本发明涉及汽车部件等中应用的高强度钢板和其制造方法。
背景技术：
作为汽车部件等的坯板，从基于坯板的薄壁化带来的部件轻量化等观点考虑，优选使用高强度钢板。例如，骨架用部件、耐碰撞用部件等中为了确保乘坐人员的安全而要求在碰撞时不易变形、即高的屈服比。另一方面，为了不发生破裂的情况下稳定地进行压制成型，期望弯曲性优异的高强度钢板。针对这样的要求，迄今为止公开有各种钢板和其制造技术。
在专利文献1中公开了含有合计0.01质量％以上的nb、ti且以再结晶率80％以上的铁素体为主相的高强度钢板和其制造方法。
另外，在专利文献2中公开了含有20～50面积％的未再结晶铁素体作为钢组织的耐碰撞特性优异的高强度钢板和其制造方法。
在专利文献3中公开了一种延伸凸缘性优异的热浸镀高强度钢板和其制造方法，其添加有v、ti、nb中的1种或2种以上，主相为铁素体或贝氏体且将晶界处的铁碳化物的析出量限制为一定以下，并且，将该铁碳化物的最大粒径控制为1μm以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4740099号公报
专利文献2：日本专利第4995109号公报
专利文献3：日本特开平6－322479号公报
技术实现要素：
然而，专利文献1的技术中，对热轧后～650℃的保持温度以及连续退火炉中的均热后的冷却中的500～400℃的保持时间，均未进行控制，未能控制本发明中重要的ti碳化物和/或v碳化物的平均粒径，因此，无法得到具有高屈服比且具有优异的弯曲性的高强度钢板。
专利文献2的技术中，由于大量添加nb、ti，并且以面积率计含有20％以上的未再结晶铁素体作为钢组织，所以得不到具有高屈服比且具有优异的弯曲性的高强度钢板。
专利文献3的技术中，对于热轧后～650℃的保持温度以及连续退火炉中的均热后的冷却中的500～400℃的保持时间，均未进行控制，未能控制本发明中重要的ti碳化物和/或v碳化物的平均粒径，因此，得不到高屈服比且弯曲性优异的高强度钢板。
本发明是鉴于这样的情况而作出的，其目的在于得到具有高屈服比且具有优异的弯曲性的高强度钢板。
本发明人等为了解决上述的课题而进行了深入研究。其结果发现，重要的是在以铁素体为主体的钢组织中，将铁素体的平均晶体粒径微细化为一定以下并且对ti碳化物和/或v碳化物的体积率和粒径(平均粒径)进行适当的控制，为此，有效的是调节为规定的成分组成并且将热轧后的卷取温度、退火的升温时的规定温度区域的滞留时间以及均热温度控制为适当的范围。
本发明是基于以上的见解而作出的，其主旨如下。
[1]一种高强度钢板，成分组成以质量％计含有c：0.02％以上且小于0.10％、si：小于0.10％、mn：小于1.0％、p：0.10％以下、s：0.020％以下、al：0.01～0.10％、n：0.010％以下、ti：0.100％以下(包含0％)、v：0.100％以下(包含0％)，以及合计0.005～0.100％的ti和v，剩余部分由fe和不可避免的杂质构成，钢组织以面积率计由铁素体：90％以上、珠光体和渗碳体的合计：0～10％、马氏体和残余奥氏体的合计：0～2％构成，所述铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下，含有ti碳化物和/或v碳化物，该ti碳化物和/或v碳化物的平均粒径为5～50nm，ti碳化物和v碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有cr：0.3％以下、mo：0.3％以下、b：0.005％以下、cu：0.3％以下、ni：0.3％以下、sb：0.3％以下中的任1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，在高强度钢板的表面具有镀锌层。
[4]根据[3]所述的高强度钢板，其中，所述镀锌层为热浸镀锌层。
[5]根据[4]所述的高强度钢板，其中，所述热浸镀锌层为合金化热浸镀锌层。
[6]根据[3]所述的高强度钢板，其中，所述镀锌层为电镀锌层。
