CN108431280A - 高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的优选的一个方面提供高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法，所述冷轧钢板是通过包括连续退火工序的冷轧钢板的制造方法来制造的冷轧钢板，以重量％计，所述冷轧钢板包含：C：0.1～0.15％、Si：0.2％以下(包括0％)、Mn：2.3～3.0％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下(包括0％)、可溶铝(Sol.Al)：0.01～0.10％、N：0.010％以下(0％除外)、Cr：0.3～0.9％、B：0.0010～0.0030％、Ti：0.01～0.03％、Nb：0.01～0.03％、余量的Fe及其他杂质，并且满足下述关系式(1)，[关系式1]1650≤5541.4C+239Mn+169.1Cr+0.74SS‑1.36RCS≤1688[其中，C、Mn及Cr是以重量％表示各个元素的含量的值，SS表示连续退火温度(℃)，RCS表示连续退火时的冷却终止温度(℃)]，以面积％计，微细组织包含90％以上的马氏体和回火马氏体，以及10％以下的铁素体和贝氏体，以面积％计，马氏体和回火马氏体中的回火马氏体的分数为90％以上，并且所述马氏体中的C+Mn的浓度(a)与铁素体和贝氏体中的C+Mn的浓度(b)的比率(b/a)为0.65以上。

Description

高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及主要用于汽车冲撞部件及结构部件的高屈服比(YR)型高强度冷轧钢板及其制造方法，更详细地，涉及不产生宽度方向、长度方向的波形(wave)且形状质量及弯曲特性优异的高屈服比(YR)型高强度冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，用于汽车的钢板由于各种环境规定以及能量使用规定，为了提高燃油效率或耐久性需要更高强度的钢板。
尤其，近年来随着汽车的冲击稳定性规定的加强，为了提高车体的耐冲击性而在组件(member)、座椅导轨(seat rail)及柱(pillar)等结构部件中采用屈服强度优异的高强度钢。
相对于拉伸强度的屈服强度越高，即屈服比(拉伸强度/屈服强度)越高，所述结构部件具有对冲击能量吸收性能有利的特性。
但是，通常增加钢板的强度时延伸率会下降，因此会产生成型加工性下降的问题，因此，目前需要开发能够弥补所述问题的材料。
通常，强化钢的方法有固溶强化、析出强化、基于晶粒微细化的强化、相变强化等。但是，所述方法中的固溶强化和基于晶粒微细化的强化具有非常难以制造拉伸强度为490MPa级以上的高强度钢的缺点。
另外，析出强化型高强度钢是添加诸如Cu、Nb、Ti、V等碳化物、氮化物形成元素而析出碳化物、氮化物来强化钢板，或者通过抑制微细析出物引起的晶粒生长来使晶粒微细化而确保强度的技术。
所述技术具有与低制造成本相比能够容易获得高强度的优点，但是由于微细析出物使再结晶温度急剧上升，因此为了通过充分的再结晶来确保延展性而存在需要进行高温退火的缺点。
此外，在铁素体基体上析出碳化物、氮化物来进行强化的析出强化钢存在难以得到600MPa级以上的高强度钢的问题。
另外，开发了各种相变强化型高强度钢，如铁素体基体中包含硬质的马氏体的铁素体-马氏体双相组织(Dual Phase)钢、利用残余奥氏体的相变诱导塑性的相变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity，TRIP)钢或由铁素体和硬质的贝氏体或马氏体组织组成的复相(Complexed Phase，CP)钢等。
