CN113195761A - 成形性及耐冲击性优异的高强度钢板以及成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法 - Google Patents

成形性及耐冲击性优异的高强度钢板以及成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法 Download PDF

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樱田荣作
佐野幸一
横山卓史
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Abstract

以质量％计由C：0.080～0.500％、Si：2.50％以下、Mn：0.50～5.00％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、Al：0.001～2.500％、N：0.0150％以下、O：0.0050％以下、剩余部分：Fe及不可避免的杂质构成、且满足规定的式子的钢板距离表面为1/8t～3/8t的区域的显微组织以体积％计包含针状铁素体20％以上、含有残余奥氏体的岛状硬质组织20％以上，并限制为：残余奥氏体2％以上且25％以下、块状铁素体20％以下，岛状硬质组织的当量圆直径为1.5μm以上的硬质区域的长宽比的平均为2.0以上，当量圆直径低于1.5μm的硬质区域的长宽比的平均低于2.0，当量圆直径低于1.5μm的硬质区域的个数密度的平均为1.0×1010个·m‑2以上，岛状硬质组织的个数密度的最大及最小个数密度之比为2.5以下。

Description

成形性及耐冲击性优异的高强度钢板以及成形性及耐冲击性 优异的高强度钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及成形性及耐冲击性优异的高强度钢板以及成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法。
背景技术
近年来，对于汽车，为了将车体轻量化而提高燃料效率、降低二氧化碳的排放量，另外，为了在碰撞时吸收碰撞能量而确保乘客的保护和安全，大多使用高强度钢板。
但是，一般，由于若将钢板高强度化，则成形性(延展性、扩孔性等)降低，变得难以加工成复杂的形状，因此谋求成形性(延展性、扩孔性等)和可确保耐冲击性的强度的兼顾并不简单，迄今为止，提出了各种技术。
例如，在专利文献1中公开了一种技术，其中，在780MPa级以上的高强度钢板中，将钢板组织以占积率计设定为铁素体：5～50％、残余奥氏体：3％以下、剩余部分：马氏体(平均长宽比：1.5以上)来改善强度-伸长率平衡及强度-拉伸凸缘平衡。
在专利文献2中公开了一种技术，其中，在高张力热浸镀锌钢板中，形成由平均结晶粒径为10μm以下的铁素体、20体积％以上的马氏体及其他的第二相构成的复合组织来改善耐蚀性和耐二次加工脆性。
在专利文献3及8中公开了一种技术，其中，将钢板的金属组织制成铁素体(软质组织)与贝氏体(硬质组织)的复合组织，从而即使为高强度也确保高伸长率。
在专利文献4中公开了一种技术，其中，在高强度钢板中，形成以占积率计铁素体为5～30％、马氏体为50～95％、铁素体的平均粒径以当量圆直径计为3μm以下、马氏体的平均粒径以当量圆直径计为6μm以下的复合组织来改善伸长率及拉伸凸缘性。
在专利文献5中公开了一种技术，其中，在由奥氏体向铁素体的相变中的相界面中，主要通过在晶界扩散中产生的析出现象(相间界面析出)来控制析出分布，以所析出的析出强化铁素体作为主相来谋求强度与伸长率的兼顾。
在专利文献6中公开了一种技术，其中，将钢板组织制成铁素体单相组织，将铁素体以微细碳化物强化来兼顾强度和伸长率。在专利文献7中公开了一种技术，其中，在高强度薄钢板中，在铁素体相、贝氏体相及马氏体相与奥氏体晶粒的界面处将具有所需的C浓度的奥氏体晶粒设定为50％以上来确保伸长率和扩孔性。
近年来，为了将汽车大幅轻量化、同时提高耐冲击性，正在尝试使用590MPa以上的高强度钢，但就现有技术而言，成形性的提高是困难的，要求成形性(延展性、扩孔性等)优异的590MPa以上的高强度钢。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-238679号公报
专利文献2：日本特开2004-323958号公报
专利文献3：日本特开2006-274318号公报
专利文献4：日本特开2008-297609号公报
专利文献5：日本特开2011-225941号公报
专利文献6：日本特开2012-026032号公报
专利文献7：日本特开2011-195956号公报
专利文献8：日本特开2013-181208号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明鉴于在实现汽车的轻量化和耐冲击性的确保的拉伸最大强度(TS)为590MPa以上的高强度钢板中要求成形性的提高，课题是在TS为590MPa以上的高强度钢(包括锌镀覆钢板、锌合金镀覆钢板、合金化锌镀覆钢板、合金化锌合金镀覆钢板)中谋求成形性的提高，目的是提供解决该课题的高强度钢板及成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人等对解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果发现：如果将原材料钢板(热处理用钢板)的显微组织制成内包规定的碳化物的板条组织，并实施所需的热处理，则能够在热处理后的钢板中形成兼具高强度和耐冲击性的成形性优异的显微组织。
本发明是基于上述认识而进行的，其主旨如下。
〔1〕一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，其成分组成以质量％计由
C：0.080～0.500％、
Si：2.50％以下、
Mn：0.50～5.00％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
Al：0.001～2.000％、
N：0.0150％以下、
O：0.0050％以下、
剩余部分：Fe及不可避免的杂质构成，并且满足下述式(1)，其中，
距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织以体积％计包含
针状铁素体：20％以上、
由马氏体、回火马氏体及残余奥氏体中的1种或2种以上构成的岛状硬质组织：20％以上，
并限制为：
残余奥氏体：2％以上且25％以下，
块状铁素体：20％以下、
珠光体和/或渗碳体：合计为5％以下，
在上述岛状硬质组织中，当量圆直径为1.5μm以上的硬质区域的长宽比的平均为2.0以上，当量圆直径低于1.5μm的硬质区域的长宽比的平均低于2.0，
上述当量圆直径低于1.5μm的硬质区域的每单位面积个数密度(以下也简称为“个数密度”。)的平均为1.0×1010个·m-2以上，并且，在3个以上的视野中，分别在5.0×10-10m2以上的面积中求出岛状硬质组织的个数密度时，其最大个数密度与最小个数密度之比为2.5以下。
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 (1)
[元素]：元素的质量％
〔2〕本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成进一步以质量％计包含
Ti：0.300％以下、
Nb：0.100％以下、
V：1.00％以下中的1种或2种以上。
