象优选为板厚约1.2mm以上且小于约10mm的热轧薄钢板。
本发明人对强度为490MPa以上的钢板的加工后的延伸凸缘性、铁素体相和贝氏体相的百分率进行了专心研究，并且对稳定地确保最合适的铁素体和贝氏体的百分率、而且抑制钢板内的局部冷却的不均匀产生的制造方法反复进行了研究。这里，本发明人发现，贝氏体本身的强度多依赖于卷取温度，具体而言，卷取温度降低则贝氏体本身的强度上升，若贝氏体的百分率过度增大，则相对于卷取温度的变化，钢板强度大幅变化。因此，对通过优化铁素体和贝氏体的百分率，使强度的卷取温度依赖性降低，进而避免过渡沸腾范围的冷却，从而抑制卷取时的钢板的局部过冷部的产生的方法进行了研究。
其结果发现，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至525℃以上、625℃以下的冷却停止温度，之后停止冷却3秒以上、10秒以下，接着以钢板的冷却达到核态沸腾的冷却方法进行冷却，并在400℃以上、550℃以下进行卷取，由此可以使以体积百分率计5～20％的贝氏体相均匀分散到铁素体相中，并且通过在核态沸腾范围进行钢板的冷却可以抑制卷材内的局部冷却的不均匀。
本发明基于上述见解而完成。
即，本发明具有以下的特征。
一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1150～1300℃后，使热轧的终轧温度为800℃以上、1000℃以下，然后以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至525℃以上、625℃以下的冷却停止温度，之后使冷却停止3秒以上、10秒以下，接着以钢板的冷却达到核态沸腾的冷却方法进行冷却，并在400℃以上、550℃以下进行卷取，其中，所述钢坯以质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.5％～2.0％、P：0.06％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成。
一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1150～1300℃后，使热轧的终轧温度为800℃以上、1000℃以下，然后以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至525℃以上、625℃以下的冷却停止温度，之后使冷却停止3秒以上、10秒以下，接着以钢板的冷却达到核态沸腾的冷却方法进行冷却，并在400℃以上、550℃以下进行卷取，其中，所述钢坯以质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.5％～2.0％、P：0.06％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下，而且含有Ti：0.005～0.1％、Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.2％、W：0.005～0.2％中的1种或2种以上，余量由铁及不可避免的杂质构成。
通过本发明，可以制造与近年的冲压加工方法的变化相对应的加工后的延伸凸缘性优良的钢板。而且，通过最优化地结合钢板的组织控制和钢板的冷却控制，能够抑制通过现有的冷却方法难以消除的钢板内的局部低温部的产生，从而能够制造钢板内的不均少的钢板。
具体实施方式
接着，说明将本发明的化学组成限定在上述范围内的理由。
C：0.05～0.15％
C是使贝氏体生成、确保必要的强度所必需的元素。为了得到490MPa以上的强度，需要使C为0.05％以上，但若C量超过0.15％则晶界的渗碳体量增多，伸长率及延伸凸缘性降低。优选为0.06～0.12％。
Si：0.1～1.5％
Si通过固溶强化使铁素体相的硬度上升，使铁素体相和贝氏体相的相间硬度差降低，使延伸凸缘性提高。并且，通过促进铁素体相变时C向奥氏体相的富集，促进卷取后的贝氏体生成。为了提高延伸凸缘性，需要Si量为0.1％以上，但是若Si量超过1.5％则导致表面性状降低、疲劳特性降低。优选为0.3％以上、1.2％以下。