此外，用于确保冲撞安全性的结构部件的应用中备受瞩目的钢是在高温下成型后通过与水冷的模具(Die)直接接触来进行快速冷却而确保最终强度的热压成型(Hot PressForming)钢，但是，由于设备的投资成本过高以及热处理和工艺成本过高，从而适用范围并不广泛。
近年来，为了更加提高冲撞时的乘客的稳定性，针对车辆正在进行考虑正面冲撞特性的缓冲梁(bumper beam)部件或者有利于侧面冲撞的侧梁(sill side)部件的超高强度化。
这种部件主要利用辊轧成型方法来制造而不是利用现有的冲压成型工序。
生产性高于通常的冲压成型及热压成型的辊轧成型工序是通过多步辊轧成型来制作复杂的形状的方法，通常广泛用于延伸率低的超高强度材料的部件成型中。
辊轧成型主要在设置有水冷设备的连续退火炉中制造，微细组织显示为对马氏体进行回火的回火马氏体组织。在进行水冷时宽度方向、长度方向的温度偏差导致形状质量差，从而采用辊轧成型时存在操作性差以及不同位置出现材质偏差等缺点。
作为一个例子，日本公开专利第2010-090432号涉及利用回火马氏体同时获得高强度和高延展性，而且连续退火后的板形状也优异的冷轧钢板的制造方法，但是其的碳(C)含量高至0.2％以上而焊接性差，同时由于含有大量的Si而存在引起炉内凹痕的可能性。
此外，日本公开专利第2011-246746号中公开了为了改善弯曲加工特性而限制含有小于1.5％的Mn的马氏体钢的夹杂物之间的间隔的方案，但是，这种情况下由于低的合金成分而淬透性差，从而冷却时需要非常高的冷却速度，由此，存在形状质量非常差的可能性。
韩国公开专利第2014-0031752号和韩国公开专利第2014-0031753号提供为了改善现有的水冷马氏体钢的形状质量以及热浸镀而通过控制相变来确保强度和形状质量的技术，此外，韩国公开专利第2014-0030970号提供提高马氏体钢的屈服强度的方法。
但是，上述技术具有如下缺点，即，与低合金型水冷马氏体钢相比，高合金型马氏体钢的形状质量优异，但是存在改善辊轧成型性及提高冲撞时的冲撞特性的重要特性即弯曲特性差的缺点，因此需要对其进行改善。
发明内容
要解决的技术问题
本发明的优选的一个方面的目的在于，提供不产生宽度方向、长度方向的波形(wave)且形状质量及弯曲特性优异的高屈服比(YR)型高强度冷轧钢板。
本发明的优选的另一个方面的目的在于，提供通过控制钢组成和制造条件来制造不产生宽度方向、长度方向的波形(wave)且形状质量及弯曲特性优异的高屈服比(YR)型高强度冷轧钢板的方法。
技术方案
本发明的优选的一个方面涉及高屈服比型高强度冷轧钢板，其为通过包括连续退火工序的冷轧钢板的制造方法来制造的冷轧钢板，以重量％计，所述冷轧钢板包含：C：0.1～0.15％、Si：0.2％以下(包括0％)、Mn：2.3～3.0％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下(包括0％)、可溶铝(Sol.Al)：0.01～0.10％、N：0.010％以下(0％除外)、Cr：0.3～0.9％、B：0.0010～0.0030％、Ti：0.01～0.03％、Nb：0.01～0.03％、余量的Fe及其他杂质，并且满足下述关系式(1),
[关系式1]
1650≤5541.4C+239Mn+169.1Cr+0.74SS-1.36RCS≤1688
[其中，C、Mn及Cr是以重量％表示各个元素的含量的值，SS表示连续退火温度(℃)，RCS表示连续退火时的冷却终止温度(℃)]。
以面积％计，微细组织包含90％以上的马氏体和回火马氏体，以及10％以下的铁素体和贝氏体，以面积％计，马氏体和回火马氏体中的回火马氏体的分数为90％以上，并且所述马氏体中的C+Mn的浓度(a)与铁素体和贝氏体中的C+Mn的浓度(b)的比率(b/a)为0.65以上。