〔3〕本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成进一步以质量％计包含
Cr：2.00％以下、
Ni：2.00％以下、
Cu：2.00％以下、
Mo：1.00％以下、
W：1.00％以下、
B：0.0100％以下中的1种或2种以上。
〔4〕本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成进一步以质量％计包含
Sn：1.00％以下、
Sb：0.200％以下中的1种或2种。
〔5〕本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，上述成分组成进一步以质量％计包含合计0.0100％以下的Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM中的1种或2种以上。
〔6〕本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，在上述高强度钢板的一面或两面具有锌镀层或锌合金镀层。
〔7〕本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，上述锌镀层或锌合金镀层为合金化镀层。
〔8〕一种本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对热处理用钢板实施正式热处理工序，
其中，所述热处理用钢板是通过实施下述工序得到的，所述工序为：
将含有本发明的成分的铸坯加热至1080℃以上且1300℃以下后，实施从最高加热温度至1000℃为止的温度区域中的热轧条件满足式(A)、进而将轧制完成温度设定为975℃～850℃的区间的热轧的热轧工序；
从热轧完成至600℃为止的冷却条件满足下述式(2)、并且达到600℃后至开始后述的中间热处理为止每隔20℃算出的温度变化过程满足下述式(3)的冷却工序，所述式(2)表示将从轧制完成温度至600℃为止的温度15等分的各温度域中的相变进行程度的总和；
实施压下率为80％以下的冷轧的冷轧工序；以及
将650℃～(Ac3-40)℃的温度域的平均加热速度设定为30℃/秒以上而加热至(Ac3-30)℃～(Ac3+100)℃的温度，将该加热温度～(最高加热温度-10)℃的温度域中的滞留时间限制为100秒以下，接着，从加热温度起进行冷却时，将750℃～450℃的温度域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上而进行冷却的中间热处理工序，
在所述正式热处理工序中，
将450℃～650℃下的温度变化过程设定为满足下述式(B)的范围，接着，将650℃～750℃下的温度变化过程设定为满足下述式(C)的范围而加热至(Ac1+25)℃～Ac3点的温度；
在加热温度下保持150秒以下；
在从加热保持温度起进行冷却时，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为10℃/秒以上，冷却至550℃～300℃的温度域；
将550℃～300℃的温度域中的滞留时间设定为1000秒以下；
进而，550℃～300℃的温度域中的滞留条件满足下述式(4)。
[数学式1]
Figure BDA0003111571800000051
n：从加热炉中取出后至达到1000℃为止的轧制道次数
hi：i道次后的最终板厚(也可称为最终板厚)[mm]
Ti：第i道次的轧制温度[℃]
ti：从第i道次的轧制至第i+1道次为止的经过时间[秒]
A＝9.11×107，B＝2.72×104：常数
[数学式2]
Figure BDA0003111571800000061
t(n)：第n个温度域中的滞留时间[秒]
元素符号：元素的质量％
Tf：热轧完成温度[℃]
[数学式3]
Figure BDA0003111571800000062
t1＝Δt1(n＝1)
Figure BDA0003111571800000063
C＝20.00-1.28·Si0.5-0.13·Mn0.5-0.47·Al0.5-1.20·Ti-2.50·Nb-0.82·Cr0.5-1.70·Mo0.5
Tn：从第n-1次的算出时刻至达到第n次的算出时刻为止的平均钢板温度[℃]
tn：关于第n次的算出时的碳化物的生长的有效总时间[小时]
Δtn：从第n-1次的算出时刻至达到第n次的算出时刻为止的经过时间[小时]
C：关于碳化物的生长速度的参数(元素符号：元素的质量％)
[数学式4]
a0＝1.00
Figure BDA0003111571800000071
K+log10a20≤3.20
Figure BDA0003111571800000072
其中，各化学组成表示添加量[质量％]。
F：常数、2.57
tn：从(440+10n)℃至(450+10n)℃为止的经过时间[秒]
K：式(3)中边的值
[数学式5]
Figure BDA0003111571800000073
M：常数、5.47×1010
N：式(B)左边的值
P：0.38Si+0.64Cr+0.34Mo
其中，各化学组成表示添加量[质量％]。
Q：2.43×104
tn：从(640+10n)℃至(650+10n)℃为止的经过时间[秒]
[数学式6]
Figure BDA0003111571800000074
T(n)：将滞留时间10等分时的第n个时间带中的钢板的平均温度
Bs点(℃)＝611-33[Mn]-17[Cr]-17[Ni]-21[Mo]-11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo]+5500[B]+240[Nb])/(8[C])
[元素]：元素的质量％
Bs<T(n)时，(Bs-T(n))＝0
t：550～300℃的温度域中的滞留时间的合计[秒]
〔9〕本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对上述正式热处理工序前的热处理用钢板实施压下率为15％以下的冷轧。
〔10〕本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，将上述正式热处理工序后的钢板加热至200℃～600℃而进行回火。
〔11〕本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对上述正式热处理工序或回火后的钢板实施压下率为2.0％以下的表皮光轧。
〔12〕一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
将通过本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在高强度钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
〔13〕一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
将在本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法中滞留于550℃～300℃的温度域的钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在高强度钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
〔14〕一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
