CN103717771B - 耐冲击特性优异的高强度钢板及其制造方法、高强度镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种耐冲击特性优异的高强度钢板，其以规定的含量含有C、Si、Mn、P、S、Al、Ti、N、O，剩余部分由铁及不可避免的杂质组成；所述钢板在以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，具有以体积分率计含有1～8%的残余奥氏体，所述残余奥氏体的平均纵横比为2.0以下，且所述残余奥氏体中的固溶Mn量为平均Mn量的1.1倍以上，并含有平均粒径为0.5μm以下的TiN粒子且平均粒径为1μm以上的AlN粒子的密度为1.0个/mm²以下的钢板组织；所述钢板的最大抗拉强度为900MPa以上。

Description

耐冲击特性优异的高强度钢板及其制造方法、高强度镀锌钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度钢板及其制造方法、高强度镀锌钢板及其制造方法，特别是涉及具有优异的耐冲击特性的高强度钢板及其制造方法。本申请基于2011年7月29日在日本申请的日本特愿2011-167661号主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

近年来，为了在谋求汽车的轻质化的同时提高冲撞安全性，一直要求提高汽车所用的钢板的强度，同时提高耐冲击特性。

作为冲撞吸收能大的高强度钢板，专利文献1中记载了具有以重量%计含有C：0.05～0.3%、Si：2.0%以下、Al：0.01～2.0%、Mn：0.5～4.0%、Ni：0～5.0%、P：0.1%以下、S：0.1%以下、N：0.01%以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质组成，且满足1.5－3.0×C≤Si＋Al≤3.5－5.0×C及Mn＋（Ni/3）≥1.0（%）的化学组成，而且钢板的烧焊硬化量为50MPa以上的高强度钢板。

此外，专利文献2中，作为冲撞吸收性优异的高强度钢板，记载了一种具有高静动比的高延展性高强度钢板，其具有由按式VB≤（TSs/60）－1（TSs：静态拉伸试验中的抗拉强度（MPa））给出的体积率VB的贝氏体、C含量为1.2质量%以下且体积率为5%以上的残余奥氏体和剩余部分为铁素体构成的钢组织，静态拉伸试验中的屈服比为0.6以上，具有动态拉伸试验中的抗拉强度和静态拉伸试验中的抗拉强度之比TSd/TSs满足按式TSd/TSs≥0.8＋（300/TSs）（TSd：应变速度1000/秒的动态拉伸试验中的抗拉强度（MPa））给出的关系的高静动比。

此外，专利文献3中，作为冲击特性优异的高强度冷轧钢板的制造方法，记载了下述制造方法，其在对具有C：0.08～0.18质量%、Si：1.00～2.0质量%、Mn：1.5～3.0质量%、P：0.03质量%以下、S：0.005%质量%以下、T.Al：0.01～0.1质量%的组成，按式（Mn偏析度＝（板坯中心部Mn浓度－基础Mn浓度）/基础Mn浓度）定义的Mn偏析度为1.05～1.10的板坯进行热轧以及冷轧，然后在连续退火线中在750～870℃的双相区或单相区进行保持时间60秒以上的加热，然后在720～600℃的温度区域内以10℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，然后以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到350～460℃，在保持30秒～20分钟后，冷却到室温，形成多边形铁素体＋针状铁素体＋贝氏体＋残余奥氏体＋马氏体这5相组织。

专利文献4中，作为用作汽车用钢板的钢板，记载了以质量%计含有C：0.05～0.25%、Si：0.5%以下、Mn：1～3%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.1～2%、N：低于0.005%，且满足Si＋Al≥0.6%、（0.0006Al）%≤N≤0.0058%－（0.0026×Al）%、Al≤（1.25×C^0.5－0.57Si＋0.625Mn）%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质组成的合金化热浸镀锌钢板。

专利文献5中，作为能量吸收特性优异的高强度合金化热浸镀锌钢板，记载了以具有含有C：0.05～0.20质量%、Si：0.3～1.5质量%、Mn：1.0～2.5质量%、P：0.1质量%以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质组成的成分组成，且具有含有合计25～50体积%的马氏体和残余奥氏体中的1种或2种、剩余部分由铁素体和贝氏体组成的显微组织的钢板作为基材，对其两表面实施了合金化热浸镀锌的钢板。

专利文献6中，作为表面性状以及冲击吸收性优异的高延展性型高强度冷轧钢板，记载了以重量比含有C：0.06～0.25%、Si：2.5%以下、Mn：0.5～3.0%、P：0.1%以下、S：0.03%以下、Al：0.1～2.5%、Ti：0.003～0.08%及N：0.01%以下，剩余部分由Fe及不可避免的杂质组成，且Ti含量满足（48/14）N≤Ti≤（48/14）N＋（48/32）S＋0.01的关系，冷轧-再结晶退火后的组织为以体积率计含有5%以上的残余奥氏体的组织。

专利文献7中，作为低温韧性优异的高延展性高强度钢板，记载了具有以面积%计贝氏体为60%以上、残余γ为1～20%、剩余部分实质上由铁素体组成的组织，残余γ存在于贝氏体粒内。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2001-11565号公报

专利文献2：日本特开2002-294400号公报

专利文献3：日本特开2004-300452号公报

专利文献4：日本特开2006-307327号公报

专利文献5：日本特开2009-68039号公报

专利文献6：日本特开平10-130776号公报

专利文献7：日本特开平11-21653号公报

发明内容

发明要解决的问题

但是，在以往的技术中，在具有最大抗拉强度为900MPa以上的高强度的钢板中，无法得到充分的耐冲击特性，一直要求进一步提高耐冲击特性。

鉴于以上的现状，本发明提供一种具有优异的耐冲击特性的高强度钢板及其制造方法、在耐冲击特性优异的高强度钢板的表面形成有镀锌层的高强度镀锌钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明者们为了得到具有优异的耐冲击特性的最大抗拉强度为900MPa以上的高强度钢板而反复进行了锐意研究。其结果是，本发明者们发现只要形成下述钢板即可，所述钢板具有含有Al：0.001～0.050%、Ti：0.0010～0.0150%、N：0.0001～0.0050%的规定的化学成分，钢板组织在以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计含有1～8%的残余奥氏体，所述残余奥氏体的平均纵横比为2.0以下，且所述残余奥氏体中的固溶Mn量为平均Mn量的1.1倍以上，并含有平均粒径为0.5μm以下的TiN粒子，粒径为1μm以上的AlN粒子的密度为1.0个/mm²以下。

也就是说，上述高强度钢板通过生成以上述范围含有Al、Ti、N且平均粒径为0.5μm以下的微细的TiN粒子，抑制了成为低温下的断裂起点的平均粒径为1μm以上的AlN粒子的生成，因此粒径为1μm以上的AlN粒子的密度小到1.0个/mm²以下。因此，上述高强度钢板可防止以AlN粒子为起点的断裂。

此外，上述高强度钢板成为断裂起点的残余奥氏体的体积分率少到1～8%，残余奥氏体具有平均纵横比为2.0以下的各向同性优异的稳定形状，且残余奥氏体中的固溶Mn量为平均Mn量的1.1倍以上的化学上稳定的钢板。因此，上述高强度钢板可防止以残余奥氏体为起点的断裂。

如此，在上述的高强度钢板中，由于防止了以AlN粒子为起点的断裂及以残余奥氏体为起点的断裂，因此可到优异的耐冲击特性。

本发明是基于上述见识而完成的，其要点如下。

（1）一种耐冲击特性优异的高强度钢板，其特征在于，其以质量%计含有C：0.075～0.300%、Si：0.30～2.50%、Mn：1.30～3.50%、P：0.001～0.050%、S：0.0001～0.0050%、Al：0.001～0.050%、Ti：0.0010～0.0150%、N：0.0001～0.0050%及O：0.0001～0.0030%，剩余部分由铁及不可避免的杂质组成；所述钢板在以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，具有以体积分率计含有1～8%的残余奥氏体，所述残余奥氏体的平均纵横比为2.0以下，且所述残余奥氏体中的固溶Mn量为平均Mn量的1.1倍以上，并含有平均粒径为0.5μm以下的TiN粒子且粒径为1μm以上的AlN粒子的密度为1.0个/mm²以下的钢板组织；所述钢板的最大抗拉强度为900MPa以上。