本发明的优选的另一个方面涉及制造高屈服比型高强度冷轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：再加热钢坯，然后以800～950℃的热精轧温度条件进行热精轧，以获得热轧钢板，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.1～0.15％、Si：0.2％以下(包括0％)、Mn：2.3～3.0％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下(包括0％)、可溶铝(Sol.Al)：0.01～0.10％、N：0.010％以下(0％除外)、Cr：0.3～0.9％、B：0.0010～0.0030％、Ti：0.01～0.03％、Nb：0.01～0.03％、余量的Fe及其他杂质；在500～750℃的温度范围收卷所述热轧钢板；以40～70％的压下率对所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；进行连续退火，其中，在770℃～830℃的连续退火温度下保持所述冷轧钢板，然后以1～10℃/秒的冷却速度进行一次冷却至650～700℃，并以5～20℃/秒的冷却速度进行二次冷却至250～330℃的冷却终止温度，并进行过时效处理；以及以0.1～1.0％的压下率对如上所述经过连续退火处理的钢板进行平整轧制；其中，所述连续退火温度(℃)和冷却终止温度(℃)满足下述关系式(1)。
[关系式1]
1650≤5541.4C+239Mn+169.1Cr+0.74SS-1.36RCS≤1688
[其中，C、Mn及Cr是以重量％表示各个元素的含量的值，SS表示连续退火温度(℃)，RCS表示连续退火时的冷却终止温度(℃)]。
有益效果
本发明的优选的一个方面能够提供不产生宽度方向、长度方向的波形(wave)且形状质量及弯曲特性优异的高屈服比(YR)型高强度马氏体冷轧钢板。
附图说明
图1是以退火温度：820℃及冷却终止温度(RCS)：330℃的条件制造的发明钢3的微细组织照片。
图2是以退火温度：820℃及冷却终止温度(RCS)：410℃的条件制造的比较钢2的微细组织照片。
图3是示出根据5541.4C+239Mn+169.1Cr+0.74SS-1.36RCS的变化而变化的拉伸强度的图表。
图4是示出根据b/a[马氏体中的C+Mn的浓度(a)与铁素体及贝氏体中的C+Mn的浓度(b)的比率]的变化而变化的弯曲性指数(R/t)的图表。
最佳实施方式
下面，对本发明进行说明。
下面，对钢成分及成分范围的限定理由进行说明。
C：0.1～0.15％
钢中的碳(C)是为了强化相变组织而添加的非常重要的元素。碳实现高强度化，并在相变组织钢中促进马氏体的形成。碳的含量增加时会增加钢中的马氏体量。但是，当碳的含量超过0.15％时，焊接性差，从而客户公司进行部件加工时，会产生焊接缺陷。当碳的含量低至0.1％以下时，难以充分确保强度。
因此，C的含量优选限定为0.1～0.15％。
Si：0.2％以下(包括0％)
钢中的硅(Si)促进铁素体相变，并增加未相变奥氏体中的碳的含量而形成铁素体和马氏体的复合组织，从而阻碍马氏体的强度的上升。此外，关于表面特性，不仅会引发表面氧化皮缺陷，而且会降低化学转化处理性，因此优选尽可能控制硅的添加。因此，Si的含量优选限制为0.2％以下(包括0％)。
Mn：2.3～3.0％
钢中的锰(Mn)是使晶粒微细化而不会损害延展性，并将钢中的硫完全析出为MnS而防止FeS的生成所导致的热脆性，并且锰是强化钢的元素，同时还起到降低获得马氏体相的临界冷却速度的作用，由此能够更加容易地形成马氏体。
当锰的含量小于2.3％时，难以确保所期望的强度，当锰的含量超过3.0％时，产生焊接性、热轧性等问题的可能性高，因此，所述Mn的含量优选限制为2.3～3.0％的范围。
P：0.001～0.10％