在通过本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。
〔15〕一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
在通过本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。
〔16〕本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是制造本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
将上述锌镀层或锌合金镀层加热至400℃～600℃，对锌镀层或锌合金镀层实施合金化处理。
根据本发明，能够提供成形性及耐冲击性优异的高强度钢板。
附图说明
图1是表示本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法的概要的示意图。
图2A是本发明钢的组织影像图。
图2B是作为比较钢的一般的高强度复合组织钢的组织影像图。
图2C是关于作为比较钢的改善了特性的高强度复合组织钢(例如专利文献1)的组织影像图。
具体实施方式
为了制造本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，需要制造以下的热处理用钢板(以下有时称为“钢板a”。)，并对该热处理用钢板进行热处理。该热处理用钢板的成分组成以质量％计由
C：0.080～0.500％、
Si：2.50％以下、
Mn：0.50～5.00％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.010～2.000％、
N：0.0015％以下、
O：0.0050％以下、
剩余部分：Fe及不可避免的杂质构成，并且满足下述式(1)，其中，
距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织以体积％计包含
由马氏体、回火马氏体、贝氏体及贝氏体铁素体中的1种或2种以上构成、具有1.0×1010个/m2以上的当量圆直径为0.3μm以上的碳化物的板条组织：80％以上。
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 (1)
[元素]：元素的质量％
本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板(以下有时称为“本发明钢板A”。)的特征在于，其成分组成以质量％计由
C：0.080～0.500％、
Si：2.50％以下、
Mn：0.50～5.00％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.010～2.000％、
N：0.0015％以下、
O：0.0050％以下、
剩余部分：Fe及不可避免的杂质构成，并且满足下述式(1)，其中，
距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织以体积％计包含
针状铁素体：20％以上、
由马氏体、回火马氏体及残余奥氏体中的1种或2种以上构成的岛状硬质组织：20％以上，
并限制为：
残余奥氏体：2％以上且25％以下，
块状铁素体：20％以下，
在上述岛状硬质组织中，当量圆直径为1.5μm以上的硬质区域的长宽比的平均为2.0以上，当量圆直径低于1.5μm的硬质区域的长宽比的平均低于2.0，
上述当量圆直径低于1.5μm的硬质区域的每单位面积的个数密度(个数密度)的平均为1.0×1010个·m-2以上，并且，在3个以上的视野中，分别在5.0×10-10m2以上的面积中求出岛状硬质组织的个数密度时，其最大个数密度与最小个数密度之比为2.5以下。
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 (1)
[元素]：元素的质量％
本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板(以下有时称为“本发明钢板A1”。)的特征在于，
在本发明钢板A的一面或两面具有锌镀层或锌合金镀层。
本发明的成形性、韧性及焊接性优异的高强度钢板(以下有时称为“本发明钢板A2”。)的特征在于，
本发明钢板A1的锌镀层或锌合金镀层为合金化镀层。
上述的热处理用钢板的制造方法(以下有时称为“制造方法a”。)是制造钢板a的制造方法，其实施下述工序：
将钢板a的成分组成的铸坯加热至1080℃以上且1300℃以下后，实施从最高加热温度至1000℃为止的温度区域中的热轧条件满足上述式(A)、进而将轧制完成温度设定为975℃～850℃的区间的热轧的热轧工序；
从热轧完成至600℃为止的冷却条件满足表示将从轧制完成温度至600℃为止的温度15等分的各温度域中的相变进行程度的总和的上述式(2)、并且达到600℃后至开始后述的中间热处理为止每隔20℃算出的温度变化过程满足式(3)的冷却工序；
实施压下率为80％以下的冷轧的冷轧工序；以及
将650℃～(Ac3-40)℃的温度域的平均加热速度设定为30℃/秒以上而加热至(Ac3-30)℃～(Ac3+100)℃的温度，将该加热温度～(最高加热温度-10)℃的温度域中的滞留时间限制为100秒以下，接着，从加热温度起进行冷却时，将750℃～450℃的温度域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上而进行冷却的中间热处理工序。
本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法(以下有时称为“本发明制造方法A”。)的特征在于，实施下述的正式热处理工序：
将450℃～650℃下的温度变化过程设定为满足上述式(B)的范围，接着，将650℃～750℃下的温度变化过程设定为满足上述式(C)的范围，将钢板a加热至(Ac1+25)℃～Ac3点的温度，
在加热温度下保持150秒以下，
从加热保持温度起将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为10℃/秒以上而冷却至550℃～300℃的温度域，
将550℃～300℃的温度域中的滞留时间设定为1000秒以下，
进而，550℃～300℃的温度域中的滞留条件满足上述式(4)。
本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法(以下有时称为“本发明制造方法A1a”。)的特征在于，其是制造本发明钢板A1的制造方法，
将通过本发明制造方法A而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法(以下有时称为“本发明制造方法A1b”。)的特征在于，其是制造本发明钢板A1的制造方法，
将通过本发明制造方法A而制造、在550℃～300℃的温度域中滞留的钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法(以下有时称为“本发明制造方法A1c”。)的特征在于，其是制造本发明钢板A1的制造方法，
在通过本发明制造方法A而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。
本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法(以下有时称为“本发明制造方法A2”。)的特征在于，其是制造本发明钢板A2的制造方法，
将本发明钢板A1的锌镀层或锌合金镀层加热至400℃～600℃，对锌镀层或锌合金镀层实施合金化处理。
