CN106574340B - 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

根据本发明，具有预定的成分组成，使钢组织以面积率计为铁素体：20％以上且50％以下、贝氏体铁素体：5％以上且25％以下、马氏体：5％以上且20％以下且以体积率计为残余奥氏体：10％以上，使所述残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下，使残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)为钢中的Mn量(质量％)的1.2倍以上，并且使所述残余奥氏体的平均自由行程为1.2μm以下，由此，能够得到具有780MPa以上的拉伸强度(TS)、延展性和疲劳特性优良、具有高的强度与延展性的平衡、并且表面性状和通板性也优良的高强度钢板。

Description

高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及主要适合于汽车的结构构件的成形性优良的高强度钢板及其制造方法，特别是要得到具有780MPa以上的拉伸强度(TS)、不仅延展性优良、而且疲劳特性优良、并且表面性状和通板性优良的高强度钢板。
背景技术
近年来，为了确保碰撞时的乘务人员的安全性、改善车身轻量化所带来的燃料效率，正积极地推进将拉伸强度(TS)为780MPa以上并且其板厚较薄的高强度钢板应用于汽车结构构件的动态。
而且，最近，还研究了具有980MPa级、1180MPa级的TS的强度极高的高强度钢板的应用。
但是，一般而言，钢板的高强度化会导致成形性的降低，因此，难以兼顾高强度和优良的成形性，期望同时具有高强度和优良的成形性的钢板。
另外，钢板的形状冻结性由于钢板的高强度化、薄壁化而显著降低，为了应对这种情况，广泛进行如下方法：在冲压成形时预先预测脱模后的形状变化，设计将其形状变化量估计在内的模具。
但是，该形状变化量基于TS来预测，因此，钢板的TS发生波动时，所预测的形状变化值与实际的形状变化量的偏差增大，从而诱发形状不良。而且，形成该形状不良的钢板在冲压成形后需要一个一个的对形状进行板金加工等的修正，使量产效率显著降低。因此，要求尽可能地减小钢板的TS的波动。
于是，针对该要求，例如，在专利文献1中公开了一种加工性和形状冻结性优良的高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.06％以上且0.60％以下、Si+Al：0.5％以上且3.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.15％以下、S：0.02％以下，并且，具有回火马氏体相对于全部组织的面积率为15％以上、铁素体相对于全部组织的面积率为5％以上且60％以下、残余奥氏体相对于全部组织的体积率为5％以上、并且可以含有贝氏体和/或马氏体的组织，并且，上述残余奥氏体中，通过施加2％应变而相变为马氏体的残余奥氏体的比例为20～50％。
另外，在专利文献2中公开了一种伸长率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.05％以上且0.35％以下、Si：0.05％以上且2.00％以下、Mn：0.8％以上且3.0％以下、P：0.0010％以上且0.1000％以下、S：0.0005％以上且0.0500％以下、Al：0.01％以上且2.00％以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢组成，金属组织以铁素体或贝氏体或回火马氏体作为主体且含有3％以上且30％以下的残余奥氏体，所述钢板中，在上述奥氏体与铁素体、贝氏体和马氏体相接的相界面，处于上述奥氏体的中心浓度Cgc与奥氏体晶粒的晶界的浓度Cgb满足Cgb/Cgc＞1.3的范围内的奥氏体晶粒为50％以上。
在专利文献3中公开了一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有C：超过0.17％且0.73％以下、Si：3.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.1％以下、S：0.07％以下、Al：3.0％以下和N：0.010％以下，并且满足Si+Al：0.7％以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，作为钢板组织，马氏体相对于钢板组织整体的面积率为10％以上且90％以下、残余奥氏体的量为5％以上且50％以下、上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率为5％以上，上述马氏体中25％以上为回火马氏体，上述马氏体相对于钢板组织整体的面积率、上述残余奥氏体的量和上述上部贝氏体中的贝氏体铁素体相对于钢板组织整体的面积率的合计为65％以上，多边形铁素体相对于钢板组织整体的面积率满足10％以下，并且上述残余奥氏体中的平均C量为0.70％以上，所述钢板的TS为980MPa以上。
在专利文献4中公开了一种TS为980MPa以上的高屈服比高强度冷轧钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：超过0.06％且0.24％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.5％以上且2.0％以下、P：0.06％以下、S：0.005％以下、Al：0.06％以下、N：0.006％以下、Mo：0.05％以上且0.50％以下、Ti：0.03％以上且0.20％以下、V：超过0.15且1.20％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成、C、Ti、Mo、V含量满足0.8≤(C/12)/{(Ti/48)+(Mo/96)+(V/51)}≤1.5的成分组成，铁素体以面积比率计为95％以上，平均粒径小于10nm的含有Ti、Mo和V的碳化物分散析出，并且，该含有Ti、Mo和V的碳化物具有由原子％表示的Ti、Mo、V满足V/(Ti+Mo+V)≥0.3的平均组成。