钢中的磷(P)是固溶强化效果最大的置换型合金元素，起到改善面内各向异性且提高强度的作用。当P的含量小于0.001％时，不仅无法充分确保所述效果，而且还会引起制造成本的问题，另一方面，当添加过多的P时，冲压成型性变差且会发生钢的脆性。
因此，所述P的含量优选限制为0.001～0.10％。
S：0.010％以下(包括0％)
钢中的硫(S)是钢中的杂质元素，并且是阻碍钢板的延展性和焊接性的元素。S的含量超过0.01％时阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性高。
因此，所述S的含量优选限制为0.01％以下(包括0％)。
可溶铝(Sol.Al)：0.01～0.10％
钢中的可溶铝(Sol.Al)与钢中的氧结合而起到脱氧作用，并且是将铁素体中的碳分配至奥氏体而提高马氏体淬透性的有效元素。当可溶Al的含量小于0.01％时，无法充分确保所述效果，当可溶Al的含量超过0.1％时，不仅会饱和所述效果，而且会增加制造成本，因此，所述可溶Al的含量优选限制为0.01～0.10％。
N：0.010％以下(0％除外)
钢中的氮(N)是对奥氏体的稳定化起到有效作用的成分。当N的含量超过0.01％时，通过形成AlN等而在连铸时产生裂纹的风险性会增加。
因此，所述N含量的上限优选限定为0.010％(0％除外)。
Cr：0.3～0.9％
钢中的铬(Cr)是为了提高钢的淬透性且为了确保高强度而添加的成分，并且是对作为低温相变相的马氏体的形成起到非常重要的作用的元素。当所述Cr的含量小于0.3％时，难以确保所述效果，当所述Cr的含量超过0.9％时，不仅会饱和所述效果，而且在经济上不利，因此，所述Cr的含量优选限制为0.3～0.9％。
B：0.0010～0.0030％
钢中的B是在退火中冷却的过程中延缓奥氏体相变为珠光体的成分，并且是抑制铁素体的形成且促进马氏体的形成的元素。当所述B的含量小于0.0010％时，难以充分获得所述效果，当所述B的含量超过0.0030％时，合金铁过多而产生成本的增加。
所述B的含量优选限定为0.0010～0.0030％。
Ti：0.01～0.03％及Nb：0.01～0.03％
钢中的Ti和Nb是对钢板的强度上升和粒径的微细化有效的元素。当所述Ti和Nb的含量小于0.01％时，难以充分确保所述效果，当所述Ti和Nb的含量超过0.03％时，制造成本上升，并且由于过多的析出物而会大幅降低延展性。因此，优选地，Ti和Nb的含量分别限制为0.01～0.03％。
除了上述的成分之外，包含余量的Fe及其他不可避免的杂质。
本发明的优选的一个方面需要满足下述关系式(1)。
[关系式1]
1650≤5541.4C+239Mn+169.1Cr+0.74SS-1.36RCS≤1688
[其中，C、Mn及Cr是以重量％表示各个元素的含量的值，SS表示连续退火温度(℃)，RCS表示连续退火时的冷却终止温度(℃)]。
更优选地，在碳和Cr的含量满足本发明的成分范围的条件下，将连续退火温度设定为770℃～830℃的温度范围，将冷却终止温度设定为250～330℃的温度范围，同时利用如关系式1的连续退火温度与冷却终止温度的相关式来控制连续退火温度(SS)和冷却终止温度(RCS)。
未能满足上述的条件时，屈服强度低而无法获得0.77以上的所期望的屈服比。
以面积％计，本发明的优选的一个例子的冷轧钢板的微细组织优选包含90％以上的马氏体和回火马氏体，以及10％以下的铁素体和贝氏体。
以面积％计，所述马氏体和回火马氏体中的回火马氏体的分数优选为90％以上。
为了确保高屈服比，确保适当的马氏体的分数很重要。
所述马氏体中的C+Mn的浓度(a)与铁素体和贝氏体中的C+Mn的浓度(b)的比率(b/a)优选为0.65以上。
本发明的优选的高屈服比型高强度冷轧钢板的一个例子可以具有920MPa以上的屈服强度、1200MPa以上的拉伸强度、0.77以上的屈服比、6％以上的延伸率及3以下的弯曲性指数(R/t：R：曲率半径，t：试片厚度)。