以下，对钢板a和其制造方法(制造方法a)及本发明钢板A、A1及A2和它们的制造方法(本发明制造方法A、A1a、A1b、A1c及A2)依次进行说明。
首先，对钢板a及本发明钢板A、A1、A2(以下有时总称为“本发明钢板”。)的成分组成的限定理由进行说明。以下，成分组成所涉及的％是指质量％。
成分组成
C：0.080～0.500％
C是有助于强度和耐冲击性的提高的元素。由于若C低于0.080％，则无法充分获得添加效果，因此C设定为0.080％以上。优选为0.100％以上，更优选为0.140％以上。
另一方面，由于若C超过0.500％，则铸造板坯脆化而变得容易开裂，生产率显著降低，因此C设定为0.500％以下。进而，由于大量的C会使焊接性劣化，因此从确保良好的点焊性的方面考虑，C优选为0.350％以下，更优选为0.250％以下。
Si：2.50％以下
Si是将铁系碳化物微细化、有助于强度和成形性的提高的元素，但也是使钢脆化的元素。由于若Si超过2.50％，则铸造板坯脆化而变得容易开裂，生产率显著降低，因此Si设定为2.50％以下。另外，Si是使Fe结晶脆化的元素，从确保耐冲击性的方面考虑，优选为2.20％以下，更优选为2.00％以下。
下限包含0％，但由于若降低至低于0.010％，则有时在贝氏体相变时生成粗大的铁系碳化物，强度及成形性降低，因此Si优选为0.005％以上。更优选为0.010％以上。
Mn：0.50～5.00％
Mn是提高淬透性、有助于强度的提高的元素。由于若Mn低于0.50％，则在退火的冷却过程中生成软质的组织，变得难以确保所需的强度，因此Mn设定为0.50％以上。优选为0.80％以上，更优选为1.00％以上。
另一方面，由于若Mn超过5.00％，则在铸造板坯的中央部Mn浓化，铸造板坯脆化而变得容易开裂，生产率显著降低，因此Mn设定为5.00％以下。另外，由于大量的Mn会使焊接性降低，因此从确保良好的点焊性的方面考虑，Mn优选为3.50％以下，更优选为3.00％以下。
P：0.100％以下
P是使钢脆化、另外使点焊中产生的熔融部脆化的元素。由于若P超过0.100％，则铸造板坯脆化而变得容易开裂，因此P设定为0.100％以下。从确保点焊部的强度的方面考虑，优选为0.040％以下，更优选为0.020％以下。
下限包含0％，但由于若将P降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性的下限。
S：0.0100％以下
S是形成MnS、阻碍延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲性等成形性或焊接性的元素。由于若S超过0.0100％，则成形性及焊接性显著降低，因此S设定为0.0100％以下。从确保良好的焊接性的方面考虑，优选为0.0070％以下，更优选为0.0050％以下。
下限包含0％，但由于若降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性的下限。
Al：0.001～2.000％
Al也是作为脱氧材发挥功能、另一方面使钢脆化、另外阻碍焊接性的元素。由于若Al低于0.001％，则无法充分获得脱氧效果，因此Al设定为0.001％以上。优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。
另一方面，由于若Al超过2.000％，则生成粗大的氧化物，铸造板坯变得容易开裂，因此Al设定为2.000％以下。从确保良好的焊接性的方面考虑，Al量优选为1.500％以下，进一步优选设定为1.100％以下。
N：0.0150％以下
N是形成氮化物、阻碍延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲性等成形性的元素，另外，是在焊接时成为气孔产生的原因、阻碍焊接性的元素。由于若N超过0.0150％，则成形性和焊接性降低，因此N设定为0.0150％以下。优选为0.0100％以下，更优选为0.0060％以下。
下限包含0％，但由于若将N降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性的下限。
O：0.0050％以下
O是形成氧化物、阻碍延展性、扩孔性、拉伸凸缘性及弯曲性等成形性的元素。由于若O超过0.0050％，则成形性显著降低，因此O设定为0.0050％以下。优选为0.0030％以下，更优选为0.0020％以下。
下限包含0％，但由于若将O降低至低于0.0001％，则制造成本大幅上升，因此在实用钢板方面，0.0001％为实质性的下限。
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 (1)
对于后述的热处理用钢板的制造，需要在中间热处理中使碳化物适度熔存、获得一定量以上的微细的碳化物。在碳化物过度容易熔化的情况下，由于在中间热处理中全部的碳化物消失，因此得不到规定的热处理用钢板。因此，需要满足由缓和碳化物的熔化速度的元素种的添加量构成的上述式(1)。
式(1)的左边：[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]：1.00以上
在上述式(1)的左边，[元素]为元素的质量％，各[元素]的系数为将在本发明钢板a的制造工序中Si抑制碳化物的熔化、有助于最终制品的正式热处理后的钢板的强度、成形性及耐冲击性的平衡的提高的贡献度设定为1、将该Si的贡献度1与各元素的贡献度进行比较时的比率。
在钢板的成分组成中，若上述式(1)的左边低于1.00，则在热处理用钢板中未生成充分的碳化物，正式热处理后的钢板的特性劣化。为了在热处理用钢板中充分地使碳化物残存、改善特性，需要将上述式(1)的左边设定为1.00以上。优选为1.25以上，更优选为1.50以上。
上述式(1)的左边的上限由于由各元素的上限规定，因此没有限定，但由于若过度提高上述式(1)的左边的值，则热处理用钢板中的碳化物的尺寸过度粗大化，进而，即使在之后的热处理工序中，有时也残存粗大的碳化物，反而有可能钢板的特性降低，因此上述式(1)的左边优选为4.00以下，更优选为3.60以下。
本发明热处理用钢板及本发明高强度钢板的成分组成含有上述成分，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。除了上述元素以外，为了特性提高，也可以包含以下的元素来代替Fe的一部分。
Ti：0.300％以下
Ti是通过利用析出物的强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒化强化及由再结晶的抑制带来的位错强化而有助于钢板强度的提高的元素。由于若Ti超过0.300％，则碳氮化物大量析出，成形性降低，因此Ti优选为0.300％以下。更优选为0.150％以下。
下限包含0％，但为了充分获得Ti的强度提高效果，优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。
Nb：0.100％以下
Nb是通过利用析出物的强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒化强化及由再结晶的抑制带来的位错强化而有助于钢板强度的提高的元素。由于若Nb超过0.100％，则碳氮化物大量析出，成形性降低，因此Nb优选为0.100％以下。更优选为0.060％以下。
下限包含0％，但为了充分获得Nb的强度提高效果，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。