在专利文献5中公开了一种加工性优良的高强度钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.05％以上且0.30％以下、Si：0.01％以上且2.50％以下、Mn：0.5％以上且3.5％以下、P：0.003％以上且0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.010％以上且1.500％以下、Si+Al：0.5％以上且3.0％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，具有以面积率计含有20％以上的铁素体、10％以上且60％以下的回火马氏体、0％以上且10％的马氏体、以体积率计含有3％以上且10％的残余奥氏体、回火马氏体的维氏硬度(m)与铁素体的维氏硬度(f)之比m/f为3.0以下的金属组织。
在专利文献6中公开了一种疲劳特性优良的复合组织钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.03％以上且0.15％以下、Si：0.3％以上且1.5％以下、Mn：0.1％以上且2.0％以下、P：0.1％以下、Al：0.005％以上且0.1％以下、S：0.005％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，在铁素体相中含有硬质的贝氏体相和马氏体相，由铁素体的结晶粒径为4μm以上且15μm以下、铁素体的维氏硬度(Hv)为140以上且180以下、贝氏体的结晶粒径为6μm以下、贝氏体的维氏硬度(Hv)为250以上且400以下、马氏体的结晶粒径为6μm以下、马氏体的维氏硬度(Hv)为400以上且700以下的三相复合组织构成，并且硬质相整体的体积率为5％以上且40％以下，硬质相整体的平均自由行程为20μm以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-218025号公报
专利文献2：日本特开2011-195956号公报
专利文献3：日本特开2010-90475号公报
专利文献4：日本特开2008-174802号公报
专利文献5：日本特开2010-275627号公报
专利文献6：日本专利第3231204号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，专利文献1中记载的高强度钢板中，公开了加工性和形状冻结性优良，专利文献2中记载的高强度薄钢板中，公开了伸长率和扩孔性优良，专利文献3中记载的高强度钢板中，公开了加工性中、特别是延展性和延伸凸缘性优良，但均没有考虑材质稳定性、即TS的波动。
专利文献4中记载的高屈服比高强度冷轧钢板中，使用了昂贵的元素Mo、V，因此成本高。此外，该钢板的伸长率(EL)低至约19％。
专利文献5中记载的高强度钢板中，例如，在980MPa以上的TS下显示出TS×EL为约24000MPa·％，比通用材料高，但在应对最近的针对钢板的要求方面，钢板的伸长率(EL)尚不充分。
专利文献6中记载的技术中，公开了疲劳特性优良，但没有活用残余奥氏体，因此残留有EL低的问题。
本发明鉴于上述现状，其目的在于得到在具有780MPa以上的拉伸强度(TS)的同时不仅延展性优良、而且疲劳特性优良、并且表面性状和通板性优良的高强度钢板，并且提供该高强度钢板的有利的制造方法。
需要说明的是，在本发明中，延展性即EL(总伸长率)优良是指，在TS：780MPa级下设定为EL≥34％、在TS：980MPa级下设定为EL≥27％、在TS：1180MPa级下设定为EL≥23％。另外，疲劳特性优良是指，疲劳极限强度≥400MPa、耐久比≥0.40的情况。
用于解决问题的方法
发明人为了解决上述问题而反复进行了深入研究，结果发现了以下的事项。
将适当组成的钢坯加热至预定温度后，实施热轧而得到热轧板，根据需要在热轧后对热轧板实施热处理，使热轧板软质化。然后，通过在冷轧后的奥氏体单相区的第一次退火处理后的冷却速度控制来抑制铁素体相变和珠光体相变。
通过上述冷却速度控制，使第二次退火前的组织形成马氏体单相组织、贝氏体单相组织、或者以马氏体和贝氏体作为主体的组织，由此，最终在钢组织中含有适当量的微细的残余奥氏体和贝氏体铁素体。
此外，积极活用第二次退火和冷却过程中生成的铁素体，使残余奥氏体微细分散，由此，能够制造具有780MPa以上的TS、不仅延展性优良、而且疲劳特性优良、并且表面性状和通板性优良的高强度钢板。
本发明是基于上述见解而完成的。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种高强度钢板，其特征在于，
具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.08％以上且0.35％以下、Si：0.50％以上且2.50％以下、Mn：1.50％以上且3.00％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.0200％以下和N：0.0005％以上且0.0100％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下钢组织：
以面积率计，铁素体为20％以上且50％以下、贝氏体铁素体为5％以上且25％以下、马氏体为5％以上且20％以下，以体积率计，残余奥氏体为10％以上，
上述残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下，
上述残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)为钢中的Mn量(质量％)的1.2倍以上，
上述残余奥氏体的平均自由行程为1.2μm以下。
2.如上述1所述的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成进一步以质量％计含有选自Al：0.01％以上且1.00％以下、Ti：0.005％以上且0.100％以下、Nb：0.005％以上且0.100％以下、B：0.0001％以上且0.0050％以下、Cr：0.05％以上且1.00％以下、Cu：0.05％以上且1.00％以下、Sb：0.0020％以上且0.2000％以下、Sn：0.0020％以上且0.2000％以下、Ta：0.0010％以上且0.1000％以下、Ca：0.0003％以上且0.0050％以下、Mg：0.0003％以上且0.0050％以下和REM：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
3.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，
将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，