本发明的优选的高屈服比型高强度冷轧钢板的另一个例子可以具有1200～1300MPa的拉伸强度。
下面，对本发明的优选的另一个方面的制造高屈服比型高强度冷轧钢板的方法进行说明。
再加热如上所述组成的钢坯，然后对经过再加热的板坯进行热轧，以获得热轧钢板。
所述热轧时，热精轧温度优选设置为800～950℃。
当所述热精轧温度低于800℃时，急剧增加热变形阻力的可能性高，并且热轧带卷的上(top)部、下(tail)部及边缘位置为单相域，从而增加面内的各向异性，并且成型性变差。另外，当所述热精轧温度超过950℃时，不仅产生厚的氧化皮，而且使钢板的微细组织粗大化的可能性高。
因此，热精轧温度优选限定为800～950℃。
在500～750℃下，收卷所述热轧钢板。
当收卷温度低于500℃时，生成过多的马氏体或贝氏体，从而导致热轧钢板的强度的过度上升，因此会产生冷轧时负荷导致的形状不良等制造上的问题。另一方面，当收卷温度超过750℃时，表面氧化皮的增加导致酸洗性变差，因此，所述收卷温度优选限制为500～750℃。
优选地，对所述热轧钢板进行酸洗之后进行冷轧，以获得冷轧钢板。
所述冷轧时的压下率优选为40～70％。
当压下率小于40％时，再结晶驱动力变弱，从而存在无法获得良好的再结晶晶粒的可能性，并且难以进行形状矫正。
但是，当压下率超过70％时，钢板边缘(edge)部产生裂纹的可能性高，并且急剧增加轧制负荷。
进行连续退火，其中，在770℃～830℃的退火温度范围保持所述冷轧钢板，然后以1～10℃/秒的冷却速度进行一次冷却至650～700℃，并以5～20℃/秒的冷却速度进行二次冷却至250～330℃的冷却终止温度，并进行过时效处理。
此时，连续退火温度和冷却终止温度需要满足下述关系式(1)。
[关系式1]
1650≤5541.4C+239Mn+169.1Cr+0.74SS-1.36RCS≤1688
[其中，C、Mn及Cr是以重量％表示各个元素的含量的值，SS表示连续退火温度(℃)，RCS表示连续退火时的冷却终止温度(℃)]。
即使所述退火温度满足所述关系式(1)，但是退火温度低于770℃时会生成大量的铁素体而降低屈服强度，从而难以制造具有0.77以上的屈服比的高屈服比的钢材。
当所述退火温度超过830℃时，基于高温退火的奥氏体晶粒的尺寸增加而会增加冷却时所生成的马氏体束(packet)的尺寸，从而难以确保所期望的拉伸强度。
因此，所述连续退火温度特定为在770℃～830℃的温度范围满足所述关系式(1)。
以1～10℃/秒的冷却速度，对在所述连续退火温度下保持的钢板进行一次冷却至650～700℃。
所述一次冷却步骤的目的在于，通过抑制铁素体相变使大部分的奥氏体相变为马氏体。
在所述一次冷却之后，以5～20℃/秒的冷却速度进行二次冷却至250～330℃的冷却终止温度，然后进行过时效处理。
所述二次冷却终止温度是对确保带卷(coil)的宽度方向、长度方向的形状的同时确保高屈服比非常重要的温度条件，当冷却终止温度低于250℃时，在过时效处理期间由于马氏体量的过度增加而导致同时增加屈服强度、拉伸强度，并且延展性非常差。尤其，由于快速冷却而发生形状劣化，因此预期辊轧成型加工时会导致操作性变差等。
另外，当冷却终止温度超过330℃时，退火时所生成的奥氏体无法相变为马氏体，并产生大量的作为高温相变相的贝氏体、粒状贝氏体(granular bainite)等而产生屈服强度急剧变差的问题。这种组织的生成会伴随屈服比的降低，从而无法制造所期望的高屈服比型超高强度钢。
在0.1～1.0％的压下率范围，对如上所述经过热处理的钢板进行平整轧制。
通常将相变组织钢进行平整轧制时，屈服强度至少上升50Mpa以上，而拉伸强度几乎不会增加。当压下率小于0.1％时，非常难以控制如本发明的超高强度钢的形状，当压下率超过1.0％时，由于高延伸操作而导致操作性变得非常不稳定，因此在平整轧制时，压下率限定为0.1～1.0％。