Mn：0.5～2.0％
Mn也是在固溶强化及贝氏体生成方面有效的元素。为了得到490MPa以上的强度，需要使Mn为0.5％以上，但是若Mn量大于2.0％则焊接性和加工性降低。优选为0.8～0.18％。
P：0.06％以下
若P量大于0.06％则导致由偏析引起的延伸凸缘性的降低。因此，需要使P的含量为0.06％以下，优选为0.03％以下。另外，由于P还是在固溶强化方面有效的元素，因此优选在得到该效果的基础上，使其含有0.005％以上。
S：0.005％以下
由于S与Mn及Ti形成硫化物，因此在使延伸凸缘性降低的同时导致有效的Mn、Ti的降低。因此S是应尽力降低的元素。优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。
Al：0.10％以下
Al作为钢的脱氧材料是重要的元素，但是若过量添加使钢中的Al量超过0.10％则导致表面性状降低。因此，使Al量为0.10％以下。优选为0.06％以下。另外，优选在充分确保脱氧效果的基础上，使Al量的下限值为约0.005％。
而且，在本发明的钢原材中，为了谋求强度提高，还可以添加下述Ti、Nb、V、W中的任意1种或2种以上。
Ti：0.005～0.1％、Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.2％、W：0.005～0.2％
Ti、Nb、V及W均与C结合而形成微小的析出物，是有助于强度提高的元素。但是，若上述元素分别小于0.005％则碳化物生成量不足，另一方面，若Ti及Nb分别添加大于0.1％、V及W分别添加大于0.2％，则贝氏体的生成变得困难。优选Ti及Nb为0.03～0.08％、V为0.05～0.15％、W为0.01～0.15％。
而且，虽然上述以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成，但作为没有给本发明的作用效果带来损害的微量元素Cu、Ni、Cr、Sn、Pb、Sb，可以分别在0.1％以下的范围内含有。
另外，本发明的高强度热轧钢板的制造方法是，使所得的热轧钢板的钢组织为：以铁素体为主相、即使铁素体相为80％以上，使贝氏体相的体积百分率达到3-20％。使贝氏体相的体积百分率为3％以上的原因是，若该体积百分率小于3％则难以得到490MPa以上的强度。并且，如上所述，虽然贝氏体本身的强度严重地受到卷取温度的影响，但若贝氏体相的体积率大于20％，则贝氏体相的硬度对于强度的依赖性变得明显，而且由于钢板本身的强度的卷取温度依赖性增大，因此使贝氏体相的体积百分率为20％以下。若贝氏体相的体积百分率过度增大，则卷材内的材质不均，而且卷材间的材质不均也增大。即，为了减少钢板的材质不均，组织控制和冷却方法的结合是非常重要的。另外，在本发明的高强度热轧钢板的制造方法中，虽然除上述贝氏体相以外大多为铁素体相，但仍然可以含有少量、具体而言为小于约2％的马氏体相及残留γ相等除铁素体、贝氏体相以外的相。
接着，对本发明的制造条件进行说明。
在本发明中，在制造上述钢板时，需要将钢坯加热至1150～1300℃后，使热轧的终轧温度为800℃以上、1000℃以下，然后以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至525℃以上、625℃以下的冷却停止温度，之后使冷却停止3秒以上、10秒以下，接着以钢板的冷却达到核态沸腾的冷却方法进行冷却，并在400℃以上、550℃以下进行卷取。以下对上述的理由进行说明。
钢坯加热温度：1150～1300℃以上
使钢坯加热温度达到1150℃以上的原因在于，降低轧制载荷及确保良好的表面性状。并且，对于添加了Ti、Nb、V及W的情况，虽然需要在加热时使碳化物再溶解，但若低于1150℃则再溶解不能充分进行。另一方面，若加热温度高于1300℃，则由于γ粒子的粗大化，铁素体相变延迟，伸长率及延伸凸缘性降低。优选为1150℃以上、1280℃以下。
使终轧温度为800℃以上、1000℃以下
若终轧温度低于800℃则等轴的铁素体粒子的生成变得困难，并且根据情况变为铁素体和奥氏体的两相区轧制，延伸凸缘性降低。另一方面，若终轧温度高于1000℃，则满足本发明的冷却条件的冷却线的线长度变得过长。优选为820℃以上、950℃以下。