V：1.00％以下
V是通过利用析出物的强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒化强化及由再结晶的抑制带来的位错强化而有助于钢板强度的提高的元素。由于若V超过1.00％，则碳氮化物大量析出，成形性降低，因此V优选为1.00％以下。更优选为0.50％以下。
下限包含0％，但为了充分获得V的强度提高效果，优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。
Cr：2.00％以下
Cr是提高淬透性、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替C和/或Mn的一部分的元素。由于若Cr超过2.00％，则热加工性降低而生产率降低，因此Cr优选为2.00％以下。更优选为1.20％以下。
下限包含0％，但为了充分获得Cr的强度提高效果，优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。
Ni：2.00％
Ni是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替C和/或Mn的一部分的元素。由于若Ni超过2.00％，则焊接性降低，因此Ni优选为2.00％以下。更优选为1.20％以下。
下限包含0％，但为了充分获得Ni的强度提高效果，优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。
Cu：2.00％以下
Cu是以微细的粒子存在于钢中、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替C和/或Mn的一部分的元素。由于若Cu超过2.00％，则焊接性降低，因此Cu优选为2.00％以下。更优选为1.20％以下。
下限包含0％，但为了充分获得Cu的强度提高效果，优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。
Mo：1.00％以下
Mo是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替C和/或Mn的一部分的元素。由于若Mo超过1.00％，则热加工性降低而生产率降低，因此Mo优选为1.00％以下。更优选为0.50％以下。
下限包含0％，但为了充分获得Mo的强度提高效果，优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上。
W：1.00％以下
W是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替C和/或Mn的一部分的元素。由于若W超过1.00％，则热加工性降低而生产率降低，因此W优选为1.00％以下。更优选为0.70％以下。
下限包含0％，但为了充分获得W的强度提高效果，优选为0.01％以上，更优选为0.10％以上。
B：0.0100％以下
B是抑制高温下的相变、有助于钢板强度的提高的元素，是可代替C和/或Mn的一部分的元素。由于若B超过0.0100％，则热加工性降低而生产率降低，因此B优选为0.0100％以下。更优选为0.0050％以下。
下限包含0％，但为了充分获得B的强度提高效果，优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。
Sn：1.00％以下
Sn是抑制晶粒的粗大化、有助于钢板强度的提高的元素。由于若Sn超过1.00％，则有时钢板脆化、在轧制时断裂，因此Sn优选为1.00％以下。更优选为0.50％以下。
下限包含0％，但为了充分获得Sn的添加效果，优选为0.001％以上，更优选为0.010％以上。
Sb：0.200％以下
Sb是抑制晶粒的粗大化、有助于钢板强度的提高的元素。由于若Sb超过0.200％，则有时钢板脆化、在轧制时断裂，因此Sb优选为0.200％以下。更优选为0.100％以下。
下限包含0％，但为了充分获得Sb的添加效果，优选为0.001％以上，更优选为0.005％以上。
本发明钢板的成分组成根据需要也可以包含Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM中的1种或2种以上。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM中的1种或2种以上：合计为0.0100％以下
Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM是有助于成形性的提高的元素。由于若Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM中的1种或2种以上的合计超过0.0100％，则有可能延展性降低，因此上述元素合计优选为0.0100％以下。更优选为0.0070％以下。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM中的1种或2种以上的合计的下限包含0％，但为了充分获得成形性提高效果，优选合计为0.0001％以上，更优选为0.0010％以上。
需要说明的是，REM(Rare Earth Metal)是指属于镧系元素系列的元素。REM、Ce大多情况下以混合稀土金属的形态添加，但除了La、Ce以外，还可以不可避免地含有镧系元素系列的元素。
在本发明钢板的成分组成中，除上述元素以外的剩余部分是Fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质是从钢原料和/或在炼钢过程中不可避免地混入的元素。另外，作为杂质，也可以包含合计0.010％以下的H、Na、Cl、Sc、Co、Zn、Ga、Ge、As、Se、Y、Zr、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Te、Cs、Ta、Re、Os、Ir、Pt、Au、Pb。
接着，对本发明钢板的显微组织进行说明。
规定显微组织的区域：距离钢板表面为1/8t～3/8t(t：板厚)
通常，由于以距离钢板表面为1/4t(t：板厚)作为中心的1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织承担钢板整体的机械特性(成形性、强度、延展性、韧性、扩孔性等)，因此在本发明钢板A、A1及A2(以下有时总称为“本发明钢板A”。)中，规定距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织。
而且，在本发明钢板A中，为了将距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织通过热处理而制成所期望的显微组织，在钢板a中，同样规定距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织。
首先，对钢板a的距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织(以下有时称为“显微组织a”。)进行说明。以下，显微组织所涉及的％是指体积％。
显微组织a
由马氏体、回火马氏体、贝氏体及贝氏体铁素体中的1种或2种以上构成、具有1.0×1010个/m2以上的当量圆直径为0.1μm以上的碳化物的板条组织：80％以上