将精轧出口侧温度设定为800℃以上且1000℃以下来对上述钢坯进行热轧而制成钢板，
将平均卷取温度设定为450℃以上且700℃以下来对上述钢板进行卷取，
对上述钢板实施酸洗处理，
然后，任意地将上述钢板在450℃以上且Ac1相变点以下的温度下保持900s以上且36000s以下的时间，
然后，以30％以上的压下率对上述钢板进行冷轧，
然后，进行将上述钢板加热至820℃以上且950℃以下的温度的第一次退火处理，
接着，将上述钢板在至500℃为止的平均冷却速度为15℃/s以上的条件下冷却至Ms点以下的第一冷却停止温度，
然后，进行将上述钢板再加热至740℃以上且840℃以下的温度的第二次退火处理，
然后，以1℃/s以上且10℃/s以下的平均冷却速度冷却至300℃以上且550℃以下的第二冷却停止温度范围的温度，
将上述钢板在上述第二冷却停止温度范围内保持10s以上的时间，
从而制造上述1或2所述的高强度钢板。
4.如上述3所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述第二次退火处理的第二冷却停止温度范围内保持10s以上的时间后，进一步在100℃以上且300℃以下的温度下实施第三次退火处理。
5.一种高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对上述1或2所述的高强度钢板实施镀锌处理。
发明效果
根据本发明，能够有效地得到具有780MPa以上的TS、不仅延展性优良、而且疲劳特性优良、并且表面性状和通板性优良的高强度钢板。另外，通过将依据本发明的方法得到的高强度钢板应用于例如汽车结构构件中，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，对本发明的一个实施方式具体地进行说明。
本发明中，将钢坯加热至预定温度后，对该钢坯进行热轧而得到热轧板。接着，根据需要，在热轧后对热轧板实施热处理，使热轧板软质化。然后，在冷轧后的奥氏体单相区的第一次退火处理后进行冷却速度控制，由此抑制铁素体相变和珠光体相变，使第二次退火前的组织形成马氏体单相组织、贝氏体单相组织、或者以马氏体和贝氏体作为主体的组织。并且，最终在钢组织中含有适当量的微细的残余奥氏体和贝氏体铁素体。
即，本发明中，积极活用第二次退火和冷却过程中生成的铁素体，使残余奥氏体微细分散，由此，能够得到具有780MPa以上的TS、并且不仅延展性优良、而且疲劳特性优良、并且表面性状和通板性优良的高强度钢板。
需要说明的是，在本发明中，在像上述铁素体那样仅称为铁素体的情况下，以针状铁素体作为主体，但也可以含有多边形铁素体、未再结晶铁素体。但是，为了确保良好的延展性，优选将未再结晶铁素体以相对于上述铁素体的面积率计抑制为5％以下。
首先，将本发明中的钢的成分组成的适当范围及其限定理由示于如下。
C：0.08质量％以上且0.35质量％以下
C是在将钢强化时重要的元素，具有高的固溶强化能力。在利用基于马氏体的组织强化的情况等下，是用于调节马氏体的面积率、硬度的必不可少的元素。
在此，C量低于0.08质量％时，无法得到所需的马氏体的面积率，马氏体不会硬质化，因此，得不到钢板的充分的强度。另一方面，C量超过0.35质量％时，会产生钢板的脆化、延迟破坏的担忧。
因此，C量设定为0.08质量％以上且0.35质量％以下，优选为0.12质量％以上且0.30质量％以下，更优选为0.17质量％以上且0.26质量％以下的范围。
Si：0.50质量％以上且2.50质量％以下
Si是对于使残余奥氏体分解而抑制碳化物的生成有效的元素。此外，Si在铁素体中具有高的固溶强化能力，并且具有使固溶C从铁素体排出至奥氏体而将铁素体洁净化、从而提高钢板的延展性的性质。另外，固溶于铁素体中的Si具有提高加工硬化能力、提高铁素体自身的延展性的效果。为了得到这样的效果，需要含有0.50质量％以上的Si量。
另一方面，Si量超过2.50质量％时，异常组织发达，钢板的延展性和材质稳定性降低。因此，Si量设定为0.50质量％以上且2.50质量％以下，优选为0.80质量％以上且2.00质量％以下，更优选为1.20质量％以上且1.80质量％以下。
Mn：1.50质量％以上且3.00质量％以下
Mn对于确保钢板的强度是有效的。另外，会提高淬透性而使复合组织化变得容易。同时，Mn具有抑制冷却过程中的珠光体、贝氏体的生成的作用，使从奥氏体向马氏体的相变变得容易。为了得到这样的效果，需要使Mn量为1.50质量％以上。
另一方面，Mn量超过3.00质量％时，板厚方向的Mn偏析变得显著，导致材质稳定性的降低。因此，Mn量设定为1.50质量％以上且3.00质量％以下、优选为1.50质量％以上且低于2.50质量％、更优选为1.80质量％以上且2.40质量％以下。
P：0.001质量％以上且0.100质量％以下
P是具有固溶强化的作用、可以根据期望的强度进行添加的元素。另外，是用于促进铁素体相变而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量为0.001质量％以上。
另一方面，P量超过0.100质量％时，会导致焊接性的劣化，并且，在对锌镀层进行合金化处理的情况下，会使合金化速度降低而损害锌镀层的品质。因此，P量设定为0.001质量％以上且0.100质量％以下，优选为0.005质量％以上且0.050质量％以下。
S：0.0001质量％以上且0.0200质量％以下
S在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，钢中含量需要设定为0.0200质量％以下。
另一方面，从生产技术上的制约考虑，需要使S量为0.0001质量％以上。因此，S量设定为0.0001质量％以上且0.0200质量％以下，优选为0.0001质量％以上且0.0050质量％以下。
N：0.0005质量％以上且0.0100质量％以下
N是使钢的耐时效性劣化的元素。特别是，N量超过0.0100质量％时，耐时效性的劣化变得显著，因此，其量越少越优选。
另一方面，从生产技术上的制约考虑，N量需要设定为0.0005质量％以上。因此，N量设定为0.0005质量％以上且0.0100质量％以下，优选为0.0005质量％以上且0.0070质量％以下。