（2）根据（1）所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，

所述钢板组织以体积分率计含有10～75%以下的铁素体、合计10～50%的贝氏体铁素体和贝氏体中的任一方或双方以及10～50%以下的回火马氏体；

并且，将珠光体以体积分率计限制到5%以下，将新马氏体以体积分率计限制到15%以下。

（3）根据（1）所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，以质量%计进一步含有Nb：0.0010～0.0150%、V：0.010～0.150%、B：0.0001～0.0100%中的1种或2种以上。

（4）根据（1）所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，以质量%计进一步含有Cr：0.01～2.00%、Ni：0.01～2.00%、Cu：0.01～2.00%、Mo：0.01～1.00%、W：0.01～1.00%中的1种或2种以上。

（5）根据（1）所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，进一步含有合计0.0001～0.5000质量%的Ca、Ce、Mg、Zr，Hf、REM中的1种或2种以上。

（6）根据（1）所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，在表面形成有镀锌层。

（7）根据（6）所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，在所述镀锌层的表面形成有由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的皮膜。

（8）一种耐冲击特性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其具备以下工序：热轧工序，该工序中，将以质量%计含有C：0.075～0.300%、Si：0.30～2.50%、Mn：1.30～3.50%、P：0.001～0.050%、S：0.0001～0.0050%、Al：0.001～0.050%、Ti：0.0010～0.0150%、N：0.0001～0.0050%、O：0.0001～0.0030%，剩余部分由铁及不可避免的杂质组成的板坯加热至1210℃以上，至少在1100～1000℃的温度范围内按满足下述（式1）的条件进行压下，在800℃和Ar₃相变点中的高的一方的温度以上且970℃以下的热精轧温度下结束压下，在750℃以下的温度区域进行卷取，以15℃/小时以下的平均冷却速度进行冷却；冷轧工序，该工序中，在所述热轧工序后以30～75%的压下率进行冷轧；连续退火工序，该工序中，在所述冷轧工序后，进行下述退火：在550～700℃的温度范围内以10℃/秒以下的平均加热速度进行加热，使最高加热温度为（Ac₁相变点＋40）～1000℃之间，在最高加热温度～700℃的温度范围内以1.0～10.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在700～500℃的温度范围内以5.0～200.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在350～450℃的温度范围内停留处理30～1000秒。

数学式1

$1.0\≤{\left\{{\mathrm{\Σ}}_{i=1}^n\right[{\{-97.2+5.47\·{(T_{i+1}+T_i)}^{1/2}-0.067\·(T_{i+1}+T_i)\}}^2\·\exp (-\frac{20800}{T_{i+1}+T_i})\·t_i\·{\mathrm{\ϵ}}_i^{1/2}\left]\right\}}^{1/2}\≤5.0$ （式1）

（式1）中，i表示道次数、Ti表示第i道次的加工温度、ti表示从第i道次到第i＋1道次的经过时间、εi表示第i道次的压下率。

（9）一种耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其在（8）所述的制造方法的连续退火工序中，通过在停留处理后实施电镀锌而在所述钢板表面上形成镀锌层。

（10）一种耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其在（8）所述的制造方法的连续退火工序中，在700～500℃的温度范围内进行冷却后，在350～450℃的温度范围内进行停留处理前或在所述停留处理后，将所述钢板浸渍在镀锌液中，在所述钢板的表面上形成镀锌层。

（11）根据（10）所述的耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在浸渍在所述镀锌液中后，将所述钢板再加热到460～600℃，保持2秒以上，使所述镀锌层合金化。

（12）根据（10）所述的耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在形成所述镀锌层后，对该镀锌层的表面赋予由含有磷氧化物和磷中的任一方或双方的复合氧化物构成的皮膜。

（13）根据（11）所述的耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在使所述镀锌层合金化后，对该合金化的镀锌层的表面赋予由含有磷氧化物和磷中的任一方或双方的复合氧化物构成的皮膜。

发明效果

在本发明的高强度钢板中，由于防止了AlN粒子及残余奥氏体成为断裂起点，因此可得到具有优异的耐冲击特性，最大抗拉强度为900MPa以上的高强度钢板。此外，根据本发明的高强度钢板的制造方法，能够提供具有优异的耐冲击特性的最大抗拉强度为900MPa以上的高强度钢板。此外，根据本发明，能够提供在耐冲击特性优异的高强度钢板的表面形成有镀锌层的高强度镀锌钢板及其制造方法。

具体实施方式

（化学成分）

首先，对本发明的高强度钢板的化学成分（组成）进行说明。其中，以下的说明中的[%]为[质量%]。

本发明的高强度钢板含有C：0.075～0.300%、Si：0.30～2.50%、Mn：1.30～3.50%、P：0.001～0.050%、S：0.0001～0.0050%、Al：0.001～0.050%、Ti：0.0010～0.0150%、N：0.0001～0.0050%及O：0.0001～0.0030%，剩余部分由铁及不可避免的杂质组成。

“C：0.075～0.300%”

C为了提高高强度钢板的强度而含有。但是，如果C含量超过0.300%则焊接性不足。从焊接性的观点出发，C含量优选为0.250%以下，更优选为0.220%以下。另一方面，如果C含量低于0.075%则强度下降，不能确保900MPa以上的最大抗拉强度。为了提高强度，C含量优选为0.090%以上，更优选为0.100%以上。

“Si：0.30～2.50%”

Si是为抑制钢板中的铁系碳化物的生成、提高强度和成形性所需要的元素。但是，如果Si含量超过2.50%则钢板脆化、延展性劣化。从延展性的观点出发，Si含量优选为2.20%以下，更优选为2.00%以下。另一方面，在Si含量低于0.30%时在退火工序中大量生成粗大的铁系碳化物，强度及成形性劣化。从此观点出发，Si的下限值优选为0.50%以上，更优选为0.70%以上。

“Mn：1.30～3.50%”

Mn为了提高钢板的强度而添加在本发明的钢板中。但是，如果Mn含量超过3.50%则在钢板的板厚中央部产生粗大的Mn浓化部，容易发生脆化，容易发生铸造的板坯发生破裂等的问题。此外，如果Mn含量超过3.50%则焊接性也劣化。因此，需要使Mn含量为3.50%以下。从焊接性的观点出发，Mn含量优选为3.20%以下，更优选为3.00%以下。另一方面，如果Mn含量低于1.30%，则在退火后的冷却中大量形成软质的组织，因此难以确保900MPa以上的最大抗拉强度。因此，需要使Mn含量为1.30%以上。为进一步提高强度，Mn含量优选为1.50%以上，更优选为1.70%以上。

“P：0.001～0.050%”

P具有向钢板的板厚中央部偏析的倾向而使焊接部脆化。如果P含量超过0.050%则焊接部大幅度脆化，因此将P含量限定为0.050%以下。P含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但使P含量低于0.001%会导致制造成本的大幅度增加，因此将0.001%作为下限值。

“S：0.0001～0.0050%”

S对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性具有不良影响。此外，与Ti结合生成硫化物而妨碍Ti形成氮化物，间接地诱发生成Al氮化物，因此使S含量的上限值为0.0050%。从此观点出发，优选使S含量为0.035%以下，更优选为0.0025%以下。S含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但使S含量低于0.0001%会导致制造成本的大幅度增加，因此将0.0001%作为下限值。

“Al：0.001%～0.050%”