本发明的优选的制造高屈服比型高强度冷轧钢板的方法的一个例子能够制造具有920MPa以上的屈服强度、1200MPa以上的拉伸强度、0.77以上的屈服比、6％以上的延伸率及3以下的弯曲性指数(R/t：R：曲率半径，t：试片厚度)的高屈服比型高强度冷轧钢板。
本发明的优选的制造方法的另一个例子能够制造具有1200～1300MPa的拉伸强度的高屈服比型高强度冷轧钢板。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，下面的实施例仅仅是用于更详细地说明本发明的例示，并不限定本发明的权利范围。
(实施例1)
真空熔解如下述表1组成的钢坯，在加热炉中在1200℃的再加热温度下加热一小时并进行热轧，从而获得热轧钢板后进行收卷。此时，在880℃的温度范围终止热轧，收卷温度设置为680℃。对所述热轧钢板进行酸洗，并以50％的冷轧压下率进行冷轧，从而获得冷轧钢板。以下述表1的条件对经过冷轧的冷轧钢板进行连续退火，最终以0.2％的压下率进行平整轧制。连续退火时，一次冷却速度为2℃/秒，一次冷却终止温度为650℃，二次冷却速度为15℃/秒。
由如上所述制造的冷轧钢板制作JIS 5号拉伸试片，观察材质特性(屈服强度、拉伸强度、屈服比、延伸率)及微细组织，并将其结果示于下述表2中。
另外，对以820℃的退火温度、330℃的冷却终止温度(RCS)的条件制造的钢材(发明钢3)的微细组织进行观察，并将其结果示于图1中，相对于发明钢3，对以820℃的退火温度、410℃的冷却终止温度(RCS)的条件制造的钢材(比较钢2)的微细组织进行观察，并将其结果示于图2中。
[表1]
[表2]
(表2中，FM：马氏体、TM：回火马氏体、F：铁素体、B：贝氏体、b/a：马氏体中的C+Mn浓度(a)与铁素体和贝氏体中的C+Mn浓度(b)的比率、YS：屈服强度、TS：拉伸强度、YR：屈服比、El：延伸率、R/t：弯曲性指数、R：曲率半径、t：试片厚度)
如上述表1和表2所示，可以知道，满足本发明的成分范围和制造条件时，能够制造具有920MPa以上的屈服强度、1200MPa以上的拉伸强度、0.77以上的屈服比、6％以上的延伸率及3以下的弯曲性指数(R/t：R：曲率半径，t：试片厚度)的高屈服比型高强度钢。
另外，可以知道，在不满足本发明的关系式(1)的比较钢1～5的情况下，由于未能满足本发明的成分范围而屈服比低，比较钢4的延伸率也低。
如图1所示，可以知道，发明钢3的微细组织由马氏体和回火马氏体组成，这种组织是对确保920MPa以上的屈服强度、0.77的屈服比的高强度钢非常有利的组织。
另外，如图2所示，可以知道，比较钢2的微细组织中不仅存在马氏体+回火马氏体组织，而且还存在15％以上的高温微细组织(粒状贝氏体等)，由上述表2也可以知道，具有这种组织的钢材可以具有920MPa以下的屈服强度的低屈服比。
因此，可以知道，为了确保本发明的材质特性，不仅需要控制化学成分，而且退火温度和冷却终止温度的控制也非常重要。
即，即使满足本发明的成分条件，但是退火温度和冷却终止温度不满足关系式(1)时，屈服强度低至920MPa以下，尤其，屈服比非常低，从而无法满足本发明所期望的特性。这是因为钢中生成铁素体或生成诸如粒状贝氏体等高温相变相。
(实施例2)
对于所述实施例1的发明钢2，调查基于
5541.4C+239Mn+169.1Cr+0.74SS-1.36RCS的变化而变化的拉伸强度，并将其结果示于图3中。
[其中，C、Mn及Cr是以重量％表示各个元素的含量的值，SS表示连续退火温度(℃)，RCS表示连续退火时的冷却终止温度(℃)]。
如图3所示，可以知道，
5541.4C+239Mn+169.1Cr+0.74SS-1.36RCS的值在本发明的范围时，拉伸强度为1200～1300MPa。