[7]一种高强度钢板的制造方法，是[1]或[2]所述的高强度钢板的制造方法，具有如下工序：热轧工序，将钢热轧，该热轧后，在精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间为10秒以下的条件下将钢板冷却，在500～700℃卷取；冷轧工序，将所述热轧工序中得到的热轧钢板以75％以下的轧制率进行冷轧；以及，退火工序，使所述冷轧工序中得到的冷轧钢板在连续退火炉中在升温时的650～750℃的温度区域以滞留时间：15秒以上进行滞留，在该滞留后在均热温度：760～880℃、均热时间：120秒以下的条件下进行均热，在400～500℃的温度区域的滞留时间为100秒以下的条件下进行冷却。
[8]根据[7]所述的高强度钢板的制造方法，具有将所述退火工序后的冷轧钢板进行镀覆处理的镀覆工序。
[9]根据[8]所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理为热浸镀锌处理。
[10]根据[9]所述的高强度钢板的制造方法，具有将所述镀覆工序后的冷轧钢板进行合金化处理的合金化工序。
[11]根据[8]所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述镀覆处理为电镀锌处理。
在本发明中，适当地控制成分组成、热轧后的卷取条件、退火的升温时的规定温度区域的滞留时间以及均热温度等制造条件。通过该控制，得到本发明作为目的的钢组织，其结果，能够稳定地制造具有在汽车部件等用途所要求的高屈服比且具有优异的弯曲性的高强度钢板。利用本发明的高强度钢板，能够进行汽车的进一步的轻量化，本发明在汽车、钢铁业界中的利用价值极大。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明并不限于以下的实施方式。
首先，对本发明的高强度钢板的概要进行说明。
本发明的高强度钢板具有330mpa～小于500mpa的拉伸强度、0.70以上的屈服比，在u形弯曲加工时能够180°密合弯曲。由于屈服比为0.70以上，因此，本发明的高强度钢板具有高的屈服比。另外，由于在u形弯曲加工时能够180°密合弯曲，因此，本发明的高强度钢板具有优异的弯曲性。
在本发明中，特别是制成含有ti：0.100％以下(包含0％)、v：0.100％以下(包含0％)且ti和v合计0.005％～0.100％以下的成分组成，是特别重要。
通过调整成分组成、制造条件，将钢组织调整为：由必需的铁素体和任意的珠光体等构成，该铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下，含有ti碳化物和/或v碳化物，该ti碳化物和/或v碳化物的平均粒径为5～50nm，ti碳化物和v碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％，由此，得到具有高屈服比且具有优异的弯曲性的高强度钢板。
在本发明中，ti碳化物和v碳化物还包括ti碳氮化物、v碳氮化物以及ti、v复合碳氮化物。应予说明，关于ti、v复合碳氮化物，将其作为ti的碳化物或是v的碳化物考虑平均粒径、合计体积率即可。
如上所述，为了使铁素体的平均晶体粒径以及碳化物(ti碳化物和/或v碳化物)的平均粒径和析出量满足所希望的条件，不仅成分组成重要，而且制造条件也是重要的。具体而言，在热轧后的冷却中使精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间为10秒以下，使卷取温度为500～700℃。另外，在退火的加热中使650～750℃的温度区域中的滞留时间为15秒以上，接着，在760～880℃的均热温度下均热120秒以下。在卷取后的冷却中使ti碳化物和/或v碳化物均匀微细地析出，冷轧后，在退火中使铁素体在较低温下再结晶，由此能够生成微细的铁素体，抑制均热时的铁素体晶粒和ti碳化物和/或v碳化物的粗大化。
对于屈服强度和拉伸强度，以拉伸方向与轧制方向垂直的方式采取jis5号拉伸试验片，通过依据jisz2241的拉伸试验求出。弯曲性通过jisz2248记载的密合弯曲试验求出。
基于以上的见解完成的本发明的高强度钢板成为具有在汽车部件等的坯板中要求的高屈服比且具有优异的弯曲性的钢板。
接着，对本发明的成分组成的限定理由、钢组织的限定理由以及制造条件的限定理由进行说明。