Al如果大量添加则形成粗大的氮化物，使低温时的深冲值下降，使耐冲击特性下降，因此使Al含量的上限为0.050%。为了避免生成粗大的氮化物，优选使Al含量为0.035%以下。Al含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但使Al含量低于0.001%会导致制造成本的大幅度增加，因此将0.001%作为下限值。此外，Al作为脱氧材料也是有效的元素，从此观点出发，优选使Al含量为0.005%以上，更优选为0.010%以上。

“N：0.0001～0.0050%”

N在低温下形成成为断裂起点的粗大的氮化物而使耐冲击特性下降，因此需要控制添加量。如果N含量超过0.0050%则该影响变得显著，因此使N含量的范围为0.0050%以下。从此观点出发，N含量优选为0.0040%以下，更优选为0.0030%以下。N含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但如果使N含量低于0.0001%，则会导致制造成本的大幅度增加，因此将0.0001%作为下限值。

“O：0.0001～0.0030%”

O形成粗大的氧化物，在低温下产生断裂起点，因此需要控制含量。如果O含量超过0.0030%则此影响变得显著，因此使O含量的上限为0.0030%以下。从此观点出发，O含量优选为0.0020%以下，更优选为0.0010%以下。O含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但使O含量低于0.0001%会导致制造成本的大幅度增加，因此将0.0001%作为下限。

“Ti：0.0010～0.0150%”

Ti是通过在适当的条件下实施热轧而形成微细的氮化物、抑制生成粗大的Al氮化物的元素，并使低温下的断裂起点减少，使耐冲击特性提高。为了得到此效果，需要使Ti含量为0.0010%以上，优选使Ti含量为0.0030%以上，更优选为0.0050%以上。另一方面，如果Ti含量超过0.0150%，则因析出微细的碳氮化物而使钢板中软质的部位的成形性劣化，反而使低温下的深冲值下降。因此，使Ti含量为0.0150%以下。从成形性的观点出发，Ti含量优选为0.0120%以下，更优选为0.0100%以下。

本发明的高强度钢板也可以根据需要进一步含有以下所示的元素。

“Nb：0.0010～0.0150%”

Nb是通过在适当的条件下实施热轧而形成微细的氮化物、抑制生成粗大的Al氮化物的元素，并使低温下断裂的起点减少。为了得到此效果，优选使Nb含量为0.0010%以上，更优选使Nb含量为0.0030%以上，进一步优选为0.0050%以上。另一方面，如果Nb含量超过0.0150%，则因析出微细的碳氮化物而使钢板中软质的部位的成形性劣化，反而使低温下的深冲值下降，因此Nb含量优选为0.0150%以下。从成形性的观点出发，Nb含量更优选为0.0120%以下，进一步优选为0.0100%以下。

“V：0.010～0.150%”

V是通过在适当的条件下实施热轧而形成微细的氮化物、抑制生成粗大的Al氮化物的元素，并使低温下断裂起点减少。为了得到此效果，需要使V含量为0.010%以上，优选使含量为0.030%以上，更优选为0.050%以上。另一方面，如果V含量超过0.150%，则因析出微细的碳氮化物而使钢板中软质的部位的成形性劣化，反而使低温下的深冲值下降，因此V含量优选为0.150%以下。从成形性的观点出发，V含量更优选为0.120%以下，进一步优选为0.100%以下。

“B：0.0001～0.0100%”

B是通过在适当的条件下实施热轧而形成微细的氮化物、抑制生成粗大的Al氮化物的元素，并使低温下断裂的起点减少。为了得到此效果，优选使B含量为0.0001%以上，更优选使B含量为0.0003%以上，进一步优选为0.0005%以上。此外，B抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以进一步添加，但如果B含量超过0.0100%则损害热加工性，使生产率下降，因此B含量优选为0.0100%以下。从生产率的观点出发，B含量更优选为0.0050%以下，进一步优选为0.0030%以下。

“Cr：0.01～2.00%”

Cr抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Cr含量超过2.00%，则损害热加工性，生产率下降，因此Cr含量优选为2.00%以下。Cr含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到Cr的高强度化的效果，Cr含量优选为0.01%以上。

“Ni：0.01～2.00%”

Ni抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Ni含量超过2.00%，则损害焊接性，因此Ni含量优选为2.00%以下。Ni的含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到Ni的高强度化的效果，Ni含量优选为0.01%以上。

“Cu：0.01～2.00%”

Cu是通过以微细粒子形式存在于钢中来提高强度的元素，可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Cu含量超过2.00%则损害焊接性，因此Cu含量优选为2.00%以下。Cu含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到Cu的高强度化的效果，Cu含量优选为0.01%以上。

“Mo：0.01～1.00%”

Mo抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Mo含量超过1.00%则损害热加工性，生产率下降。因此，Mo含量优选为1.00%以下。Mo含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到Mo的高强度化的效果，Mo含量优选为0.01%以上。

“W：0.01～1.00%”

W抑制高温下的相变，是对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果W含量超过1.00%，则损害热加工性，生产率下降，因此W含量优选为1.00%以下。W含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到W的高强度化的效果，W含量优选为0.01%以上。

“Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上合计0.0001～0.5000%”

Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM是对改善成形性有效的元素，可以添加1种或2种以上。但是，如果Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上的含量的合计超过0.5000%，则反而有损害延展性的担心。因此，各元素含量的合计优选为0.5000%以下。Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上的含量的下限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但为了充分得到改善钢板的成形性的效果，各元素的含量的合计优选为0.0001%以上。从成形性的观点出发，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或2种以上的含量的合计更优选为0.0005%以上，进一步优选为0.0010%以上。

其中，REM是RareEarthMetal（稀土金属）的简写，是指属于镧系列的元素。在本发明中，REM或Ce多通过铈镧合金添加，除La或Ce以外有时复合地含有镧系列的元素。即使作为不可避免的杂质含有这些除La或Ce以外的镧系列的元素也可发挥本发明的效果。此外，即使添加了金属La或Ce也可发挥本发明的效果。

（钢板组织）

规定本发明的高强度钢板的组织的理由如下。

“TiN粒子”

本发明的高强度钢板的钢板组织包含平均粒径为0.5μm以下的TiN粒子。粗大的TiN粒子为断裂的起点，但平均粒径为0.5μm以下的微细的TiN粒子不作为断裂起点发挥作用。为了有效地防止TiN粒子成为断裂的起点并进一步提高高强度钢板的耐冲击特性，TiN粒子的平均粒径优选为0.3μm以下，更优选为0.1μm以下。

TiN粒子的平均粒径，例如可通过以下所示的方法求得。

即，从与轧制方向平行的板厚截面通过萃取复型法制作包含TiN粒子的透射型电子显微镜（TEM）用试样，采用透射型电子显微镜观察10个以上的TiN粒子。TiN粒子的粒径通过具有与通过图像解析得到的TiN粒子的投影面积相等的面积的圆的直径来确定。然后，对10个以上的TiN粒子测定粒径，从其平均值求出TiN粒子的平均粒径。

“AlN粒子”

此外，在本发明的高强度钢板的钢板组织中，粒径为1μm以上的AlN粒子的密度为1.0个/mm²以下。粒径为1μm以上的粗大的AlN粒子成为断裂的起点。本发明的高强度钢板的钢板组织由于粒径为1μm以上的AlN粒子的密度为1.0个/mm²以下，因此可防止以AlN粒子为起点的断裂。为了更有效地防止以AlN粒子为起点的断裂，粒径为1μm以上的AlN粒子的密度优选为0.5个/mm²以下，更优选为0.1个/mm²以下。

其中，关于这些TiN粒子的平均粒径的测定及粒径为1μm以上的AlN粒子的密度的测定，也可以将粒子少的钢板最表面除去，对钢板中的板厚的任一位置进行测定。例如，与后述的残余奥氏体或铁素体等同样，作为代表钢板的区域，优选在1/8～3/8厚的位置处进行测定。