显微组织a设定为包含80％以上的由马氏体、回火马氏体、贝氏体及贝氏体铁素体中的1种或2种以上构成、具有1.0×1010个/m2以上的当量圆直径为0.1μm以上的碳化物的板条组织的组织。由于即使对该板条组织低于80％的本发明钢板a实施热处理，在本发明钢板A中，也无法获得所需的显微组织，无法确保优异的成形性，因此上述板条组织设定为80％以上。优选为90％以上。
若显微组织a为板条组织，则通过热处理(退火)，在板条边界处生成由相同的晶体取向的铁素体围成的微细的奥氏体，沿着板条边界进行生长。沿着板条边界生长的奥氏体、即沿一方向伸长的奥氏体通过冷却处理而形成沿一方向伸长的岛状硬质组织，大大有助于强度和成形性的提高。
钢板a的板条组织可以通过对以规定的热轧/冷轧条件制造的钢板实施所需的中间热处理而形成。关于板条组织的形成在下文叙述。
回火马氏体、贝氏体及贝氏体铁素体各自的体积％由于因钢板的成分组成、热轧条件、冷却条件而发生变动，因此没有特别限定，但对优选的体积％进行说明。
马氏体通过正式热处理而变成回火马氏体，与现有的回火马氏体相结合而有助于本发明钢板A的成形性-强度平衡的提高。另一方面，若热处理用钢板a包含大量的马氏体，则由于强度上升，弯曲性劣化，因此阻碍切断或形状矫正处理之类的工序的生产率。从该观点出发，板条组织中的马氏体的体积％优选为30％以下，更优选为15％以下。
回火马氏体是大大有助于本发明钢板A的成形性-强度平衡的提高的组织。另外，由于不会过度提高热处理用钢板的强度、进而弯曲性也优异，因此是以生产率提高为目的而积极地利用的组织。热处理用钢板a中的回火马氏体的体积分率优选为30％以上，更优选为50％以上，也可以为100％。
贝氏体及贝氏体铁素体与马氏体及回火马氏体相比为低强度，也可以以生产率提高为目的而积极地有效利用。另一方面，由于在贝氏体中生成碳化物而消耗C，因此热处理用钢板a中的体积分率优选为50％以下。
在显微组织a中，其他组织(珠光体、渗碳体、块状铁素体、残余奥氏体等)设定为低于20％。
块状铁素体由于在晶粒内不具有奥氏体的核生成位点，因此在退火(后述的正式热处理)后的显微组织中，变成不含奥氏体的铁素体，无助于强度的提高。
另外，块状铁素体有时与母相奥氏体不具有特定的晶体取向关系，若块状铁素体增加，则有时在退火时在块状铁素体与母相奥氏体的边界处生成晶体取向与母相奥氏体大大不同的奥氏体。在铁素体的周边新生成的晶体取向不同的奥氏体由于粗大并且各向同性地生长，因此无助于机械特性的提高。
残余奥氏体由于一部分在退火时粗大并且各向同性化，因此无助于机械特性的提高。特别是从确保热处理用钢板的形状矫正所必要的弯曲性的观点出发，在弯曲加工时可作为断裂的起点起作用的残余奥氏体优选限制为10％以下，更优选为5％以下。
珠光体和渗碳体由于在退火时相变为奥氏体，粗大并且各向同性地生长，因此无助于机械特性的提高。因此，其他组织(珠光体、渗碳体、块状铁素体、残余奥氏体等)设定为低于20％。优选为低于10％。
板条组织中的当量圆直径为0.1μm以上的碳化物：1.0×1010个/m2以上
若在板条组织中存在碳化物，则显微组织的固溶碳量变少，显微组织的相变温度变高，即使进行骤冷，也可良好地维持钢板的形状/尺寸，另外，钢板的强度降低，钢板的切断及形状矫正变得容易，第2次的热处理变得容易实施。碳化物在第2次的热处理中熔入宏观组织中，形成硬质组织的生成位点。
与上述板条边界的位点不同，该位点由于存在于板条组织内，因此所生成的奥氏体在针状铁素体的内部各向同性地生长，通过冷却处理而形成不沿特定的方向较大生长的微细并且各向同性的岛状硬质组织，能够提高钢板的耐冲击特性。
由于若碳化物的当量圆直径低于0.1μm，则不作为硬质组织的生成位点发挥功能，因此将当量圆直径为0.1μm以上的碳化物设定为个数计测的对象。由于若当量圆直径为0.1μm以上的碳化物的每单位面积个数密度(以下也简称为“个数密度”。)低于1.0×1010个/m2，则核生成位点的个数变得不充分，另外，显微组织的固溶碳量未充分降低，因此上述碳化物的个数密度设定为1.0×1010个/m2以上。优选为1.5×1010个/m2以上，更优选为2.0×1010个/m2以上。
上述碳化物的尺寸的上限没有特别规定，但过度粗大的碳化物即使对热处理用钢板进行热处理也不会完全熔化而残余，有时使强度、成形性及耐冲击性劣化，不优选。另外，过度粗大的碳化物有可能在钢板的形状矫正中成为断裂的起点。从以上两个观点出发，当量圆直径为0.1μm以上的碳化物的平均当量圆直径优选为1.2μm以下，更优选为0.8μm以下。
上述碳化物的个数密度由于依赖于钢板的C量及热处理条件(后述)，因此其上限没有规定，但由于在第2次的热处理中，有时并非全部的碳化物完全熔化，因此5.0×1012个/m2左右为实质性的上限。
接着，对本发明钢板A的距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织(以下有时称为“显微组织A”。)进行说明。显微组织所涉及的％是指体积％。
显微组织A
显微组织A通过对钢板a的显微组织a实施所需的热处理(后述的正式热处理)而形成。显微组织A是包含延续显微组织a的组织形态而形成的针状铁素体及沿一方向伸长的岛状硬质组织和通过所需的热处理而形成的等轴状的岛状硬质组织的组织。这点是本发明钢板A的特征。
针状铁素体：20％以上
若对显微组织a(由回火马氏体、贝氏体及贝氏体铁素体中的1种或2种以上构成、具有1.0×1010个/m2以上的当量圆直径为0.1μm以上的碳化物的板条组织：80％以上)实施所需的加热处理，则板条状的铁素体合体而成为针状，在其晶界处生成沿一方向伸长的奥氏体晶粒。
进而，若在加热处理后以规定的条件实施冷却处理，则沿一方向伸长的奥氏体成为沿一方向伸长的岛状硬质组织，显微组织A的成形性-强度平衡提高。
由于若针状铁素体低于20％，则粗大并且各向同性的岛状硬质组织的体积％显著增加，显微组织A的成形性-强度平衡降低，因此针状铁素体设定为20％以上。从进一步提高成形性-强度平衡的方面考虑，针状铁素体优选为30％以上。
另一方面，由于若针状铁素体超过80％，则岛状硬质组织的体积％减少，强度大大降低，因此针状铁素体优选为80％以下。从高强度化的方面考虑，优选降低针状铁素体的体积％、提高岛状硬质组织的体积％，从该观点出发，针状铁素体更优选为65％以下。
由马氏体、回火马氏体及残余奥氏体中的1种或2种以上构成的岛状硬质组织：20％以上
构成岛状硬质组织的各个组织的体积％由于依赖于钢板的成分组成、热处理条件，因此没有特定，但优选的体积％如下所述。
马氏体：30％以下
为承担钢板强度的组织，但由于若超过30％，则钢板的耐冲击性降低，因此优选为30％以下。更优选为15％以下。下限包含0％。
回火马氏体：80％以下
回火马氏体是无损钢板的成形性及耐冲击性而提高钢板强度的组织。为了充分提高钢板的强度、成形性及耐冲击性，回火马氏体优选为10％以上。更优选为15％以上。
另一方面，由于若回火马氏体超过80％，则钢板强度过于上升，成形性降低，因此回火马氏体优选为80％以下。更优选为60％以下。
残余奥氏体：2％以上且25％以下
残余奥氏体是大大改善钢板的成形性、特别是延展性的组织。为了充分获得该效果，残余奥氏体优选为2％以上，更优选为5％以上。
另一方面，残余奥氏体是阻碍耐冲击性的组织。由于若残余奥氏体超过25％，则无法确保优异的耐冲击性，因此残余奥氏体优选为25％以下。更优选为20％以下。
岛状硬质组织中的硬质区域的长宽比
当量圆直径为1.5μm以上的硬质区域的平均长宽比：2.0以上
当量圆直径低于1.5μm的硬质区域的平均长宽比：低于2.0
沿一方向伸长的粗大的岛状硬质组织是大大改善钢板的加工硬化能力、提高强度及成形性的组织。另一方面，块状的粗大的岛状硬质组织容易伴随着变形而在内部产生断裂，成形性变得低劣。从以上的观点出发，为了充分提高钢板的强度-成形性平衡，需要将当量圆直径为1.5μm以上的粗大的岛状硬质组织的平均长宽比设定为2.0以上。为了进一步提高强度-成形性平衡，平均长宽比优选为2.5以上，更优选为3.0以上。