(1)成分组成
本发明的高强度钢板以质量％含有c：0.02％以上且小于0.10％、si：小于0.10％、mn：小于1.0％、p：0.10％以下、s：0.020％以下、al：0.01～0.10％、n：0.010％以下、ti：0.100％以下(包含0％)和v：0.100％以下(包含0％)、以及合计0.005～0.100％以下的ti和v。
另外，本发明的高强度钢板可以以质量％计进一步含有cr：0.3％以下、mo：0.3％以下、b：0.005％以下、cu：0.3％以下、ni：0.3％以下、sb：0.3％以下中的任1种或2种以上作为任意成分。
上述以外的剩余部分为fe和不可避免的杂质。
以下的成分组成的说明中，“％”是指“质量％”。
c：0.02％以上且小于0.10％
c会成为ti碳化物、v碳化物或者使珠光体、马氏体增加，因此，是对屈服强度和拉伸强度的增加有效的元素。c含量小于0.02％时，碳化物的合计析出量不能成为期望的范围，因此，得不到本发明作为目的的拉伸强度。如果c含量为0.10％以上，则过度地生成珠光体、马氏体，因此，屈服比降低，弯曲性降低。因此，c含量为0.02％以上且小于0.10％。优选为0.02～0.06％。
si：小于0.10％
si一般通过铁素体的固溶强化而对于增加屈服强度和拉伸强度有效。但是，如果添加si，则由于加工硬化能力的显著提高，比起屈服强度，拉伸强度的增加量变大，屈服比降低，表面性状变差。因此，si含量为小于0.10％。应予说明，si含量的下限没有特别限定，但即使si以外的构成也可提高屈服强度、拉伸强度，因此，在本发明中，si含量越少越优选。因此，在本发明中，也可以不添加si，但有时在制造上不可避免地含有0.005％的si。
mn：小于1.0％
mn通过铁素体的固溶强化而对于增加屈服强度和拉伸强度有效。但是，如果mn含量成为1.0％以上，则钢组织中的马氏体分率增加，因此，拉伸强度过度增大，得不到本发明作为目的的拉伸强度，屈服比和弯曲性降低。因此，mn含量小于1.0％。mn也可以不添加，添加mn时，作为下限优选的mn含量为0.2％以上。作为上限优选的mn含量为0.8％以下。
p：0.10％以下
p通过铁素体的固溶强化而对于增加屈服强度和拉伸强度有效。因此，在本发明中，可以适当含有p。但是，p含量超过0.10％，则由于铸造偏析、铁素体晶界偏析而铁素体晶界脆化，弯曲性降低。因此，p含量为0.10％以下。也可以不添加p，添加p时，作为下限优选的p含量为0.01％以上。作为上限优选的p含量为0.04％以下。
s：0.020％以下
s是作为杂质而不可避免地含有的元素。由于mns等夹杂物的形成而弯曲性、局部延伸性降低，因此，优选尽可能地降低s含量。在本发明中，s含量为0.020％以下。优选为0.015％以下。应予说明，如上所述，s含量越低越优选，在本发明中可以不添加s。但是，在制造上有时含有0.0003％的s。
al：0.01～0.10％
al是为了精炼工序中的脱氧以及为了将固溶n以aln的形式固定而添加的。为了得到充分的效果，需要使al含量为0.01％以上。另外，如果al含量超过0.10％，则aln大量析出而弯曲性降低。因此，al含量为0.01～0.10％。优选为0.01～0.07％。另外，进一步优选为0.01～0.06％。
n：0.010％以下
n是在铁水的精炼工序为止不可避免地混入的元素。如果n含量超过0.010％，则在铸造时ti碳化物、v碳化物析出后，在板坯加热时，ti碳化物、v碳化物不熔解而以粗大的碳化物的形式残留，因此，导致铁素体平均结晶粒的粗大化。因此，n含量为0.010％以下。应予说明，在本发明中，也可以不添加n，但在制造上有时含有0.0005％的n。
ti：0.100％以下(包含0％)
v：0.100％以下(包含0％)
ti和v合计为0.005～0.100％
ti和v是有助于铁素体平均结晶粒的微细化以及由ti碳化物和/或v碳化物的析出带来的屈服比的增加的重要的元素。ti和v的合计小于0.005％时，ti碳化物和/或v碳化物的体积率变得不充分，结果碳化物的析出量无法成为期望的范围，得不到本发明的效果。另外，ti和v的合计超过0.100％时，ti碳化物和/或v碳化物过量地析出，在退火后也残留延展性不足的未再结晶铁素体，因此，弯曲性变差。因此，ti和v为ti：0.100％以下(包含0％)和v：0.100％以下(包含0％)且ti和v合计为0.005～0.100％。作为下限优选的合计量为0.007％以上，作为上限优选的合计量为0.040％。