在本发明中，粒径为1μm以上的AlN粒子是指以当量圆直径d计为1μm以上的AlN粒子。当量圆直径d是指具有与通过图像解析得到的粒子的投影面积S相等的面积的圆的直径，可通过下式得到。

本发明中的AlN粒子的密度例如可通过以下所示的方法求得。

即，使用场发射型扫描式电子显微镜（FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope）观察与轧制方向平行的板厚截面的10.0mm²以上的面积，计算1μm以上的AlN粒子的个数，算出密度。其中，AlN粒子的成分可以采用并设在FE-SEM的能量分散型X射线分光器进行确认。

本发明的高强度钢板的钢板组织在以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计含有1～8%的残余奥氏体，残余奥氏体的平均纵横比为2.0以下，且残余奥氏体中的固溶Mn量为平均Mn量的1.1倍以上。

其中，在整个钢板组织中，优选以体积分率计含有1～8%的残余奥氏体。但是，钢板的以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的金属组织代表钢板整体的组织。因此，只要在钢板的1/8厚～3/8厚的范围内以体积分率计含有1～8%的残余奥氏体，实质上就可视为在钢板的组织整体中以体积分率计含有1～8%的残余奥氏体。因此，在本发明中，对母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内的残余奥氏体的体积分率的范围进行了规定。

另外，在本发明的高强度钢板的钢板组织中，在以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，除残余奥氏体以外，以体积分率计含有10～75%以下的铁素体、合计10～50%的贝氏体铁素体和贝氏体中的任一方或双方以及5～50%以下的回火马氏体，优选将珠光体以体积分率计限制到5%以下，将新马氏体以体积分率计限制到15%以下。本发明的高强度钢板具有这样的钢板组织时，具有更优异的成形性。

另外同样，优选这些铁素体等金属组织在整个钢板组织中为规定的范围。但是，钢板的以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的金属组织代表整个钢板的组织。因此，只要在钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计含有10～75%以下的铁素体、合计10～50%的贝氏体铁素体和贝氏体中的任一方或双方以及5～50%以下的回火马氏体，并将珠光体以体积分率计限制到5%以下，将新马氏体以体积分率计限制到15%以下，则实质上在钢板的整个组织中，就可视为这些铁素体等金属组织在规定的范围内。因此，在本发明中，规定了在钢板的1/8厚～3/8厚的范围内的这些铁素体等金属组织的体积分率的范围。

“残余奥氏体”

残余奥氏体大大地提高强度及延展性，因此需要在不损害低温下的深冲值的范围内含有残余奥氏体。在残余奥氏体的体积率低于1%时，强度及延展性的提高不充分，因此将此值作为下限。从强度及成形性的观点出发，残余奥氏体的量优选为1.5%以上，更优选为2.0%以上。另一方面，残余奥氏体成为断裂起点而使弯曲性严重劣化，因此需要在钢板组织中以体积分率计限制到8%以下。为了提高弯曲性，更优选使残余奥氏体的体积分率为6%以下。

此外，为了防止以残余奥氏体为起点的断裂，优选残余奥氏体具有稳定的形状且化学上稳定。

在本发明中，残余奥氏体的平均纵横比为2.0以下且具有各向同性优异的稳定的形状。为了使残余奥氏体的形状更稳定，残余奥氏体的平均纵横比优选为1.8以下，更优选为1.6以下。使残余奥氏体的平均纵横比的下限为1.0。如果平均纵横比超过2.0，则低温下拉伸时一部分残余奥氏体容易相变为马氏体，成为断裂的起点，深冲值劣化。

在本发明中，使残余奥氏体中的固溶Mn量为平均Mn量的1.1倍以上“（残余奥氏体中的固溶Mn量/平均Mn量）≥1.1”，残余奥氏体在化学上稳定。为了使残余奥氏体在化学上更稳定，优选残余奥氏体中的固溶Mn量为平均Mn量的1.2倍以上，更优选为1.3倍以上。上限没有特别设定，但在为2.0倍以上时需要特殊的设备，因此将2.0倍作为实际的上限。

“铁素体”

铁素体是对提高低温下的深冲值有效的组织，优选钢板组织中以体积分率计含有10～75%。在铁素体的体积分率低于10%时，有得不到充分的深冲值的担心。从深冲值的观点出发，钢板组织中所含的铁素体的体积分率更优选含有15%以上，进一步优选含有20%以上。另一方面，由于铁素体为软质的组织，因此如果体积分率超过75%则有可能得不到良好的强度。为了充分提高钢板的抗拉强度，优选使钢板组织中所含的铁素体的体积分率为65%以下，更优选为50%以下。

“珠光体”

如果珠光体增多则延展性劣化。因此，优选将钢板组织中所含的珠光体的体积分率限制到5%以下，更优选为2%以下。

“贝氏体铁素体、贝氏体”

贝氏体铁素体和贝氏体是强度和延展性的平衡优异的组织，优选在钢板组织中以合计体积分率计含有10～50%的贝氏体铁素体和贝氏体中的任一方或双方。此外，贝氏体铁素体及贝氏体是具有软质的铁素体和硬质的马氏体、回火马氏体及残余奥氏体的中间强度的显微组织，从拉伸凸缘性的观点出发更优选含有15%以上，进一步优选含有20%以上。另一方面，如果贝氏体铁素体和贝氏体的体积分率合计超过50%，则屈服应力过度提高、形状冻结性劣化，因此不优选。其中，贝氏体铁素体及贝氏体可以只含有其中任一方，也可以含有双方。

“新马氏体”

新马氏体使抗拉强度大大地提高，但另一方面成为断裂的起点，使低温下的深冲值大大地劣化，因此在钢板组织中以体积分率计优选限制到15%以下。为了提高低温下的深冲值，更优选使新马氏体的体积分率为10%以下，进一步优选为5%以下。

“回火马氏体”

回火马氏体是使抗拉强度大大地提高的组织，在钢板组织中也可以以体积分率计含有50%以下。从抗拉强度的观点出发，优选使回火马氏体的体积分率为10%以上。另一方面，如果钢板组织中所含的回火马氏体的体积分率超过50%，则屈服应力过度提高、形状冻结性劣化，因此不优选。

“其它”

在本发明的高强度钢板的钢板组织中，也可以含有粗大的渗碳体等除上述以外的组织。但是，如果钢板组织中粗大的渗碳体增多则弯曲性劣化。因此，钢板组织中所含的粗大的渗碳体的体积分率优选为10%以下，更优选为5%以下。

本发明的高强度钢板的钢板组织中所含的各组织的体积分率例如可以通过以下所示的方法测定。

关于残余奥氏体的体积分率，可以对与钢板的板面平行的位于1/8厚～3/8厚的范围内的任意面进行X射线衍射试验，算出残余奥氏体的面积分率，将其视作体积分率。

其中，1/8厚～3/8厚的范围内的显微组织的均质性高，只要对充分宽的区域进行测定，则无论在1/8厚～3/8厚的何处测定，都可得到代表1/8厚～3/8厚的范围的显微组织分率。具体而言，优选在与钢板的板面平行的1/4厚的面中、在250000平方μm以上的范围内进行X射线衍射试验。

此外，除去残余奥氏体的显微组织（铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体、珠光体、新马氏体）的分率可以通过用电子显微镜对1/8厚～3/8厚的范围进行观察来测定。具体而言以与母材钢板的板面垂直、且与轧制方向（压下方向）平行的面作为观察面采取试料，对观察面进行研磨及硝酸乙醇腐蚀。然后，用场发射型扫描式电子显微镜（FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope）在以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内观察，测定面积分率。在此情况下，例如，在1/8厚～3/8厚的范围内，对相互间隔1mm以上设定的3个以上视野进行电子显微镜观察。然后，算出观察面积的合计为5000平方μm以上的范围内的铁素体等各组织的面积分率，将其视作1/8厚～3/8厚的范围内的各组织的体积分率。