主要在铁素体的粒内生成的微细的岛状硬质组织由于在与周围的铁素体的界面处难以剥离，即使施加应变也不易产生断裂，因此是有助于强度-成形性的改善的组织。特别是各向同性地生长的微细的岛状硬质组织是不易作为断裂的传播位点起作用、不会损害钢板的耐冲击特性而提高强度-成形性平衡的组织。
另一方面，沿一方向伸长的微细的岛状硬质组织由于处于铁素体的粒内而作为断裂的传播位点强烈地起作用，因此是损害耐冲击性的组织。因此，为了充分确保钢板的耐冲击性，需要将当量圆直径低于1.5μm(优选为1.44μm以下)的微细的岛状硬质组织的平均长宽比设定为低于2.0。为了进一步提高耐冲击性，平均长宽比优选为1.7以下，更优选为1.5以下。
在微细的岛状硬质组织的每单位面积的个数密度(以下也简称为“个数密度”。)少的情况下，应力和/或应变集中于一部分岛状硬质组织和/或其周边而作为断裂的起点、传播径路起作用。因此，当量圆直径低于1.5μm的微细的岛状硬质组织的个数密度的平均设定为1.0×1010个/m2以上。为了不易作为断裂的传播路径起作用，优选设定为2.5×1010个/m2以上，进一步优选设定为4.0×1010个/m2以上。
另外，若微细的岛状硬质组织部分地不均匀存在，则在断裂的传播时在岛状硬质组织稀疏的区域中应力和/或应变集中于一部分岛状硬质组织和/或其周边而断裂变得容易传播。为了防止该现象，微细的岛状硬质组织的个数密度优选接近恒定。具体而言，在3个以上的视野中，分别在5.0×10-10m2以上的面积中求出当量圆直径低于1.5μm的岛状硬质组织的个数密度，将各个视野中的岛状硬质组织的个数密度中的最大的值除以最小的值而得到的值限制为2.5以下。该值优选为2.0以下，越接近1.0越优选。
块状铁素体：20％以下
块状铁素体是与针状铁素体竞争的组织。由于块状铁素体的体积％越增大则针状铁素体的体积％越减少，因此块状铁素体限制为20％以下。块状铁素体优选较少，也可以为0％。
剩余部分：贝氏体+贝氏体铁素体+不可避免的生成相
显微组织A的剩余部分为贝氏体、贝氏体铁素体和/或不可避免的生成相。
贝氏体及贝氏体铁素体是强度与成形性的平衡优异的组织，只要针状铁素体和马氏体以充分的体积％得以确保，则也可以包含于显微组织中。由于若贝氏体与贝氏体铁素体的体积％的合计超过40％，则有时无法充分获得针状铁素体和/或马氏体的体积％，因此贝氏体与贝氏体铁素体的体积％的合计优选为40％以下。
显微组织A的剩余部分组织中的不可避免的生成相为珠光体、渗碳体等。由于若珠光体和/或渗碳体的体积％增大，则延展性降低，成形性-强度平衡降低，因此珠光体和/或渗碳体的体积％合计优选为5％以下。
通过形成显微组织A，能够确保优异的成形性-强度平衡，能够获得成形性和耐冲击性优异的本发明钢板A。
图2中示意性示出钢板的显微组织的影像。到底不过是为了说明而示意性示出的图，本发明的显微组织不受本图的规定。图2A是本发明钢的显微组织A的影像图，表现出针状铁素体3、当量圆直径为1.5μm以上的硬质区域(粗大的岛状硬质组织(长宽比：大)4)、当量圆直径低于1.5μm的硬质区域(微细的岛状硬质组织(长宽比：小)5)。图2B是作为比较钢的一般的高强度复合组织钢的情况，表现出块状铁素体1和粗大的岛状硬质组织(长宽比：小)2。图2C是关于作为比较钢的改善了特性的高强度复合组织钢(例如专利文献1)的图，表现出针状铁素体3和粗大的岛状硬质组织(长宽比：大)4。
这里，对组织的体积分率(体积％)的确定方法进行说明。
从钢板采集以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面的试验片。将试验片的观察面进行研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀，在距离板厚的表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域中，利用1个以上的视野，对合计为2.0×10-9m2以上的面积用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)进行观察，对各组织(残余奥氏体以外)的面积分率(面积％)进行解析。
由于在经验上可知面积分率(面积％)≈体积分率(体积％)，因此将面积分率设定为体积分率(体积％)。
需要说明的是，显微组织A中的针状铁素体是指在利用FE-SEM的组织观察中晶粒的长径与短径之比即长宽比为3.0以上的铁素体。另外，所谓块状铁素体同样地是指长宽比低于3.0的铁素体。
显微组织中的残余奥氏体的体积分率通过X射线衍射法来解析。在上述试验片的距离板厚的表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域中，将与钢板面平行的面精加工成镜面，通过X射线衍射法对FCC铁的面积分率进行解析。将该面积分率设定为残余奥氏体的体积分率。
在显微组织(与钢板的轧制方向平行的板厚截面)中，将由马氏体、回火马氏体及残余奥氏体中的1种或2种以上构成的部分称为“岛状硬质组织”。这些3种组织由于均为硬质，因此命名为“硬质”。另外，在显微组织A中，将由软质的铁素体围成的在观察组织中连结的区域视为一个“岛”。由此，在将岛状硬质组织分成当量圆直径为1.5μm以上和当量圆直径低于1.5μm来评价长宽比时，可以将一个岛作为一个晶粒来处理。
本发明钢板A可以是在钢板的一面或两面具有锌镀层或锌合金镀层的钢板(本发明钢板A1)，另外，也可以是具有对锌镀层或锌合金镀层实施了合金化处理而得到的合金化镀层的钢板(本发明钢板A2)。以下，进行说明。
锌镀层及锌合金镀层
形成于本发明钢板A的一面或两面的镀层优选为锌镀层、或以锌作为主要成分的锌合金镀层。锌合金镀层优选为包含Ni作为合金成分的镀层。
锌镀层及锌合金镀层通过热浸镀法或电镀法而形成。由于若锌镀层的Al量增加，则钢板表面与锌镀层的密合性降低，因此锌镀层的Al量优选为0.5质量％以下。在锌镀层为热浸镀锌层的情况下，为了提高钢板表面与锌镀层的密合性，热浸镀锌层的Fe量优选为3.0质量％以下。
在锌镀层为电镀锌层的情况下，镀层的Fe量从耐蚀性的提高的方面考虑优选为0.5质量％以下。
锌镀层及锌合金镀层也可以在不阻碍耐蚀性、成形性的范围内含有Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、Zr、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REM中的1种或2种以上。特别是Ni、Al、Mg对于耐蚀性的提高是有效的。
合金化镀层
对锌镀层或锌合金镀层实施合金化处理，在钢板表面形成合金化镀层。在对热浸镀锌层或热浸镀锌合金层实施合金化处理的情况下，从钢板表面与合金化镀层的密合性的提高的方面考虑，热浸镀锌层或热浸镀锌合金层的Fe量优选为7.0～13.0质量％。
本发明钢板A的板厚并不特别限定于特定的板厚范围，若考虑通用性、制造性，则优选为0.4～5.0mm。由于若板厚低于0.4mm，则变得难以将钢板形状维持平坦，尺寸、形状精度降低，因此板厚优选为0.4mm以上。更优选为0.8mm以上。
另一方面，由于若板厚超过5.0mm，则在制造过程中，加热条件及冷却条件的控制变得困难，有时得不到在板厚方向上均质的显微组织，因此板厚优选为5.0mm以下。更优选为4.5mm以下。