本发明的高强度钢板可以含有以下的成分作为任意成分。
cr：0.3％以下
作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有cr。如果cr含量超过0.3％，则有时由于淬透性的提高而过量地生成马氏体，导致屈服比的降低。因此，添加cr时，cr含量为0.3％以下。
mo：0.3％以下
作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有mo。然而，如果mo含量超过0.3％，则有时由于淬透性的提高而过量地生成马氏体，导致屈服比的降低。因此，添加mo时，mo含量为0.3％以下。
b：0.005％以下
作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有b。然而，如果b含量超过0.005％，则有时由于淬透性的提高而过量地生成马氏体，导致屈服比的降低。因此，添加b时，b含量为0.005％以下。
cu：0.3％以下
作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有cu。然而，如果cu含量超过0.3％，则有时由于淬透性的提高而过量地生成马氏体，导致屈服比的降低。因此，添加cu时，cu含量为0.3％以下。
ni：0.3％以下
作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有ni。然而，如果ni含量超过0.3％，则有时由于淬透性的提高而过量地生成马氏体，导致屈服比的降低。因此，添加ni时，ni含量为0.3％以下。
sb：0.3％以下
作为不损害本发明的作用效果的微量元素可以含有sb。然而，如果sb含量超过0.3％，则导致高强度钢板的脆化而弯曲性变差。因此，添加sb时，sb含量为0.3％以下。
上述以外的剩余部分为fe和不可避免的杂质。另外，在本发明中，除上述以外，在不损害本发明的作用效果的微量范围内也可以含有nb、sn、co、w、ca、na、mg等元素作为不可避免的杂质。“微量的范围”是指这些元素合计为0.01％以下。
(2)钢组织
本发明的高强度钢板的钢组织以面积率计由铁素体：90％以上、珠光体和渗碳体的合计:0～10％、马氏体和残余奥氏体的合计：0～3％构成。另外，在该钢组织中，上述铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下，ti碳化物和/或v碳化物的平均粒径为5～50nm，ti碳化物和/或v碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％。
铁素体：90％以上
铁素体具有良好的延展性，在钢组织中作为主相含有，其含量以面积率计为90％以上。铁素体的含量以面积率计小于90％时，得不到本发明作为目的的高屈服比，另外，拉伸特性的各向异性也变大。因此，铁素体的含量以面积率计为90％以上。优选为95％以上。应予说明，本发明的高强度钢板的钢组织可以为铁素体单相(铁素体的含量以面积率计为100％)。
珠光体和渗碳体的合计：0～10％
珠光体和渗碳体对于得到期望的屈服强度和拉伸强度有效。但是，如果珠光体和渗碳体的合计以面积率计超过10％，则得不到本发明作为目的的高屈服比，拉伸特性的各向异性也变大。因此，珠光体和渗碳体的合计以面积率计为0～10％。优选为0～5％。
马氏体和残余奥氏体的合计：0～3％
钢组织以面积率计可以含有合计0～3％的马氏体和残余奥氏体。如果马氏体和残余奥氏体的合计超过2％，则得不到0.70以上的屈服比。因此，马氏体和残余奥氏体的合计为0～3％。
铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下