铁素体是块状的晶粒，是在内部没有长径为100nm以上的铁系碳化物的区域。其中，铁素体的体积分率是在最高加热温度下残存的铁素体和在铁素体相变温度区域新生成的铁素体的体积分率之和。

贝氏体铁素体是板条状的晶粒的集合，在板条的内部不含有长径为20nm以上的铁系碳化物。

贝氏体是板条状的晶粒的集合，在板条的内部具有多个长径为20nm以上的铁系碳化物，而且这些碳化物属于单一变形，即属于沿同一方向伸长的铁系碳化物组。这里，沿同一方向伸长的铁系碳化物组是指铁系碳化物组的伸长方向的差异在5°以内。

回火马氏体是板条状的晶粒的集合，在板条的内部具有多个长径为20nm以上的铁系碳化物，而且这些碳化物属于多个变形，即属于沿不同方向伸长的多个铁系碳化物组。

其中，通过采用FE-SEM观察板条状晶粒内部的铁系碳化物，研究其伸长方向，能够容易地区别贝氏体和回火马氏体。

此外，新马氏体及残余奥氏体在硝酸乙醇腐蚀中没有被充分腐蚀。因此，在利用FE-SEM的观察中可与上述组织（铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体、回火马氏体）明确地区别。

因此，新马氏体的体积分率可作为通过FE-SEM观察的未被腐蚀的区域的面积分率与通过X射线测定的残余奥氏体的面积分率的差分来求出。

（镀锌层）

此外，在本发明中，可以形成在高强度钢板表面形成有镀锌层的耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。镀锌层也可以被合金化。在高强度钢板表面形成有镀锌层时具有优异的耐蚀性。此外，在高强度钢板的表面形成有合金化的镀锌层时具有优异的耐蚀性，而且涂料的密合性也优异。此外，在镀锌层或合金化镀锌层也可以作为杂质含有Al。

合金化镀锌层也可以含有Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM中的1种或2种以上，或者也可以混入有这些元素。合金化镀锌层即使含有或混入有上述元素中的1种或2种以上，也不损害本发明的效果，有时还优选利用其含量来改善耐蚀性或加工性等。

对于镀锌层或合金化镀锌层的附着量不设置特别的制约，但从耐蚀性的观点出发优选为20g/m²以上，从经济性的观点出发优选为150g/m²以下。此外，使镀锌层或合金化镀锌层的平均厚度为1.0μm以上且50μm以下。在低于1.0μm时得不到充分的耐蚀性。优选为2.0μm以上。另一方面，在超过50.0μm时不经济，损害钢板的强度，因此不优选。从原料成本的观点出发，合金化镀锌层的厚度越薄越好，优选为30.0μm以下。

关于镀层的平均厚度，将钢板的与轧制方向平行的板厚截面加工成镜面，用FE-SEM进行观察，在钢板的表面和背面各测定5处、合计10处的镀层厚度，将其平均值作为镀层厚度。

其中，在实施合金化处理时，为确保良好的耐断裂性，使合金化镀锌层的铁含量为8.0%以上、优选为9.0%以上。此外，为确保良好的耐粉化性，使合金化镀锌层中的铁含量为12.0%以下，优选为11.0%以下。

此外，在本发明中，也可以在上述镀锌层或合金化的镀锌层的表面形成有由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的皮膜。由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的皮膜在加工钢板时能够作为润滑剂发挥功能，能够保护形成于钢板表面上的镀锌层。

（制造方法）

接着，对制造本发明的高强度钢板的方法进行详细说明。

在制造本发明的高强度钢板时，首先铸造具有上述化学成分（组成）的板坯。

作为供于热轧的板坯，可以采用连续铸造板坯或利用薄板坯铸造机等制造的板坯。本发明的高强度钢板的制造方法适合于铸造后立即进行热轧的连铸-直接轧制（CC-DR）这样的工艺。

（热轧工序）

在热轧工序中，为使铸造时生成的Ti系的夹杂物充分熔化，使Ti均等地固溶在钢中，需要使板坯加热温度在1210℃以上，优选在1225℃以上。此外，如果板坯加热温度过低，则精轧温度低于Ar₃相变点。其结果是，在铁素体及奥氏体的双相区进行轧制，热轧板组织成为非均质的混粒组织，即使经过冷轧工序及连续退火工序也不能消除非均质的组织，成为延展性或弯曲性差的钢板。此外，板坯加热温度的下降导致过度增加轧制载荷，有使轧制变得困难或导致轧制后的钢板的形状不良的担心。板坯加热温度的上限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但使加热温度过度地为高温，在经济上并不优选，因此优选使板坯加热温度的上限为1350℃以下。

其中，Ar₃相变点通过下式来计算。

Ar₃＝901－325×C＋33×Si－92×（Mn＋Ni/2＋Cr/2＋Cu/2＋Mo/2）＋52×Al

在上述式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Al为各元素的含量[质量%]。不含有的元素以0计算。

在本发明中，在加热至上述板坯加热温度后，至少在1100～1000℃的温度范围内，在满足下述（式1）的条件下实施压下。在（式1）中，i表示道次数，Ti表示第i道次的加工温度，ti表示从第i道次到第i＋1道次的经过时间，εi表示第i道次的压下率。

数学式2

$1.0\≤{\left\{{\mathrm{\Σ}}_{i=1}^n\right[{\{-97.2+5.47\·{(T_{i+1}+T_i)}^{1/2}-0.067\·(T_{i+1}+T_i)\}}^2\·\exp (-\frac{20800}{T_{i+1}+T_i})\·t_i\·{\mathrm{\ϵ}}_i^{1/2}\left]\right\}}^{1/2}\≤5.0$ （式1）

为了抑制粗大的Ti氮化物或Al氮化物的生成、制造含有微细的TiN粒子的钢板，需要通过1100～1000℃的温度范围的热轧向钢中大量导入Ti氮化物的生成点即位错。但是，在1100～1000℃的温度范围下，通过加工导入的位错容易由于Fe原子的扩散而消失。因此，需要在相对短的时间内连续地进行可得到充分导入位错的应变量的加工（压下）。也就是说，使道次数为多个，使邻接的道次间的经过时间为短时间，同时需要适当控制各道次中的加工温度及压下率。

在热轧工序中，可以在从加热炉中取出板坯后，在直到将850℃或Ar₃温度中的高的一方作为下限的轧制结束温度的温度区域内进行任意道次数的压下。该热轧中的在从1100℃到1000℃的范围内进行的压下对成为问题的TiN及AlN粒子的分散状态有较强的影响，因此采用（式1）规定该温度范围下的热轧条件。

在超1100℃的温度范围内施加的压下由于变形时导入的位错立刻消失，因此不作为TiN的析出点发挥作用，对成为问题的TiN及AlN粒子的分散状态没有影响。另一方面，可成为粗大的TiN及AlN的粒子的核生成直到在低于1000℃的范围内实施轧制时才结束，之后（低于1000℃的温度范围）的轧制对成为问题的TiN及AlN粒子的分散状态没有影响。

通常，在从加热炉中取出到轧制结束之间实施8～25道次的轧制。在1100℃～1000℃的范围内施加的压下为2～10道次。通常该温度范围内的压下从板厚为200～500mm开始轧制到10～50mm。板宽一般为500～2000mm。其中，钢板的温度为表面的温度，其测定方法没有关系，例如也可以采用热电偶直接测定。

在（式1）中，具体而言，例如，道次数i可以为2～10的范围，优选为5～8的范围。从第i道次到第i＋1道次的经过时间可以为2～300秒的范围，优选为5～180秒的范围，更优选为10～120秒的范围。

此外，1100～1000℃的温度范围内的热轧中的最初的道次即第1道次的加工温度可以为1100～1050℃的范围，优选为1090～1065℃的范围。第i道次的压下率可以为5～50%的范围，优选为15～35%的范围。