本发明的高强度钢板优选在上述的成分组成的基础上进一步单独或组合地含有选自Al：0.01质量％以上且1.00质量％以下、Ti：0.005质量％以上且0.100质量％以下、Nb：0.005质量％以上且0.100质量％以下、B：0.0001质量％以上且0.0050质量％以下、Cr：0.05质量％以上且1.00质量％以下、Cu：0.05质量％以上且1.00质量％以下、Sb：0.0020质量％以上且0.2000质量％以下、Sn：0.0020质量％以上且0.2000质量％以下、Ta：0.0010质量％以上且0.1000质量％以下、Ca：0.0003质量％以上且0.0050质量％以下、Mg：0.0003质量％以上且0.0050质量％以下、REM：0.0003质量％以上且0.0050质量％以下中的至少一种元素。需要说明的是，钢板的成分组成的余量为Fe和不可避免的杂质。
Al：0.01质量％以上且1.00质量％以下
Al是生成铁素体、对提高强度与延展性的平衡有效的元素。为了得到这样的效果，需要使Al量为0.01质量％以上。另一方面，Al量超过1.00质量％时，导致表面性状的劣化。因此，Al量优选为0.01质量％以上且1.00质量％以下，更优选为0.03质量％以上且0.50质量％以下。
Ti和Nb在热轧时或退火时形成微细的析出物而使强度升高。为了得到这样的效果，Ti量和Nb量需要分别添加0.005质量％以上。另一方面，Ti量和Nb量分别超过0.100质量％时，成形性降低。因此，在添加Ti和Nb的情况下，其含量分别设定为0.005质量％以上且0.100质量％以下。
B是对钢的强化有效的元素，其添加效果在0.0001％质量以上时得到。另一方面，B超过0.0050质量％而过量添加时，马氏体的面积率变得过大，担心会因显著的强度升高而引起延展性的降低。因此，B量设定为0.0001质量％以上且0.0050质量％以下，优选为0.0005质量％以上且0.0030质量％以下。
Cr和Cu不仅作为固溶强化元素发挥作用，而且在退火时的冷却过程中将奥氏体稳定化，使复合组织化变得容易。为了得到这样的效果，Cr量和Cu量需要分别设定为0.05质量％以上。另一方面，Cr量、Cu量超过1.00质量％时，钢板的成形性降低。因此，在添加Cr和Cu的情况下，其含量分别设定为0.05质量％以上且1.00质量％以下。
从抑制由于钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的约数十μm的区域的脱碳的观点考虑，根据需要添加Sb和Sn。这是因为，抑制这样的氮化、氧化时，防止钢板表面的马氏体的生成量减少，对于确保钢板的强度、材质稳定性有效。另一方面，关于这些元素，超过0.2000质量％而过量添加时，导致韧性的降低。因此，在添加Sb和Sn的情况下，其含量分别设定为0.0020质量％以上且0.2000质量％以下的范围内。
Ta与Ti、Nb同样地，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。此外，一部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物，生成(Nb,Ta)(C,N)这样的复合析出物，显著抑制析出物的粗大化。另外，认为析出物的粗大化的抑制具有使对钢板的强度提高的贡献率稳定化的效果。因此，优选含有Ta。
在此，前述的析出物稳定化的效果通过使Ta的含量为0.0010质量％以上而得到，另一方面，即使过量添加Ta，析出物稳定化效果也饱和，而且合金成本增加。因此，在添加Ta的情况下，其含量设定为0.0010质量％以上且0.1000质量％以下的范围内。
Ca、Mg和REM是用于脱氧的元素。另外，是用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对局部延展性和延伸凸缘性的不利影响的有效元素。为了得到这些效果，需要分别添加0.0003质量％以上。另一方面，Ca、Mg和REM超过0.0050质量％而过量添加时，会引起夹杂物等的增加而在表面、内部产生缺陷等。
因此，在添加Ca、Mg和REM的情况下，其含量分别设定为0.0003质量％以上且0.0050质量％以下。
接着，对显微组织进行说明。
铁素体的面积率：20％以上且50％以下
在本发明中是极其重要的控制因子。本发明的高强度钢板包含在富有延展性的软质的铁素体中主要分散有担负延展性的残余奥氏体和担负强度的马氏体的复合组织。而且，为了确保充分的延展性和强度与延展性的平衡，在本发明中，需要使第二次退火和冷却过程中生成的铁素体的面积率为20％以上。另一方面，为了确保钢板的强度，需要使铁素体的面积率为50％以下。
贝氏体铁素体的面积率：5％以上且25％以下
贝氏体铁素体与铁素体和残余奥氏体邻接地生成。而且，具有缓和上述铁素体与上述残余奥氏体的硬度差、抑制疲劳裂纹的产生、裂纹传播的效果，因此，无法确保良好的疲劳特性。而且，为了得到该效果，需要使贝氏体铁素体的面积率为5％以上。另一方面，为了确保钢板的强度，需要使贝氏体铁素体的面积率为25％以下。
本发明中的贝氏体铁素体是在740℃以上且840℃以下的温度范围内的退火后的550℃以下的冷却和保持过程中生成的铁素体，是与通常的铁素体相比位错密度较高的铁素体。
另外，“铁素体和贝氏体铁素体的面积率”通过以下的方法求出。首先，对与钢板的轧制方向平行的板厚断面(L断面)进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率对板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)观察10个视野。接着，使用所得到的组织图像，使用Media Cybernetics公司的Image-Pro，算出10个视野的各组织(铁素体、贝氏体铁素体)的面积率。将上述10个视野的面积率的平均设定为“铁素体和贝氏体铁素体的面积率”。需要说明的是，上述的组织图像中，铁素体和贝氏体铁素体呈现灰色的组织(基底组织)，残余奥氏体和马氏体呈现白色的组织。
此外，铁素体和贝氏体铁素体的识别通过EBSD(电子背散射衍射法)测定来进行。将包含晶界角度小于15°的亚晶界的晶粒(相)判断为贝氏体铁素体，求出其面积率，作为贝氏体铁素体的面积率。铁素体的面积率通过从上述灰色的组织的面积率中减去贝氏体铁素体的面积率而算出。
马氏体的面积率：5％以上且20％以下
在本发明中，为了确保钢板的强度，需要使马氏体的面积率为5％以上。另一方面，为了确保钢板的良好的延展性，需要使马氏体的面积率为20％以下。另外，为了确保更良好的延展性和延伸凸缘性，优选马氏体的面积率为15％以下。