终轧后以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至525℃以上、625℃以下的冷却停止温度，之后使冷却停止3秒以上、10秒以下
若终轧后的平均冷却速度小于30℃/s，则由于高温，铁素体相变开始，贝氏体生成变得困难。并且需要长的冷却线。因此，需要使从终轧温度到冷却停止温度的平均冷却速度为30℃/s以上。若能确保冷却停止温度的精度则冷却速度的上限没有限制，但考虑现有的冷却技术，优选冷却速度为30℃/s以上、700℃/s以下。
终轧后，需要将钢板冷却至525℃以上、625℃以下的冷却停止温度，之后使冷却停止3秒以上、10秒以下而进行空冷。在停止该冷却而进行空冷期间，发生从奥氏体到铁素体的相变，能够调整钢板的铁素体百分率。另外，在该空冷范围内，没有发生铁素体相变的奥氏体部分在接着进行的急冷之后的卷取阶段相变，形成贝氏体。若冷却停止温度低于525℃，则卷取后，最终得到的贝氏体的体积率大于20％，而且由于跨越从膜态沸腾到核态沸腾的过渡沸腾范围，因此易产生钢板的温度偏差。因此，需要使冷却停止温度为525℃以上，更优选为530℃以上。另一方面，若冷却停止温度高于625℃，则在空冷中过度促进铁素体生成，最终难以确保体积率为3％以上的贝氏体。因此，需要使冷却停止温度为625℃以下，更优选为低于600℃。接着，若冷却停止时间即空冷时间小于3秒，则铁素体相变不充分，最终得到的贝氏体的体积率大于20％。另一方面，若空冷时间大于10秒则铁素体相变过度进行，最终得到的贝氏体的体积率小于3％。因此，需要使空冷时间为3秒以上、10秒以下，更优选为3秒以上、8秒以下。总结上述情况，前段冷却的更优选的条件是，冷却停止温度为530℃以上且低于600℃，空冷时间为3秒以上、8秒以下。
另外，这里空冷是指停止冷却，即停止强制冷却的状态。与进行强制冷却时相比，空冷期间钢板的冷却速度非常慢，由于空冷期间的钢板温度为冷却停止温度附近的温度，因此如上所述从奥氏体到铁素体的相变发生，但即使代替该空冷、而进行停止冷却并将温度保持在冷却停止温度附近的处理，本发明的效果上也没有任何变化，是包含在本发明的范畴中的。
以下对冷却方法进行详述。
空冷后，以钢板的冷却达到核态沸腾的冷却方法进行冷却，并在400℃以上、550℃以下进行卷取
本发明中，重新开始冷却，进行后段的冷却时的冷却方法是最重要的部分。由于前段冷却的滞留水等的影响而在后段的冷却前产生的局部过冷部(局部地达到比周围的温度低的温度的部分)，若发生从膜态沸腾到核态沸腾的过渡沸腾，则低温部快速变冷，因此温度偏差扩大。而且该温度偏差的扩大在500℃以下、特别是480℃以下的温度范围内变得显著。另一方面，为了避免过渡沸腾，虽然存在降低冷却速度、利用膜态沸腾来进行冷却的方法，但在该情况下，通过500℃以下、特别是480℃以下的温度范围的冷却，不能避免在此之前的冷却过程中产生的局部的温度偏差(例如由于形状不良而滞水引起的局部冷却等)扩大的情况，在卷材内局部地产生材质变化。因此，本发明人没有采用使过渡沸腾向低温侧移动的方法，而采用利用核态沸腾的冷却。核态沸腾范围的冷却中，由于热流速的斜率是正的，因此越是温度高的部分越快变冷(即，越是温度低的部分越慢变冷)。因此，即使在后段冷却之前产生了局部的过冷部(冷却偏差)，也能向着冷却偏差消除的方向发展，其结果是钢板内的材质不均降低。
实施核态沸腾的方法，虽然可以使用现有技术的任意一种方法，但为了确实地成为核态沸腾，只要以2000L/min·m2的水流量密度进行冷却，就可以避免过渡沸腾范围而进行冷却。作为实施上述方法的冷却方式，优选对钢板上表面而言直进性优良的层流冷却或喷射冷却。作为喷嘴的形状，通常采用圆管、狭缝喷管的任意一种均没有问题。
接着，优选使层流或喷射的流速为4m/s以上来进行喷射。这是因为，需要通过层流冷却或喷射冷却得到用于突破冷却时钢板上生成的液膜的动量。
因此，在设计喷嘴时，例如采用圆管层流时，只要以投入水量为2000L/min·m2、优选2500L/min·m2以上且流速为4m/s以上进行冷却，就能够稳定地进行冷却，因此优选兼具上述两条件。