（式1）是表示TiN粒子的生成行为的经验式，是通过用应变量ε代表伴随加工导入的位错的量，用表示粒子生成的驱动力的多项式的项、表示原子的扩散系数的exp项和时间t的积表示原子的扩散距离，然后将它们相乘而得到的。如果（式1）所示的值低于1.0，则TiN的生成不充分，固溶N残留至热轧到1000℃时，生成粗大的AlN。另一方面，如果（式1）所示的值超过5.0，则TiN的生成过度活跃，TiN的粗大化进展，反而损害特性。

在本发明中，由于通过至少在1100～1000℃的温度范围内、在满足上述（式1）的条件下进行压下，可将邻接的多个道次间的经过时间控制在比较短的时间，同时适当控制各道次中的加工温度及压下率，因此能够向钢中大量导入成为Ti氮化物的生成点的位错，能够在钢中生成微细的Ti氮化物。其中，对于在超过1100℃的温度范围内施加的压下及在低于1000℃的温度范围内施加的压下没有特别的限定。例如，在超过1100℃的温度范围内，可以在满足上述（式1）的条件下进行压下，也可以在不满足上述（式1）的条件下进行压下。或者，在超过1100℃的温度范围内也可以不进行压下。同样，在低于1000℃的温度范围内，可以在满足上述（式1）的条件下进行压下，也可以在不满足上述（式1）的条件下进行压下。

在本发明中，至少在1100～1000℃的温度范围内、在满足上述（式1）的条件下进行了热轧，然后在800℃和Ar₃相变点中的高的一方的温度以上且970℃以下的精轧温度下结束，在750℃以下的温度区域内进行卷取。其中，精轧后的板厚例如为2mm～10mm。如果精轧温度低于800℃，则有精轧时的轧制载荷增高，热轧变得困难，或导致热轧后得到的热轧钢板的形状不良的担心。此外，如果精轧温度低于Ar₃相变点，则热轧成为铁素体及奥氏体的双相区轧制，有可能热轧钢板的组织成为非均质的混粒组织。另一方面，如果精轧温度的上限为970℃以上，则TiN的生成不充分，有剩余的N与Al生成氮化物的可能性。

在本发明中，在热轧工序中，由于在1100～1000℃的温度范围内，在满足上述（式1）的条件下实施热轧，在800℃和Ar₃相变点中的高的一方的温度以上且970℃以下的热精轧温度下结束，因此能够抑制在1100～1000℃的温度范围内生成粗大的Ti氮化物，同时能够在1000℃～到热精轧温度之间生成微细的TiN粒子。其结果是，最终得到的高强度钢板具有优异的耐冲击特性。

为了防止因形成于热轧钢板的表面上的氧化物的厚度过度增大而使酸洗性劣化，使卷取温度为750℃以下。为了进一步提高酸洗性，卷取温度优选为720℃以下，更优选为700℃以下。

另一方面，如果卷取温度低于500℃则热轧钢板强度过度提高，冷轧变得困难，因此卷取温度优选为500℃以上。为减轻冷轧的负载，优选使卷取温度为550℃以上，更优选为600℃以上。

接着，对在上述温度区域内卷取的热轧钢板以15℃/小时以下的平均冷却速度进行冷却。由此，可推进钢板中固溶的Mn的分配，能够使残余奥氏体有选择性地残留在Mn的浓化区域，能够使残余奥氏体中的固溶Mn量增加。其结果是，最终得到的高强度钢板的残余奥氏体中的固溶Mn量为平均Mn量的1.1倍以上。越是高温越容易进行卷取后的Mn的分配。因此，特别是在从卷取温度到（卷取温度－50℃）的范围内，需要使钢板的冷却速度在15℃/小时以下。

接着，优选对如此制造的热轧钢板进行酸洗。由于酸洗的目的是为了除去热轧钢板表面的氧化物，因此对于提高钢板的镀覆性是重要的。此外，酸洗可以进行一次，也可以分多次进行。

（冷轧工序）

接着，为了使残余奥氏体具有各向同性优异的稳定的形状，进行对酸洗后的热轧钢板以30～75%的压下率进行冷轧的冷轧工序。如果压下率低于30%，则不能使残余奥氏体的形状稳定，最终得到的高强度钢板达不到残余奥氏体的平均纵横比为2.0以下。为了使残余奥氏体具有稳定的形状，冷轧工序中的压下率优选为40%以上，更优选为45%以上。另一方面，在压下率超过75%的冷轧中，冷轧载荷过于增大，冷轧困难。因此，压下率优选为75%以下。从冷轧载荷的观点出发，更优选压下率为70%以下。

其中，在冷轧工序中，对于轧制道次的次数、各轧制道次的压下率不需要特别规定也可发挥本发明的效果。

（连续退火工序）

接着，将冷轧工序后得到的冷轧钢板通过连续退火线，进行连续退火工序。在本发明中的连续退火工序中进行下述退火：在550～700℃的温度范围内以10℃/秒以下的平均加热速度进行加热，使最高加热温度为（Ac₁相变点＋40）～1000℃之间，在最高加热温度～700℃的温度范围内以1.0～10.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在700～500℃的温度范围内以5.0～200.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在350～450℃的温度范围下进行停留处理30～1000秒。由此，可得到本发明的高强度钢板。

在连续退火工序中，通过在550～700℃的温度范围内以10℃/秒以下的平均加热速度进行加热，冷轧钢板的再结晶充分进展，残余奥氏体的形状成为各向同性更优异的稳定的形状，最后残留的奥氏体成为接近球状的形状。如果550～700℃的温度范围内的平均加热速度超过10℃/秒，则不能使残余奥氏体的形状成为稳定的形状。

此外，在连续退火工序中的最高加热温度低于（Ac₁相变点＋40）℃时，钢板中熔化残留大量粗大的铁系碳化物，使成形性严重劣化，因此使最高加热温度为（Ac₁相变点＋40）℃以上。从成形性的观点出发，优选使最高加热温度为（Ac₁相变点＋50）℃以上，更优选为（Ac₁相变点＋60）℃以上。另一方面，如果最高加热温度超过1000℃，则促进原子的扩散，Si、Mn、Al的分配减弱，因此使最高加热温度为1000℃以下。为了控制残余奥氏体中的Si、Mn、Al量，最高加热温度优选为Ac₃相变点温度以下。

在最高加热温度～700℃的温度范围内，如果平均冷却速度超过10.0℃/秒则钢板中的铁素体分率容易变得不均匀，成形性劣化，因此使平均冷却速度的上限为10.0℃/秒。另一方面，在平均冷却速度低于1.0℃/秒时，大量生成铁素体及珠光体而得不到残余奥氏体，因此使平均冷却速度的下限为1.0℃/秒。为了得到残余奥氏体，优选使平均冷却速度为2.0℃/秒以上，更优选为3.0℃/秒以上。

在700～500℃的温度范围内，如果平均冷却速度低于5.0℃/秒，则大量生成珠光体和/或铁系碳化物，残余奥氏体不残留，因此使平均冷却速度的下限为5.0℃/秒以上。从此观点出发，平均冷却速度优选为7.0℃/秒以上，更优选为8.0℃/秒以上。另一方面，平均冷却速度的上限不需要特别限定也可发挥本发明的效果，但在平均冷却速度超过200℃/秒时需要特殊的设备，从成本的观点出发使平均冷却速度的上限为200℃/秒。

另外，为了进行贝氏体相变、得到残余奥氏体，进行在350～450℃的温度范围内保持30～1000秒间的停留处理。如果停留时间短时则贝氏体相变不进展，C向残余奥氏体的浓化不充分，不能使残余奥氏体充分残留。从此观点出发，使停留时间的下限为30秒。停留时间优选为40秒以上，更优选为60秒以上。另一方面，如果停留时间过长则生成铁系碳化物，C作为该铁系碳化物被消耗掉，不能充分得到残余奥氏体，因此使停留时间为1000秒以下。从此观点出发，停留时间优选为800秒以下，更优选为600秒以下。