需要说明的是，“马氏体的面积率”通过以下的方法求出。首先，对钢板的L断面进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液腐蚀，使用SEM以2000倍的倍率对板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)观察10个视野。接着，使用所得到的组织图像，使用上述Image-Pro，算出10个视野的呈白色的马氏体和残余奥氏体的合计面积率。然后，从这些值的平均值中减去残余奥氏体的面积率，由此，可以求出“马氏体的面积率”。另外，上述的组织图像中，马氏体和残余奥氏体呈现白色的组织。在此，残余奥氏体的面积率的值使用如下所示的残余奥氏体的体积率的值。
残余奥氏体的体积率：10％以上
在本发明中，为了确保良好的延展性和强度与延展性的平衡，需要使残余奥氏体的体积率为10％以上。为了确保更良好的延展性和强度与延展性的平衡，优选残余奥氏体的体积率为12％以上。
另外，关于残余奥氏体的体积率，将钢板研磨至板厚方向的1/4面，通过该板厚1/4面的衍射X射线强度求出。入射X射线使用MoKα射线，求出残余奥氏体的{111}、{200}、{220}、{311}面的峰的积分强度相对于铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的12种全部组合的强度比，将它们的平均值作为残余奥氏体的体积率。
残余奥氏体的平均结晶粒径：2μm以下
残余奥氏体的晶粒的微细化有助于钢板的延展性和材质稳定性的提高。因此，为了确保良好的延展性和材质稳定性，需要使残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下。为了确保更良好的延展性和材质稳定性，优选使残余奥氏体的平均结晶粒径为1.5μm以下。
需要说明的是，在本发明中，“残余奥氏体的平均结晶粒径”通过以下的方法求出。首先，使用TEM(透射电子显微镜)，以15000倍的倍率观察20个视野，得到组织图像。使用上述Image-Pro，求出20个视野的组织图像中的各个残余奥氏体晶粒的面积，求出圆当量直径，对这些值进行平均，求出“残余奥氏体的平均结晶粒径”。在此，上述视野观察以使板厚1/4的部分为板厚中心的方式从表背面进行磨削，使其厚度为0.3mm，接着，从表背面进行电解研磨，开孔，对于该孔周围的板厚较薄的部分，使用TEM从板面方向进行观察。
残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)为钢中的Mn量(质量％)的1.2倍以上
在本发明中是极其重要的控制因子。
这是因为，将残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)设定为钢中的Mn量(质量％)的1.2倍以上，并且使第二次退火前组织形成马氏体单相组织、贝氏体单相组织、或者混合存在有马氏体与贝氏体的组织，由此，在第二次退火的升温过程中，首先，富集有Mn的碳化物析出。然后，该碳化物成为基于逆相变的奥氏体的核，最终得到均匀分散有微细的残余奥氏体的组织，材质稳定性提高。
需要说明的是，通过利用FE-EPMA(场发射电子探针显微分析仪)进行分析，算出各相的平均Mn量(质量％)。
另外，残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)只要为钢中的Mn量(质量％)的1.2倍以上则上限没有特别限制，优选为约2.5倍。
残余奥氏体的平均自由行程：1.2μm以下
在本发明中是极其重要的控制因子。在本发明中，通过使残余奥氏体微细分散，能够抑制疲劳裂纹的产生、裂纹传播。但是，为了确保更良好的疲劳特性等，需要使残余奥氏体的平均自由行程(LRA)为1.2μm以下。
另外，残余奥氏体的平均自由行程的下限没有特别限制，优选为约0.1μm。
需要说明的是，残余奥氏体的平均自由行程(LRA)通过下式[数1]算出。
[数1]
LRA：残余奥氏体的平均自由行程(μm)
dRA：残余奥氏体的平均结晶粒径(μm)
f：残余奥氏体的面积率(％)÷100
另外，本发明的显微组织中，除了铁素体、贝氏体铁素体、马氏体和残余奥氏体以外，还可以含有回火马氏体、珠光体、渗碳体等碳化物、作为其他钢板的组织而公知的组织。需要说明的是，这些回火马氏体等其他组织以面积率计为10％以下的范围时，即使含有也不会损害本发明的效果。
接着，对制造方法进行说明。
关于本发明的高强度钢板，将具有上述预定的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，将精轧出口侧温度设定为800℃以上且1000℃以下来进行热轧，制成钢板。
接着，将平均卷取温度设定为450℃以上且700℃以下来进行卷取，对钢板实施酸洗处理，然后，任意地将钢板在450℃以上且Ac1相变点以下的温度下保持900s以上且36000s以下的时间。然后，根据需要实施酸洗处理，以30％以上的压下率对钢板进行冷轧，进行加热至820℃以上且950℃以下的温度的第一次退火处理。
接着，在至500℃为止的平均冷却速度为15℃/s以上的条件下冷却至Ms点以下的第一冷却停止温度。
接着，实施将钢板加热至740℃以上且840℃以下的温度的第二次退火处理。进而，以1℃/s以上且10℃/s以下的平均冷却速度将钢板冷却至300℃以上且550℃以下的第二冷却停止温度范围的温度，在该第二冷却停止温度范围保持10s以上。
进而，在本发明中，如后所述，也可以在上述第二冷却停止温度范围内保持后，进一步进行将上述钢板加热至100℃以上且300℃以下的温度的第三次退火处理。
另外，本发明的高强度镀锌钢板可以通过对上述的高强度钢板实施公知公用的镀锌处理来制造。
钢坯的加热温度：1100℃以上且1300℃以下
钢坯的加热阶段中存在的析出物在最终得到的钢板内以粗大的析出物的形式存在，对强度没有贡献，因此，需要使铸造时析出的Ti、Nb系析出物再溶解。
在此，钢坯的加热温度低于1100℃时，碳化物的充分溶解是困难的，产生因轧制载荷的增大引起的热轧时的故障发生的危险增大等问题。另外，还需要将钢坯表层的气泡、偏析等缺陷刮掉，减少钢板表面的裂纹、凹凸，从而实现平滑的钢板表面。因此，本发明的钢坯的加热温度需要设定为1100℃以上。另一方面，钢坯的加热温度超过1300℃时，氧化皮损失随着氧化量的增加而增大。因此，钢坯的加热温度需要设定为1300℃以下。因此，钢坯的加热温度设定为1100℃以上且1300℃以下。优选为1150℃以上且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、薄板坯铸造法等来制造。另外，在本发明中，可以应用制造钢坯后、先冷却至室温、然后再次加热的现有方法。此外，也可以没有问题地应用不冷却至室温而以温片的状态装入到加热炉中、或者稍微进行保热后直接进行轧制等的、直送轧制/直接轧制等节能工艺。另外，将钢坯在通常的条件下利用粗轧制成薄板坯，但在使加热温度较低的情况下，从防止热轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用板带加热器等对薄板坯进行加热。