将铁素体的平均晶体粒径调整为期望的范围对于得到本发明作为目的的0.70以上的高屈服比是重要的。如果铁素体的平均晶体粒径超过15.0μm，则得不到0.70以上的屈服比。因此，铁素体的平均晶体粒径为15.0μm以下。优选为10.0μm以下。应予说明，铁素体平均晶体粒径的下限没有特别限定，小于1.0μm时，拉伸强度、屈服强度过度增加，导致弯曲性、延伸性变差，因此，铁素体平均晶体粒径优选为1.0μm以上。
ti碳化物和/或v碳化物的平均粒径为5～50nm
ti碳化物、v碳化物主要在铁素体晶粒内析出，其平均粒径对于本发明作为目的的兼备高屈服比和优异的弯曲性是重要的。上述粒径小于5nm时，不仅屈服强度和拉伸强度过度增加，而且还导致弯曲性的降低。如果上述粒径超过50nm，则屈服强度的增加变得不充分，得不到本发明作为目的的高屈服比。因此，ti碳化物和/或v碳化物的平均粒径为5～50nm。作为下限优选的平均粒径为10nm以上。作为上限优选的平均粒径为40nm以下。应予说明，在本发明中，不区别ti碳化物、v碳化物地测定平均粒径。
ti碳化物和v碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％
将ti碳化物和v碳化物的析出量调整为期望的范围对于本发明作为目的的兼备高屈服比和优异的弯曲性是重要的。如果ti碳化物和v碳化物的析出量的合计以体积率计小于0.005％，则屈服强度的增加变得不充分，得不到本发明作为目的的高屈服比。如果ti碳化物和v碳化物的析出量的合计以体积率计超过0.050％，则铁素体的再结晶被显著抑制，屈服强度和拉伸强度过度增加，进而，弯曲性降低。另外，如果上述析出量超过0.050％，则有时拉伸强度过度增加而偏离本发明作为目的的范围。因此，ti碳化物和v碳化物的析出量的合计以体积率计为0.005～0.050％。作为下限优选的体积率为0.010％以上。作为上限优选的体积率为0.040％以下。应予说明，不含ti碳化物时，ti碳化物是0，不含v碳化物时，v碳化物是0。
应予说明，关于各组织的面积率，利用sem对以从垂直于轧制宽度方向的截面的钢板表面侧起在板厚方向1/4位置为中心的板厚1/8～3/8的范围进行观察，通过astme562－05中记载的点计数法进行求出。铁素体的平均晶体粒径通过如下操作求出：利用sem对以上述板厚1/4位置为中心的板厚1/8～3/8的范围进行观察，由观察面积和结晶粒数算出圆当量直径。ti碳化物、v碳化物的平均粒径通过如下操作求出：由高强度钢板制作薄膜样品，由tem观察图像算出圆当量直径(由观察面积和粒子数算出)。ti碳化物和v碳化物的合计体积率通过提取残渣法求出。
(3)制造条件
本发明的高强度钢板通过如下操作制造：将具有上述成分组成的钢熔炼，通过铸造制造板坯(钢片)后，进行热轧、冷轧，然后，在连续退火炉中进行退火。在热轧后可以进行酸洗。以下，对具有热轧工序、冷轧工序、退火工序的本发明的制造方法进行说明。应予说明，在以下的说明中，温度是指表面温度。
铸造方法没有特别限定，只要不发生显著的成分组成的偏析、组织的不均，则可以通过铸块法、连续铸造法中的任一者进行铸造。
热轧可以将高温的铸造板坯直接进行轧制，也可以将冷却至室温的板坯进行再加热进行轧制。另外，在板坯的时间点上存在劈裂等表面缺陷的情况下，可以利用研磨机等实施板坯修理。对板坯进行再加热时，为了使ti碳化物和/或v碳化物熔解，优选加热到1100℃以上。
热轧工序是将钢热轧，该热轧后，在使精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间为10秒以下的条件下将钢板冷却，在500～700℃卷取的工序。
在热轧中，对板坯实施粗轧、精轧。然后，将热轧后的钢板卷取而形成热轧卷材。热轧中的粗轧条件和精轧条件没有特别限定，只要依照常规方法决定即可。如果精轧温度小于ar3点，则有时在热轧钢板的钢组织中生成在轧制方向伸长的粗大的铁素体，在退火后导致延展性的降低。因此，精轧温度优选为ar3点以上。应予说明，ar3点通过如下操作求出：使用相变点测定装置(例如formaster试验机)在从奥氏体单相温度区域以1℃/s连续冷却时测定铁素体相变开始的温度而求出。
精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间：10秒以下