此外，对于所述实施例1的发明钢2，调查基于b/a[马氏体中的C+Mn的浓度(a)与铁素体及贝氏体中的C+Mn的浓度(b)的比率]的变化而变化的弯曲性指数(R/t)，并将其结果示于图4中。
如图4所示，可以知道，b/a的值满足本发明的范围时，弯曲特性优异。

Claims (4)

1.高屈服比型高强度冷轧钢板，其为通过包括连续退火工序的冷轧钢板的制造方法来制造的冷轧钢板，以重量％计，所述冷轧钢板包含：C：0.1～0.15％、Si：0.2％以下(包括0％)、Mn：2.3～3.0％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下(包括0％)、可溶铝(Sol.Al)：0.01～0.10％、N：0.010％以下(0％除外)、Cr：0.3～0.9％、B：0.0010～0.0030％、Ti：0.01～0.03％、Nb：0.01～0.03％、余量的Fe及其他杂质，并且满足下述关系式(1)，
[关系式1]
1650≤5541.4C+239Mn+169.1Cr+0.74SS-1.36RCS≤1688
[其中，C、Mn及Cr是以重量％表示各个元素的含量的值，SS表示连续退火温度(℃)，RCS表示连续退火时的冷却终止温度(℃)]，
以面积％计，微细组织包含90％以上的马氏体和回火马氏体，以及10％以下的铁素体和贝氏体，以面积％计，马氏体和回火马氏体中的回火马氏体的分数为90％以上，并且，
所述马氏体中的C+Mn的浓度(a)与铁素体和贝氏体中的C+Mn的浓度(b)的比率(b/a)为0.65以上。
2.根据权利要求1所述的高屈服比型高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板具有920MPa以上的屈服强度、1200MPa以上的拉伸强度、0.77以上的屈服比、6％以上的延伸率及3％以下的弯曲性指数(R/t：R：曲率半径，t：试片厚度)。
3.根据权利要求1所述的高屈服比型高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板具有1200～1300MPa的拉伸强度和0.77以上的屈服比。
4.制造高屈服比型高强度冷轧钢板的方法，其中，所述方法包括以下步骤：
再加热钢坯，然后以800～950℃的热精轧温度条件进行热精轧，以获得热轧钢板，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.1～0.15％、Si：0.2％以下(包括0％)、Mn：2.3～3.0％、P：0.001～0.10％、S：0.010％以下(包括0％)、可溶铝(Sol.Al)：0.01～0.10％、N：0.010％以下(0％除外)、Cr：0.3～0.9％、B：0.0010～0.0030％、Ti：0.01～0.03％、Nb：0.01～0.03％、余量的Fe及其他杂质；
在500～750℃的温度范围收卷所述热轧钢板；
以40～70％的压下率对所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；
进行连续退火，其中，在770℃～830℃的连续退火温度下保持所述冷轧钢板，然后以1～10℃/秒的冷却速度进行一次冷却至650～700℃，并以5～20℃/秒的冷却速度进行二次冷却至250～330℃的冷却终止温度，并进行过时效处理；以及
以0.1～1.0％的压下率对如上所述经过连续退火处理的钢板进行平整轧制；
其中，所述连续退火温度(℃)和冷却终止温度(℃)满足下述关系式(1)，
[关系式1]
1650≤5541.4C+239Mn+169.1Cr+0.74SS-1.36RCS≤1688
[其中，C、Mn及Cr是以重量％表示各个元素的含量的值，SS表示连续退火温度(℃)，RCS表示连续退火时的冷却终止温度(℃)]。
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