热轧的精轧出口侧温度：800℃以上且1000℃以下
将加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧而形成热轧钢板。此时，精轧出口侧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增加，钢基与氧化物的界面***，酸洗、冷轧后的表面品质有劣化的倾向。另外，在酸洗后，在局部存在热轧氧化皮的残留等时，对延展性、延伸凸缘性产生不利影响。此外，结晶粒径变得过度粗大，有时会在加工时产生冲压品表面粗糙。
另一方面，精轧出口侧温度低于800℃，轧制载荷增大，轧制负荷增大。另外，奥氏体在未再结晶状态下的压下率变高，异常的织构发达，最终制品中的面内各向异性变得显著。其结果，不仅会损害材质的均匀性、材质稳定性，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800℃以上且1000℃以下的范围。优选设定为820℃以上且950℃以下的范围。
热轧后的平均卷取温度：450℃以上且700℃以下
热轧后的钢板的平均卷取温度超过700℃时，热轧板组织的铁素体的结晶粒径增大，难以确保最终退火板的期望的强度。另一方面，热轧后的平均卷取温度低于450℃时，热轧板强度升高，冷轧中的轧制负荷增大，生产率降低。另外，平均卷取温度低于450℃时，在热轧板中生成马氏体。而且，对以马氏体作为主体的硬质的热轧板实施冷轧时，容易沿着马氏体的原奥氏体晶界产生微小的内部裂纹(脆性裂纹)，最终退火板的延展性降低。因此，需要将热轧后的平均卷取温度设定为450℃以上且700℃以下。优选设定为450℃以上且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，先对粗轧板进行卷取也没有关系。另外，为了降低热轧时的轧制载荷，可以将精轧的一部分或全部设定为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下的范围。
对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此，对于确保最终制品的高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质是重要的。另外，酸洗可以进行一次，也可以分为多次。
热轧板的酸洗处理后的热处理温度和保持时间：在450℃以上且Ac1相变点以下保持900s以上且36000s以下
在热处理温度低于450℃或热处理保持时间少于900s时，钢板的热轧后的回火不充分，形成混合存在有铁素体、贝氏体、马氏体的不均匀的组织。而且，在该热轧板组织下，钢板组织的均匀微细化变得不充分。其结果，存在如下情况：最终退火板的组织中，粗大的马氏体的比例增加，形成不均匀的组织，最终退火板的扩孔性(延伸凸缘性)和材质稳定性降低。
另一方面，在热处理保持时间超过36000s时，有时会对生产率产生不利影响。另外，在热处理温度超过Ac1相变点时，形成铁素体与马氏体或珠光体的不均匀并且硬质化的粗大的两相组织，在冷轧前形成不均匀的组织。其结果，存在如下情况：最终退火板的粗大的马氏体的比例增加，最终退火板的扩孔性(延伸凸缘性)和材质稳定性仍然降低。
因此，热轧板酸洗处理后的热处理温度需要设定为450℃以上Ac1相变点以下，保持时间需要设定为900s以上且36000s以下。
冷轧时的压下率：30％以上
压下率小于30％时，在接下来的退火时，成为向奥氏体的逆相变的核的晶界、位错的每单位体积的总数减少，难以得到上述最终的显微组织。此外，在显微组织产生不均匀时，钢板的延展性降低。
因此，冷轧时的压下率需要设定为30％以上。优选设定为40％以上。需要说明的是，关于轧制道次的次数、各道次的压下率，没有特别限定，能够得到本发明的效果。另外，上述压下率的上限没有特别限定，在工业上为实用的约80％。
第一次退火处理的温度：820℃以上且950℃以下
第一次退火温度低于820℃时，该热处理成为在铁素体与奥氏体的两相区的热处理，因此，在最终组织中含有大量的铁素体与奥氏体的两相区中生成的铁素体(多边形铁素体)。其结果，不会生成期望量的微细的残余奥氏体，难以确保良好的强度与延展性的平衡。另一方面，第一次退火温度超过950℃时，退火中的奥氏体的晶粒粗大化，最终不会生成微细的残余奥氏体，仍然难以确保良好的强度与延展性的平衡，生产率降低。
需要说明的是，第一次退火处理的保持时间没有特别限定，优选为10s以上且1000s以下的范围。
第一次退火处理后的至500℃为止的平均冷却速度：15℃/s以上
第一次退火处理后的至500℃为止的平均冷却速度小于15℃/s时，在冷却中生成铁素体和珠光体，因此，在第二次退火前组织中得不到以低温相变相(贝氏体或马氏体)作为主体的组织。其结果，最终不会生成期望量的微细的残余奥氏体，因此，难以确保良好的强度与延展性的平衡。另外，还会损害钢板的材质稳定性。需要说明的是，上述平均冷却速度的上限没有特别限定，在工业上可能的上限是约80℃/s为止。
冷却至Ms点以下的第一冷却停止温度
第一次退火处理中，最终冷却至Ms点以下的第一冷却停止温度。
这是因为，使第二次退火处理前的组织形成马氏体单相组织、贝氏体单相组织、或者以马氏体和贝氏体作为主体的组织。由此，在第二次退火后的冷却和保持过程中，在600℃以下生成的晶界形状变形的、不是多边形的铁素体和贝氏体铁素体大量生成。其结果，能够确保微细的残余奥氏体的适当量，能够确保良好的延展性。
第二次退火处理的温度：740℃以上且840℃以下
第二次退火温度低于740℃时，在退火中无法确保充分的奥氏体的体积率，最终无法确保期望的马氏体的面积率和残余奥氏体的体积率。因此，难以确保强度，并且难以确保良好的强度与延展性的平衡。另一方面，第二次退火温度超过840℃时，达到奥氏体单相的温度范围，因此，最终不会生成期望量的微细的残余奥氏体。其结果，仍然难以确保良好的强度与延展性的平衡。另外，与在铁素体与奥氏体的两相区的热处理不同，因此，几乎不会发生扩散所引起的Mn分配。其结果，残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)不会达到钢中的Mn量(质量％)的1.2倍以上，难以确保期望的稳定的残余奥氏体的体积率。需要说明的是，第二次退火处理的保持时间没有特别限定，优选为10s以上且1000s以下。