在热轧后的冷却中，通过适当地控制精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间，能够抑制铁素体的平均晶体粒径的粗大化。因此，上述冷却条件在本发明中重要。如果在精轧后的冷却中精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间超过10秒，则在热轧的卷取后过度地析出粗大的ti碳化物、v碳化物，因此，在退火时铁素体晶粒容易变得粗大，铁素体的平均晶体粒径超过15.0μm，因此，屈服比降低。因此，上述冷却中的精轧温度～650℃的温度区域的滞留时间为10秒以下。应予说明，上述滞留时间的下限没有特别限定，从在退火时均匀地使ti碳化物、v碳化物析出而使铁素体晶体粒径变得均匀的观点考虑，优选滞留1秒以上。另外，出于ti碳化物等的平均粒径会成为本发明范围外或ti碳化物等的析出量的合计会成为本发明范围外等的理，将上述限制滞留时间的温度区域的下限设为650℃。
卷取温度：500～700℃
卷取温度对于通过ti碳化物、v碳化物的析出量以及它们的平均粒径的调整而将退火后的铁素体平均晶体粒径控制为15.0μm以下是重要的。在钢板的宽度方向中央，卷取温度小于500℃时，在卷取后的冷却中不会充分析出上述碳化物，在退火的加热和均热时析出粗大的碳化物，铁素体晶体粒径粗大化，因此，得不到高屈服比，而且拉伸强度也变小。如果卷取温度超过700℃，则在卷取后的冷却中析出粗大的ti碳化物、v碳化物，在退火时铁素体晶体粒径粗大化，因此，得不到高屈服比，进而，拉伸强度也变小。因此，卷取温度为500～700℃。作为下限优选的卷取温度为550℃以上。作为上限优选的卷取温度为650℃以下。
冷轧工序是将上述热轧工序中得到的热轧钢板冷轧的工序。冷轧的轧制率为75％以下。优选为30～75％。如果轧制率超过75％，则碳化物的平均粒径变得粗大而得不到期望的弯曲性，因此，需要75％以下。如果轧制率为30％以上，则通过在退火时使铁素体完全地再结晶，得到优异的弯曲性，故优选。
退火由使用连续退火炉升温至均热温度后进行冷却的工序构成。本发明中的退火工序为如下工序：将冷轧工序中得到的冷轧钢板在连续退火炉中在升温时的650～750℃的温度区域以滞留时间：15秒以上进行滞留，在该滞留后在均热温度：760～880℃、均热时间；120秒以下的条件下进行均热，在该均热后400～500℃的温度区域的滞留时间为100秒以下的条件下进行冷却。
在升温时的650～750℃的温度区域的滞留时间：15秒以上
升温时的650～750℃中的滞留时间是对于将退火后的铁素体平均晶体粒径控制为15.0μm以下重要的制造条件。升温时的650～750℃中的滞留时间小于15秒时，在升温中不会完成铁素体的再结晶，因此，在较高温的均热中滞留时进行再结晶而铁素体平均晶体粒径粗大化。因此，升温时的650～750℃中的滞留时间为15秒以上。优选升温时的650～750℃中的滞留时间为20秒以上。应予说明，滞留时间的上限没有特别限定，但如果滞留时间变得过长，则导致ti碳化物、v碳化物的粗大化，因此，滞留时间优选300秒以下。
均热温度：760～880℃、均热时间：120秒以下
均热温度和均热时间是在控制铁素体平均晶体粒径的方面重要的条件。均热温度小于760℃时，铁素体的再结晶变得不充分而弯曲性变差。如果均热温度超过880℃，则铁素体平均晶体粒径粗大化而得不到本发明作为目的的屈服比，拉伸强度也变小。因此，均热温度为760～880℃。另外，如果均热时间超过120秒，则铁素体平均晶体粒径粗大化，因此，得不到本发明作为目的的拉伸强度和高屈服比。因此，均热时间为120秒以下。优选为60秒以下。应予说明，均热时间的下限没有特别限定，但从弯曲性的观点考虑，优选使铁素体完全地再结晶，因此，均热时间优选30秒以上。
升温和均热时的加热方式没有特别限定，可以利用辐射管方式、直火加热方式等进行。