另一方面，对于钢板下表面，由于重力的影响，冷却水落下，因此冷却水不会滞留在钢板上，也不会产生液膜，因此也可以使用喷雾等冷却形式，在采用层流冷却、喷射冷却的情况下即使流速为4m/s以下也没有关系，使冷却水量为2000L/min·m2以上进行喷射则没有问题。
另外，上述后段的冷却(空冷后的冷却)，优选在控制钢组织的基础上，使冷却速度为100℃/s以上。这是因为若小于100℃/s，则由于冷却中发生铁素体相变，因此难以控制铁素体相和贝氏体相的百分率。
在本发明的高强度热轧钢板的制造方法中，如上所述，作为核态沸腾范围的冷却，能够实现冷却速度为100℃以上，并且通过如后述地控制卷取温度，能得到所期望的钢组织。
卷取温度(CT)使贝氏体相的硬度发生变化，因此给强度及加工后的延伸凸缘特性带来影响。贝氏体相的硬度随着CT的降低而上升，特别是卷取温度低于400℃时，除贝氏体相外、比贝氏体相硬质的马氏体开始生成，因此钢板硬质化，并且加工后的延伸凸缘性降低。反之，若高于550℃则在晶界产生渗碳体，因此加工后的延伸凸缘性降低。因此需要使卷取温度为400℃以上、550℃以下。优选为450℃以上、530℃以下。另外，由于500℃以下的卷取温度是发生从膜态沸腾到核态沸腾的过渡沸腾的范围，因此不使用成为上述的核态沸腾的冷却方法时，易产生温度偏差、特别是局部的低温部，并导致硬质化及加工后的延伸凸缘性降低。另外，本发明所使用的卷取温度是在钢带的长度方向上测定钢带的宽度中央部的卷取温度、再将所得值平均而得到的值。
本发明钢不需要限定熔炼方法，通常公知的熔炼方法都可以使用。例如，作为熔炼方法，优选通过转炉、电炉等进行熔炼，通过真空除气炉进行2次精炼的方法。铸造方法从生产率、品质方面出发优选连铸法。并且，即使进行在铸造后立即、或在实施了以保温为目的的加热后以该状态进行热轧的直接轧制，对本发明的效果也没有影响。而且，即使在粗轧后、终轧前进行加热，即使在粗轧后将轧制材料焊接而进行连续热轧，甚至即使进行轧制材料的加热和连续轧制，本发明的效果也不会受到损害。而且，通过本发明得到的钢板，即使是热轧状态的表面上附着有锈皮的状态(黑皮状态)的钢板，即使在热轧后进行酸洗而作为酸洗板，其特性也没有差异。表面光轧只要采用通常进行的方法则没有特别的限制。并且，也可以进行热镀锌、电镀来实施化学转化处理。
实施例
通过表2所示的热轧及冷却条件对表1所示化学组成的钢坯进行热轧，制成板厚3.2mm的热轧板。这里，在终轧后的冷却之后的冷却停止期间进行空冷。然后，对上述热轧板实施通常的酸洗处理。并且，在卷取装置前设置可以二维地测定钢板的表面温度的放射温度计(NEC三荣株式会社制，型号：TH7800)，计量钢板有无局部的温度偏差。对上述热轧板实施通常的酸洗处理。
另外，关于表1所示的空冷后的冷却，另行进行实验，确认通过2000L/min·m2以上的水流量密度达到核态沸腾。
表1
  钢   C   Si   Mn   P   S   Al   Ti   Nb   V   W   备注
  A   0.065   0.45   1.2   0.012   0.002   0.04   --   --   --   --   发明例
  B   0.06   0.02   1.6   0.015   0.001   0.03   --   0.025   --   --   发明例
  C   0.09   1.1   1.45   002   0.001   004   --   --   --   --   发明例
  D   0.08   0.7   1.2   0.015   0.002   0.03   0.035   --   --   --   发明例
  E   0.08   0.7   1.2   0.015   0.002   0.03   0.025   --   0.062   --   发明例
  F   0.08   0.6   1.2   0.012   0.003   0.03   --   --   --   0.12   发明例