至300℃以上且550℃以下的第二冷却停止温度范围的温度为止的平均冷却速度：1℃/s以上且10℃/s以下
在本发明中是极其重要的控制因子。这是因为，至300℃以上且550℃以下的第二冷却停止温度范围的温度为止的平均冷却速度小于1℃/s时，会损害生产率。另一方面，该平均冷却速度超过10℃/s时，无法充分确保冷却中生成的铁素体，钢板的延展性和强度与延展性的平衡和疲劳特性降低。需要说明的是，此时的冷却优选为缓冷的控制容易的炉冷、气体冷却。
第二次退火处理的第二冷却停止温度范围(300℃以上且550℃以下)内的保持时间：10s以上
上述第二冷却停止温度范围(300℃以上且550℃以下)内的保持时间少于10s时，向奥氏体的C富集所进行的时间变得不充分，最终难以确保期望的残余奥氏体的体积率。另一方面，停留超过600s时，残余奥氏体的体积率不会增加，确认不到延展性的显著提高而成为饱和倾向，因此优选为600s以下。
因此，上述第二冷却停止温度范围内的保持时间设定为10s以上，优选为600s以下。需要说明的是，保持后的冷却无需特别规定，可以通过任意的方法冷却至期望的温度。另外，上述期望的温度优选为室温左右。
第三次退火处理的温度：100℃以上且300℃以下
在本发明中，可以对暂时降低至室温的钢板进一步进行第三次退火处理。
第三次退火处理低于100℃时，马氏体的回火软质化变得不充分，可能难以确保更良好的局部延展性。另一方面，第三次退火处理超过300℃时，残余奥氏体分解，最终可能难以确保期望的残余奥氏体的体积率。因此，进行第三次退火处理的情况下的温度优选为100℃以上且300℃以下。需要说明的是，第三次退火处理的保持时间没有特别限定，优选为10s以上且36000s以下。
实施镀锌处理
在实施热镀锌处理时，将实施上述退火处理后的钢板浸渍到440℃以上且500℃以下的镀锌浴中而实施热镀锌处理，然后，通过气体擦拭等调节镀层附着量。热镀锌优选使用Al量为0.10质量％以上且0.22质量％以下的镀锌浴。另外，在实施锌镀层的合金化处理时，在热镀锌处理后，在470℃以上且600℃以下的温度范围内实施锌镀层的合金化处理。在超过600℃的温度下进行合金化处理时，存在如下情况：未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保期望的残余奥氏体的体积率，延展性降低。因此，在进行锌镀层的合金化处理时，优选在470℃以上且600℃以下的温度范围内实施锌镀层的合金化处理。另外，可以实施电镀锌处理。
热处理后的表皮光轧的压下率优选为0.1％以上且1.0％以下的范围。小于0.1％时，效果小，还难以控制，因此，0.1％成为良好范围的下限。另外，超过1.0％时，生产率显著降低，因此，将1.0％设定为良好范围的上限。
表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性进行目标压下率的表皮光轧，也可以分为多次来进行。其他的制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点考虑，上述的退火、热镀锌、锌镀层的合金化处理等一系列处理优选在作为热镀锌线的CGL(Continuous Galvanizing Line，连续热镀锌线)中进行。热镀锌后，为了调节镀层的附着量，可以进行擦拭。需要说明的是，上述条件以外的镀覆等的条件可以依照热镀锌的常规方法。
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利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。将所得到的钢坯在表2所示的条件下加热，进行热轧而得到钢板。然后，对该钢板实施酸洗处理。然后，对于表2所示的No.1～18、20、21、24、26、28、30、31、33～38、40、42～54，实施一次热轧板热处理，进而，对于其中的No.28、30、31、33～38、40、42，在热轧板热处理后实施酸洗处理。
接着，在表2所示的条件下对钢板进行冷轧后，在表2所示的条件下对钢板实施两次或三次退火处理，得到高强度冷轧钢板(CR)。
进而，对一部分高强度冷轧钢板(CR)实施镀锌处理，得到热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)、电镀锌钢板(EG)等。关于热镀锌浴，在GI中使用含有0.19质量％的Al的锌浴，在GA中使用含有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(两面镀层)，GA中，将镀层中的Fe浓度设定为9质量％以上且12质量％以下。
需要说明的是，Ac1相变点(℃)使用以下的公式来求出。Ac1相变点(℃)＝751-16×(％C)+11×(％Si)-28×(％Mn)-5.5×(％Cu)+13×(％Cr)
其中，(％X)表示元素X的钢中含量(质量％)。
需要说明的是，Ms点(℃)使用以下的公式来求出，并示于表3中。Ms点(℃)＝550-361×(％C)×0.01×[第二次退火处理的刚退火后的A百分率(％)]-69×[残余奥氏体中Mn量(％)]-20×(％Cr)-10×(％Cu)+30×(％Al)
其中，(％X)表示元素X的钢中含量(质量％)。
关于在此所述的第二次退火处理的刚退火后的A百分率(％)，在第二次退火处理(740℃以上且840℃以下)的刚退火后进行水淬火(至室温为止的平均冷却速度：800℃/s以上)，定义为该组织的马氏体的面积率。需要说明的是，马氏体的面积率可以通过前述的方法来求出。
需要说明的是，上述式中的残余奥氏体中Mn量(％)是针对最终的高强度钢板的残余奥氏体中的平均Mn量(质量％)。
进行所得到的高强度冷轧钢板(CR)、热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)、电镀锌钢板(EG)等的拉伸试验和疲劳试验。
拉伸试验中，使用以使拉伸试验片的长边与钢板的轧制方向垂直(C方向)的方式裁取样品而得到的JIS5号试验片，依据JIS Z 2241(2011年)来进行，测定TS(拉伸强度)、EL(总伸长率)。需要说明的是，在本发明中，将在TS：780MPa级下为EL≥34％、在TS：980MPa级下为EL≥27％、在TS：1180MPa级下为EL≥23％、并且TS×EL≥27000MPa·％的情况判断为良好。