均热后的冷却中的冷却条件是400～500℃的温度区域的滞留时间为100秒以下。滞留时间为100秒以下对于使碳化物的平均粒径为50nm以下是必要的。应予说明，滞留时间的下限没有特别限定，如果极端短，则铁素体中的固溶c增加而耐时效特性变差或需要对冷却设备的过度的投资，因此，优选5秒以上。更优选为10秒以上。在此，“400～500℃的温度区域的滞留时间”是指冷却中的钢板为400～500℃的温度的时间的合计，如果冷却停止温度为400℃以上，则是指从冷却停止温度到成为500℃的时间的合计。另外，在该温度区域的滞留相当于过时效处理。应予说明，其它冷却条件没有特别限定，可以举出冷却停止温度为400～500℃、平均冷却速度30℃/s以下的条件。
可以对如上得到的高强度钢板的表面实施镀覆。镀覆优选镀锌，通过对本发明的高强度钢板实施镀锌，在高强度钢板上形成镀锌层。镀锌(电镀锌、热浸镀锌等)中，也优选在热浸镀锌浴中浸渍的热浸镀锌。
通过对高强度钢板进行热浸镀锌而形成热浸镀锌层，通过对该热浸镀锌层实施合金化处理而形成合金化热浸镀锌层。在实施合金化处理之际，保持温度小于450℃时，有时合金化不会充分地进行，镀覆密合性、耐腐蚀性变差。另外，如果保持温度超过560℃，则有时合金化过度地进行而在压制时产生粉化等问题。因此，保持温度优选为450～560℃。另外，保持时间小于5秒时，有时合金化不会充分进行而镀覆密合性、耐腐蚀性变差，因此，保持时间优选为5秒以上。
然后，可以根据需要实施伸长率为0.1～5.0％的平整轧制。
通过以上方法，得到作为本发明的目的的高强度钢板。即使对本发明的高强度钢板实施化学转化处理、有机系皮膜处理等表面处理或涂装，也不会损害作为本发明的目的的特性。
实施例
以下，利用实施例对本发明详细地说明。
将具有表1所示的成分组成的钢a～o的钢板坯在1250℃下均热1小时后，在最终板厚3.2mm、ar3点以上的精轧温度900℃的条件下压制后，在表2所示的条件下进行冷却，以表2所示的卷取温度卷取。将制造的热轧钢板酸洗后，实施最终板厚1.4mm的冷轧而制成冷轧钢板，实施表2所示的条件的退火而制造no.1～31的高强度钢板。应予说明，退火中的冷却的冷却条件是冷却停止温度为480℃、平均冷却速度为20℃/s以下、在400～500℃的温度区域(500℃～冷却停止温度的温度区域)中的滞留时间为30秒。在不实施镀覆时，退火使用cal进行。另外，使用镀覆时，使用cgl实施热浸镀锌或合金化热浸镀锌。将镀覆层制成合金化热浸镀锌层时，实施在510℃下保持10秒的合金化处理。
对得到的高强度钢板进行钢组织观察和拉伸试验。
关于钢组织的面积率，各组织的面积率是利用sem对以从垂直于压制宽度方向的截面的钢板表面侧起在板厚方向1/4位置为中心的板厚1/8～3/8的范围进行观察并通过astme562－05中记载的点计数法求出的。铁素体的平均晶体粒径通过如下操作求出：利用sem对以上述板厚1/4位置为中心的板厚1/8～3/8的范围进行观察，由观察面积和结晶粒数算出圆当量直径。碳化物(ti碳化物、v碳化物)的平均粒径通过如下操作求出：进行tem观察，通过图像处理求出圆当量直径。ti碳化物和v碳化物的合计体积率通过提取残渣法来求出。观察均在各10个视野中进行，算出其平均。应予说明，结果示于表2，表2的α是指铁素体，p是指珠光体，m是指马氏体，θ是指渗碳体，α粒径是指铁素体平均晶体粒径，m(c、n)粒径是指碳化物的平均粒径，m(c、n)体积率是指ti碳化物和v碳化物的析出量的合计。另外，上述m(c、n)中的m是指ti或v。
关于拉伸强度(ts)和屈服比(yr)，使用以拉伸方向与轧制方向垂直的方式采取的jis5号拉伸试验片，依据jisz2241的拉伸试验求出。另外，弯曲试验在以弯曲棱线与轧制方向平行的方向采取试验片，依据jisz2248进行。应予说明，将330mpa以上且小于500mpa的拉伸强度、0.70以上的屈服比、以n＝3进行密合弯曲时不会发生破裂的情况，评价为良好。
在表2示出钢组织的观察结果、拉伸试验结果和弯曲试验结果。
no.1～3、6、8、9、14～16、18、19、22、24、25、28中，由于全部满足本发明的要件，因此，得到本发明作为目的的高屈服比且弯曲性优异的高强度钢板。
另一方面，no.4、5、7、10～13、17、20、21、23、26、27、29、30～31中，成分组成或制造条件为本发明的范围外，未能得到所期望的钢组织，因此，得不到本发明作为目的的高强度钢板。
产业上的可利用性
本发明的高强度钢板适于以汽车内板部件等为中心的要求高屈服比和拉伸特性的各向同性的领域。