另外，在本发明中，通过在上述制造方法的连续退火工序中，在上述停留处理后实施电镀锌，在钢板表面形成镀锌层，也可以形成高强度镀锌钢板。

此外，在本发明中，通过在上述制造方法的连续退火工序中，在700～500℃的温度范围内的冷却后，在350～450℃的温度范围内的停留处理之前或在停留处理后，将钢板浸渍在镀锌液中，在所述钢板表面形成镀锌层，也可以形成高强度镀锌钢板。

由此，可得到在表面形成有镀锌层的耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板。

作为镀锌液，没有特别限定，即使在镀锌液中混入有Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM中的1种或2种以上也不损害本发明的效果，有时优选通过其量来改善耐蚀性或加工性等。此外，在镀锌液中也可以含有Al。在此情况下，优选使镀液中的Al浓度为0.05%以上且0.15%以下。

此外，合金化处理的温度优选为480～560℃，合金化处理的滞留时间优选为15～60秒。

另外，在将钢板浸渍在镀锌液中后，也可以实施将钢板再加热到460℃～600℃，并保持2秒以上以使镀锌层合金化的合金化处理。

通过进行如此的合金化处理，可在表面形成通过使镀锌层合金化而成Zn-Fe合金，可得到表面具有合金化的镀锌层的高强度镀锌钢板。

另外，也可以对这些高强度镀锌钢板的镀锌层或合金化的镀锌层表面赋予由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的皮膜。

在本实施方式中，优选在合金化处理后，在200～350℃的温度下滞留30～1000秒。由此，使钢板组织含有回火马氏体。

此外，在合金化处理后，替代在200～350℃的温度下滞留30～1000秒，而在通过将合金化处理后的钢板冷却到350℃以下生成马氏体后，再加热到350℃以上且550℃以下的温度范围，并滞留2秒以上，由此也可以生成回火马氏体。此外，将在连续退火工序中冷却到500℃以下的温度区域的钢板进一步冷却到350℃以下，在生成马氏体后进行再加热，并在400～500℃下滞留，由此也可在母材钢板的组织中生成回火马氏体。

需要说明的是，本发明并不限定于上述例子。

例如，为了提高镀层密合性，也可以对退火前的钢板实施由选自Ni、Cu、Co、Fe中的1种或多个种形成的镀层。

此外，在本实施方式中，也可以对退火后的钢板实施以形状矫正为目的表皮光轧。但是，如果退火后的压下率超过10%，则软质的铁素体部因加工硬化而使延展性大幅度劣化，因此优选使压下率为低于10%。

实施例

采用实施例对本发明进行详细说明。

铸造具有表1及表2中所示的A～AF的化学成分（组成）和表3中所示的BA～BC的化学成分（组成）的板坯，铸造后立即在表4～表7中所示的条件（板坯加热温度、轧制起始温度、1100～1000℃的温度范围内的热轧中的（式1）的值、热精轧温度）下进行热轧、冷却，在表4～表7中所示的卷取温度下进行卷取，以表4～表7中所示的平均冷却速度进行冷却，实施酸洗。然后，按表4～表7中所示的压下率实施冷轧。

表1

表4

表5

表6

表7

接着，在表8～表11中所示的条件下实施退火，制成实验例1～108、201～208的钢板。在退火工序中，在550～700℃的温度范围内以表6～表8中所示的平均加热速度进行加热，在加热到表8～表11中所示的最高加热温度后，在最高加热温度～700℃的温度范围内以表8～表11中所示的平均冷却速度（冷却速度1）进行冷却，在700～500℃的温度范围内以表8～表11中所示的平均冷却速度（冷却速度2）进行冷却，在350～450℃的温度范围下进行以表8～表11中所示的时间停留的停留处理，然后冷却到室温。

表8

表9

表10

表11

在冷却到室温后，在实验例6～20、实验例70～108中实施0.15%的冷轧，在实验例23中实施1.50%的冷轧，在实验例28中实施1.00%的冷轧，在实验例31～55中实施0.25%的冷轧。

此外，在实验例34、44、78、81中，在退火工序后用电镀线实施电镀，形成电镀锌钢板。

在实验例19、24、84中，在以冷却速度2冷却到500℃后，在直到冷却至350～450℃的温度范围的期间浸渍在镀锌液中，形成热浸镀锌钢板。

此外，在实验例29、87中，在350～450℃的温度范围内的停留处理后，在浸渍在镀锌液中后冷却到室温，形成热浸镀锌钢板。

在实验例4、14、75中，在以冷却速度2冷却到500℃后，在直到冷却至350～450℃的温度范围的期间浸渍在镀锌液中，另外在表8～表11中所示的合金化温度下保持30秒、实施合金化处理，形成合金化热浸镀锌钢板。

此外，在实验例9、58、72中，在350～450℃的温度范围内的停留处理后浸渍在镀锌液中，另外在表8～表11中所示的合金化温度下保持30秒、实施合金化处理，形成合金化热浸镀锌钢板。

此外，在实验例14及72中，对镀锌层的表面赋予由含磷的复合氧化物构成的皮膜。

其中，表8～表11中所示的“CR”是指冷轧钢板，“GA”是指合金化热浸镀锌钢板，“GI”是指热浸镀锌钢板，“EG”是指电镀锌钢板。

对实验例1～108、201～208的钢板中的从1/8厚到3/8厚的范围内的显微组织进行观察，测定体积分率。其结果示于表12～表15。在表12～表15中“F”是指铁素体，“B”是指贝氏体，BF”是指贝氏体铁素体，“TM”是指回火马氏体，“M”是指新马氏体，“残余γ”是指残余奥氏体。

关于显微组织分率中的残余奥氏体量，切出板厚截面，对研磨成镜面的截面用并设在场发射型扫描式电子显微镜（FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope）中的电子背散射（EBSD：ElectronBackScattaringDiffraction）分析仪进行测定，其它通过对研磨成镜面的截面进行硝酸乙醇腐蚀，用FE-SEM进行观察来求得。

表12

表13

表14

表15

此外，作为残余奥氏体（γ）的平均纵横比（γ纵横比），将在上述的通过EBSD分析仪得到的残余奥氏体的图像中，从大的一方测定20个残余奥氏体的纵横比所得的结果，与制作用于观察与板表面平行的1/4厚的面的试验片，同样地进行EBSD分析并从大的一方测定20个残余奥氏体的纵横比所得的结果相加，求出40个残余奥氏体的纵横比的平均值。

此外，作为TiN粒子的平均粒径（TiN平均尺寸），从观察了显微组织的体积分率的一面，用萃取复型法制作透射型电子显微镜（TEM）用的试样，通过TEM测定10个TiN的粒径（当量圆直径），得到其平均值。

作为粒径为1μm以上的AlN粒子的密度，在观察了显微组织的体积分率的面中，通过FE-SEM观察10.0mm²的范围的夹杂物，测定当量圆直径超过1.0μm的夹杂物的组成，计数确认为AlN的夹杂物的个数，求出密度。

残余奥氏体中的固溶Mn量（WMnγ）与平均Mn量（WMn）之比（WMnγ/WMn）通过用以下所示的方法测定WMn和WMnγ来求出。

即，在求出了显微组织分率的观察面中，在与EBSD分析相同的范围内进行EPMA分析，从得到的Mn浓度图像求出WMn，再通过重叠Mn浓度图像和残余奥氏体图像，只提取残余奥氏体中的Mn浓度的测定值，计算其平均值得到WMnγ。

表16～表19中示出用以下所示的方法评价实验例1～108、201～208的钢板特性的结果。

从实验例1～108、201～208的钢板采取按照JISZ2201的拉伸试验片，根据JISZ2241进行拉伸试验，测定屈服应力“YS”、抗拉强度“TS”、总伸长率“EL”。