疲劳试验中，以使疲劳试验片的长边方向与钢板的轧制方向垂直的方式裁取样品，依据JIS Z 2275(1978年)，在交变应力(应力比-1)、频率：20Hz的条件下进行平面弯曲疲劳试验。在交变应力平面弯曲疲劳试验中，对至107次循环为止未观察到断裂的应力进行测定，将该应力作为疲劳极限强度。另外，算出用疲劳极限强度除以拉伸强度TS而得到的值(耐久比)。需要说明的是，在本发明中，将疲劳极限强度≥400MPa、耐久比≥0.40的情况判断为疲劳特性良好。
关于热轧的通板性，将因轧制载荷的增大引起的热轧时的故障发生的危险增大的情况判断为不良。
关于冷轧的通板性，将因轧制载荷的增大引起的冷轧时的故障发生的危险增大的情况判断为不良。
关于冷轧钢板的表面性状，将无法将钢坯表层的气泡、偏析等缺陷刮掉、钢板表面的裂纹、凹凸增大、得不到平滑的钢板表面的情况判断为不良。另外，将氧化物(氧化皮)的生成量急剧增加、钢基与氧化物的界面***、酸洗、冷轧后的表面品质劣化的情况、在酸洗后在局部存在热轧氧化皮的残留等的情况判断为不良。
关于生产率，根据(1)产生热轧板的形状不良、(2)为了进入下一工序而需要热轧板的形状矫正时、(3)退火处理的保持时间长时、(4)奥氏体回火保持时间(第二次退火处理的冷却停止温度范围内的保持时间)长时等的生产周期成本，将不属于(1)～(4)中的任意一种的情况判断为“高”，将仅属于(4)的情况判断为“中”，将属于(1)～(3)中的任意一种的情况判断为“不良”。
将以上的评价结果示于表3中。
发明例的高强度钢板的TS为780MPa以上，延展性和疲劳特性优良，具有高的强度与延展性的平衡，并且表面性状和通板性也优良。另一方面，比较例中，通板性、生产率、强度、延展性、疲劳特性、强度与延展性的平衡、表面性状和通板性中的任意一项以上较差。

Claims (5)

1.一种高强度钢板，其特征在于，
具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.08％以上且0.35％以下、Si：0.50％以上且2.50％以下、Mn：1.50％以上且3.00％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.0200％以下和N：0.0005％以上且0.0100％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下钢组织：
以面积率计，铁素体为20％以上且50％以下、贝氏体铁素体为5％以上且25％以下、马氏体为5％以上且20％以下，以体积率计，残余奥氏体为10％以上，
所述残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下，
所述残余奥氏体中以质量％计的平均Mn量为钢中以质量％计的Mn量的1.2倍以上，
由如下式计算的、所述残余奥氏体的平均自由行程为1.2μm以下，
<mrow> <msub> <mi>L</mi> <mrow> <mi>R</mi> <mi>A</mi> </mrow> </msub> <mo>=</mo> <mfrac> <msub> <mi>d</mi> <mrow> <mi>R</mi> <mi>A</mi> </mrow> </msub> <mn>2</mn> </mfrac> <msup> <mrow> <mo>(</mo> <mfrac> <mrow> <mn>4</mn> <mi>&amp;pi;</mi> </mrow> <mrow> <mn>3</mn> <mi>f</mi> </mrow> </mfrac> <mo>)</mo> </mrow> <mfrac> <mn>1</mn> <mn>3</mn> </mfrac> </msup> <mo>-</mo> <msub> <mi>d</mi> <mrow> <mi>R</mi> <mi>A</mi> </mrow> </msub> </mrow>
LRA：残余奥氏体的平均自由行程，其单位为μm，
dRA：残余奥氏体的平均结晶粒径，其单位为μm，
f：单位为％的残余奥氏体的面积率÷100。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计含有选自Al：0.01％以上且1.00％以下、Ti：0.005％以上且0.100％以下、Nb：0.005％以上且0.100％以下、B：0.0001％以上且0.0050％以下、Cr：0.05％以上且1.00％以下、Cu：0.05％以上且1.00％以下、Sb：0.0020％以上且0.2000％以下、Sn：0.0020％以上且0.2000％以下、Ta：0.0010％以上且0.1000％以下、Ca：0.0003％以上且0.0050％以下、Mg：0.0003％以上且0.0050％以下和REM：0.0003％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
3.一种高强度钢板的制造方法，其特征在于，
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，
将精轧出口侧温度设定为800℃以上且1000℃以下来对所述钢坯进行热轧而制成钢板，
将平均卷取温度设定为450℃以上且700℃以下来对所述钢板进行卷取，
对所述钢板实施酸洗处理，
然后，任意地将所述钢板在450℃以上且Ac1相变点以下的温度下保持900s以上且36000s以下的时间，
然后，以30％以上的压下率对所述钢板进行冷轧，
然后，进行将所述钢板加热至820℃以上且950℃以下的温度的第一次退火处理，
接着，将所述钢板在至500℃为止的平均冷却速度为15℃/s以上的条件下冷却至Ms点以下的第一冷却停止温度，
然后，进行将所述钢板再加热至740℃以上且840℃以下的温度的第二次退火处理，
然后，以1℃/s以上且10℃/s以下的平均冷却速度冷却至300℃以上且550℃以下的第二冷却停止温度范围的温度，
将所述钢板在所述第二冷却停止温度范围内保持10s以上的时间，
从而制造权利要求1或2所述的高强度钢板。
4.如权利要求3所述的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述第二次退火处理的第二冷却停止温度范围内保持10s以上的时间后，进一步在100℃以上且300℃以下的温度下实施第三次退火处理。
5.一种高强度镀锌钢板的制造方法，其特征在于，对权利要求1或2所述的高强度钢板实施镀锌处理。
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