在距所得的酸洗板的前端部30m的位置、宽度方向4分之1处(两侧)及宽度方向2分之1处总计3处裁取3个JIS 5号拉伸试验片(与轧制垂直的方向)及3个扩孔试验用试验片，对钢板的机械性质进行调查。并且，加工后的延伸凸缘性通过以下的方法以扩孔率来进行评价。即，对上述裁取的扩孔试验用试验片(酸洗材料)实施轧制率为10％的冷加工，从冷加工后的钢板上切出边长130mm的正方形板，冲10mm的孔。然后从毛刺的相反侧将60°的圆锥形冲头压入，测定裂纹贯穿钢板时的孔径dmm，通过下式算出扩孔率λ(％)。
λ[％]＝((d-10)/10)×100
钢板内的不均以局部低温部面积率S(％)来进行评价的，将基于利用放射温度计的测定结果的、卷取温度局部地达到小于40℃的部分定义为局部低温部。
S[％]＝(局部低温部的面积/钢板的总面积)×100
这里，材质不均少的钢板定义为S＜5％。虽然本来期望S＝0％，但到考虑在后段的冷却之前由于某些原因而产生局部过冷部的情况，将S＜5％定义为材质不均少的钢板。另外，通过表2的实验No.4及5轧制钢C，将所得钢板的局部的过冷部(CT＜400℃的部分)及正常部(CT≥400℃的部分)的机械特性示于表3。可知在本发明的范围内，与正常部相比局部低温部的钢板硬质化，并且加工后的延伸凸缘性降低。另一方面，在本发明的范围外，即使卷取温度在例如400℃以上，也不能避免钢板的硬质化，而且局部的过冷部进一步硬质化。另外，若产生上述局部的冷却部，则需要将局部的冷却部切除、废弃，因此钢板的成品率降低。
贝氏体的体积百分率通过以下的方法算出。从裁取了拉伸试验片的附近，裁取扫描电子显微镜(SEM)用试验片，将与轧制方向平行的板厚截面研磨/腐蚀(硝酸乙醇溶液)后，在1000倍的倍率下拍摄SEM照片(10个视野)，通过图像处理提取贝氏体相。然后，通过图像分析处理测定贝氏体相的面积及观察视野的面积，求出贝氏体的面积百分率，并将其作为贝氏体的体积百分率。
将实验结果示于表2。TS及λ的值通过3点的平均值来表示。另外可知，在表2所示的发明例中，贝氏体相以外的部分的钢组织为铁素体相。本发明例几乎不存在卷材内的局部低温部，并且加工后的延伸凸缘性也优良。
Figure G2008800253332D00141
表3
Figure G2008800253332D00151

Claims (2)

1.一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1150～1300℃后，使热轧的终轧温度为800℃以上、1000℃以下，然后以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至525℃以上、625℃以下的冷却停止温度，之后使冷却停止3秒以上、10秒以下，接着以钢板的冷却达到核态沸腾的冷却方法进行冷却，并在400℃以上、550℃以下进行卷取，其中，所述钢坯以质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.5％～2.0％、P：0.06％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下，余量由铁及不可避免的杂质构成。
2.一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1150～1300℃后，使热轧的终轧温度为800℃以上、1000℃以下，然后以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至525℃以上、625℃以下的冷却停止温度，之后使冷却停止3秒以上、10秒以下，接着以钢板的冷却达到核态沸腾的冷却方法进行冷却，并在400℃以上、550℃以下进行卷取，其中，所述钢坯以质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.5％～2.0％、P：0.06％以下、S：0.005％以下、Al：0.10％以下，而且含有Ti：0.005～0.1％、Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.2％、W：0.005～0.2％中的1种或2种以上，余量由铁及不可避免的杂质构成。
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