此外，进行用于评价凸缘性的扩孔试验（JFST1001），算出拉伸凸缘性的指标即扩孔极限值“λ”。

此外，将同样的拉伸试验片浸渍在加入了液体氮的乙醇中，冷却到－60℃，取出后立即进行拉伸试验，求出断裂部的深冲比（深冲值）。

表16

表17

表18

表19

如表16～表19所示，实验例1～108、201～208中作为本发明的实施例的实验例的全部抗拉强度为900MPa以上，且深冲值的结果高达20%以上，耐冲击特性优异。

与此相对，实验例1～108中作为比较例的实验例的抗拉强度低于900MPa、和/或深冲值的结果低，不是高强度且耐冲击特性优异的例子。

此外，实验例14及72是对镀锌层的表面赋予了由含磷的复合氧化物构成的皮膜的例子，其得到了良好的特性。

实验例5是热轧前的板坯加热温度低的例子，其残存粗大的TiN，低温下的深冲值为劣位。

实验例10是（式1）的值大的例子，其存在粗大的TiN，实验例59是（式1）的值小的例子，其存在粗大的AlN。实验例10及实验例59的低温下的深冲值为劣位。

实验例15是热轧的热精轧温度低的例子，其显微组织为沿一个方向伸长的非均质的组织，因此延展性、拉伸凸缘性、低温下的深冲值为劣位。

实验例20是热轧后卷取高的例子，其显微组织非常粗大，因此延展性、拉伸凸缘性、低温下的深冲值为劣位。

实验例25卷取后的平均冷却速度高，WMnγ/WMn低，Mn向残余奥氏体的浓化不充分，低温下的深冲值为劣位。

实验例30冷轧的压下率小，残余奥氏体的纵横比（γ纵横比）大，因此低温下的深冲值为劣位。

实验例35退火的平均加热速度高，残余奥氏体的纵横比（γ纵横比）大，因此低温下的深冲值为劣位。

实验例40是退火中的最高加热温度低的例子，其含有大量成为断裂起点的粗大的铁系碳化物，因此延展性、拉伸凸缘性及低温下的深冲值为劣位。

实验例45达到700℃的冷却速度过高，没有得到足够的软质组织，因此延展性及低温下的深冲值为劣位。

实验例50的冷却速度1过低，生成粗大的碳化物，没有充分得到硬质组织，因此强度为劣位，延展性、拉伸凸缘性及低温下的深冲值为劣位。

实验例54在350～450℃下的停留时间短，残余奥氏体少，因此延展性及低温下的深冲值为劣位。

实验例55在350～450℃下的停留时间长，残余奥氏体少且生成粗大的碳化物，因此延展性及低温下的深冲值为劣位。

实验例60的冷却速度2低，生成粗大的碳化物，因此延展性、拉伸凸缘性、低温下的深冲值为劣位。

实验例103～108是化学成分脱离规定范围的例子，其都没有得到充分的低温下的深冲值。

Claims (12)

1.一种耐冲击特性优异的高强度钢板，其特征在于，

其组成以质量％计为C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.050％、S：0.0001～0.0050％、Al：0.001～0.050％、Ti：0.0010～0.0150％、N：0.0001～0.0050％及O：0.0001～0.0030％，剩余部分由铁及不可避免的杂质组成；

所述钢板在以板厚的1/4为中心的1/8厚～3/8厚的范围内，具备以体积分率计含有1～8％的残余奥氏体，所述残余奥氏体的平均纵横比为2.0以下，且所述残余奥氏体中的固溶Mn量为平均Mn量的1.1倍以上，并含有平均粒径为0.5μm以下的TiN粒子且粒径为1μm以上的AlN粒子的密度为1.0个/mm²以下的钢板组织；

所述钢板的最大抗拉强度为900MPa以上。

2.根据权利要求1所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，

所述钢板组织在母材钢板的1/8厚～3/8厚的范围内，以体积分率计含有10～75％以下的铁素体、合计10～50％的贝氏体铁素体和贝氏体中的任一方或双方以及10～50％以下的回火马氏体；

将珠光体以体积分率计限制到5％以下，将新马氏体以体积分率计限制到15％以下。

3.根据权利要求1所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其进一步含有Nb、V、B、Cr、Ni、Cu、Mo、W、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、除Ce以外的REM中的1种或2种以上；并且，各元素的含量以质量％计为Nb：0.0010～0.0150％、V：0.010～0.150％、B：0.0001～0.0100％、Cr：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、W：0.01～1.00％、以及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、除Ce以外的REM：合计0.0001～0.5000质量％。

4.根据权利要求1所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，在表面形成有镀锌层。

5.根据权利要求4所述的耐冲击特性优异的高强度钢板，其中，在所述镀锌层的表面形成有由磷氧化物和/或含磷的复合氧化物构成的皮膜。

6.一种耐冲击特性优异的高强度钢板的制造方法，其具备以下工序：

热轧工序，该工序中，将组成以质量％计为C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.050％、S：0.0001～0.0050％、Al：0.001～0.050％、Ti：0.0010～0.0150％、N：0.0001～0.0050％、O：0.0001～0.0030％，剩余部分由铁及不可避免的杂质组成的板坯加热至1210℃以上，在至少1100～1000℃的温度范围内在满足下述(式1)的条件下进行压下，在800℃和Ar₃相变点中的高的一方的温度以上且970℃以下的热精轧温度下结束压下，在750℃以下的温度区域进行卷取，以15℃/小时以下的平均冷却速度进行冷却；

冷轧工序，该工序中，在所述热轧工序后以30～75％的压下率进行冷轧；和

连续退火工序，该工序中，在所述冷轧工序后，进行下述退火：在550～700℃的温度范围内以10℃/秒以下的平均加热速度进行加热，使最高加热温度为(Ac₁相变点+40)～1000℃之间，在最高加热温度～700℃的温度范围内以1.0～10.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在700～500℃的温度范围内以5.0～200.0℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在350～450℃的温度范围内停留处理30～1000秒，

$1.0\≤{\{{\mathrm{\Σ}}_{i=1}^n\[{\{-97.2+5.47\·{(T_{i+1}+T_i)}^{1/2}-0.067\·(T_{i+1}+T_i)\}}^2\·\exp (-\frac{20800}{T_{i+1}+T_i})\·t_i\·{\mathrm{\ϵ}}_i^{1/2}\]\}}^{1/2}\≤5.0$

(式1)

(式1)中，i表示道次数、Ti表示第i道次的加工温度、ti表示从第i道次到第i+1道次的经过时间、εi表示第i道次的压下率。

7.根据权利要求6所述的耐冲击特性优异的高强度钢板的制造方法，其中，所述板坯进一步含有Nb、V、B、Cr、Ni、Cu、Mo、W、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、除Ce以外的REM中的1种或2种以上；并且，各元素的含量以质量％计为Nb：0.0010～0.0150％、V：0.010～0.150％、B：0.0001～0.0100％、Cr：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、W：0.01～1.00％、以及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、除Ce以外的REM：合计0.0001～0.5000质量％。

8.一种耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在权利要求6所述的制造方法的连续退火工序中，通过在停留处理后实施电镀锌而在所述钢板表面上形成镀锌层。

9.一种耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在权利要求6所述的制造方法的连续退火工序中，在700～500℃的温度范围内进行冷却后，在350～450℃的温度范围内进行停留处理前或在所述停留处理后，将所述钢板浸渍在镀锌液中，在所述钢板的表面上形成镀锌层。

10.根据权利要求9所述的耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在浸渍在所述镀锌液中后，将所述钢板再加热到460～600℃，保持2秒以上，使所述镀锌层合金化。

11.根据权利要求9所述的耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在形成所述镀锌层后，对该镀锌层的表面赋予由含有磷氧化物和磷中的任一方或双方的复合氧化物构成的皮膜。

12.根据权利要求10所述的耐冲击特性优异的高强度镀锌钢板的制造方法，其中，在使所述镀锌层合金化后，对该合金化的镀锌层的表面赋予由含有磷氧化物和磷中的任一方或双方的复合氧化物构成的皮膜。