本发明制造方法(本发明制造方法A)如图1中所示的那样，通过按照满足式(A)的方式实施热轧工序(制造方法a)，按照满足式(2)及式(3)的方式实施冷却工序，从而在钢内部的整体中均质地形成所期望的大小的碳化物。接着，通过进行冷轧工序、进而以规定的条件进行中间热处理工序，未将碳化物完全熔化地进行加热，之后通过进行骤冷而在钢内部形成板条组织。
最后，在正式热处理工序中，首先按照满足式(B)的方式快速地提高温度，从开始奥氏体相变的时候起按照满足式(C)的方式缓和加热处理，之后进行骤冷。在冷却后半，通过按照满足式(4)的方式进行冷却，控制奥氏体分率，形成以针状组织为主体且具有2种岛状硬质组织的组织。
以下，对制造方法a及本发明制造方法A、A1a、A1b及A2进行详述。
首先，对制造方法a进行说明。
制造方法a实施下述工序：将规定的成分组成的铸坯加热至1080℃以上且1300℃以下后，实施从最高加热温度至1000℃为止的温度区域中的热轧条件满足式(A)、进而将轧制完成温度设定为975℃～850℃的区间的热轧的热轧工序；从热轧完成至600℃为止的冷却条件满足表示将从轧制完成温度至600℃为止的温度15等分的各温度域中的相变进行程度的总和的下述式(2)、并且达到600℃后至开始后述的中间热处理为止每隔20℃算出的温度变化过程满足下述式(3)的冷却工序；将650℃～(Ac3-40)℃的温度域的平均加热速度设定为30℃/秒以上而加热至(Ac3-30)℃～(Ac3+100)℃的温度，将该加热温度～(最高加热温度-10)℃的温度域中的滞留时间限制为100秒以下，接着，从加热温度起将750℃～450℃的温度域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上而进行冷却的中间热处理工序。
对制造方法a的工序条件进行说明。
实施热处理的钢板
制造方法a是对钢板a的成分组成的钢板实施中间热处理来制造钢板a的方法。实施热处理的钢板只要是具有钢板a的成分组成、按照常规方法进行热轧及冷轧而制造的钢板即可。优选的热轧条件如下。
热轧温度
将钢板a的成分组成的钢液按照连续铸造或薄板坯铸造等常规方法进行铸造，制造供于热轧的钢坯。将钢坯暂且冷却至常温后，在供于热轧时，加热温度优选为1080℃～1300℃。
由于若加热温度低于1080℃，则起因于铸造的粗大的夹杂物未熔化，在热轧后的工序中，热轧钢板有可能断裂，因此加热温度优选为1080℃以上。更优选为1150℃以上。
另一方面，由于若加热温度超过1300℃，则变得需要大量的热能，因此优选为1300℃以下。更优选为1230℃以下。另外，将上述钢液铸造后，也可以将处于1080℃～1300℃的温度域的钢坯直接供于热轧。
热轧分成为了推进钢板内部的再结晶并提高均质性而进行的加热温度为1000℃以上的区间的轧制和为了均质地推进轧制后的相变而导入恰当的应变的低于1000℃的区间的轧制。
在提高钢板的均质性的加热温度为1000℃以上的区间的轧制中，为了推进再结晶将γ粒径微细化、通过沿着晶界的碳的扩散而提高钢板内部的均质性，其轧制条件需要满足式(A)。另外，该温度区间的合计压下率优选为75％以上。
[数学式7]
Figure BDA0003111571800000281
n：从加热炉中取出后至达到1000℃为止的轧制道次数
hi：i道次后的最终板厚[mm]
Ti：第i道次的轧制温度[℃]
ti：从第i道次的轧制至第i+1道次为止的经过时间[秒]
A＝9.11×107，B＝2.72×104：常数
式(A)的值越大则钢板的均质性越提高，但由于过度提高式(A)的值会过量增加高温域中的压下率、使组织粗大化，因此式(A)的值优选限于4.50以下。从提高钢板的均质性的观点出发，式(A)的值优选为1.50以上，进一步优选为2.00以上。
低于1000℃的区间中的轧制的合计压下率优选为50％以上，其轧制完成温度优选为975℃～850℃。
轧制完成温度：850℃～975℃
轧制完成温度优选为850℃～975℃。由于若轧制完成温度低于850℃，则轧制反作用力增大，变得难以稳定地确保形状、板厚的尺寸精度，因此轧制完成温度优选为850℃以上。另一方面，由于若轧制完成温度超过975℃，则变得需要钢板加热装置，轧制成本上升，因此轧制完成温度优选为975℃以下。
从热轧完成至600℃为止的冷却工序优选在满足下述式(2)的范围内实施。下述式(2)是表示将从轧制完成温度至600℃为止的温度15等分的各温度域中的相变进行程度的总和的式。
[数学式8]
Figure BDA0003111571800000291
t(n)：第n个温度域中的滞留时间[秒]
元素符号：元素的质量％
Tf：热轧完成温度[℃]
实施了满足上述式(2)的冷却处理的热轧钢板由于显微组织均质，碳化物分散地存在，因此在进一步对冷轧后的钢板实施了中间热处理的热处理用钢板中，碳化物也均质地分散，在进一步对热处理用钢板实施正式热处理而得到的高强度钢板中，岛状硬质组织的分散也平均化，强度-成形性平衡提高。
另一方面，在热轧的冷却工序不满足上述式(2)的情况下，在高温下相变过度进行，成为碳化物不均匀存在的热轧钢板。在对该热轧钢板实施了冷轧、中间热处理后的热处理用钢板中，碳化物不均匀地分散，在进一步对热处理用钢板实施正式热处理而得到的钢板中，岛状硬质组织不均匀存在，强度-成形性平衡降低。从该观点出发，上述式(2)的左边优选为0.80以下，更优选为0.60以下。
从热轧完成后达到600℃至开始用于制造热处理用钢板的加热处理(后述的中间热处理)为止之间的每隔20℃算出的温度变化过程优选满足下述式(3)。下述式(3)中边是表示伴随着时间的经过(n的增加)而生长的碳化物的生长程度的式子，下述式(3)的中边的值(在中间热处理开始前最终到达时的值)越大，则越可以期待碳化物粗大化。
[数学式9]
Figure BDA0003111571800000301
t1＝Δt1(n＝1)
Figure BDA0003111571800000302
C＝20.00-1.28·Si0.5-0.13·Mn0.5-0.47·Al0.5-1.20·Ti-2.50·Nb-0·82·Cr0.5-1.70·Mo0.5
Tn：从第n-1次的算出时刻至达到第n次的算出时刻为止的平均钢板温度[℃]
tn：关于第n次的算出时的碳化物的生长的有效总时间[小时]
Δtn：从第n-1次的算出时刻至达到第n次的算出时刻为止的经过时间[小时]
C：关于碳化物的生长速度的参数(元素符号：元素的质量％)
由于若上述式(3)的中边低于1.00，则即将开始用于获得热处理用钢板的中间热处理之前的钢板中存在的碳化物过度微细，通过中间热处理，有可能钢板中的碳化物消失，因此上述式(3)的中边优选为1.00以上。
另一方面，由于若上述式(3)的中边超过1.50，则钢板中的碳化物变得过度粗大，碳化物的个数密度降低，中间热处理后的碳化物的个数密度有可能不足，因此上述式(3)的中边优选为1.50以下。从进一步改善特性的方面考虑，上述式(3)的中边更优选为1.10以上且1.40以下。
需要说明的是，在开始用于获得热处理用钢板的中间热处理之前，将钢板加热至Ac3点以上的情况下，在该时刻，上述式(3)的中边变成零，仅对从再次达到600℃起以后的温度变化过程进行计算。
热轧后的冷轧工序
通过对下述中间热处理前的热轧钢板实施冷轧，组织变成均质的加工组织，在之后的加热处理(中间热处理)中均质地产生许多的奥氏体，组织变得微细，特性改善。需要说明的是，由于若冷轧的压下率超过80％则有时在中间热处理中局部地过量地进行再结晶，在其周边块状组织发达，因此冷轧率设定为80％以下。为了充分获得组织微细化的效果，轧制率优选设定为30％以上。轧制率低于30％时，有时加工组织的发达变得不充分，不进行均质的奥氏体的生成。
热轧和冷轧钢板的中间热处理工序
为了调整所卷取的冷轧钢板中的碳化物的尺寸，对冷轧钢板实施适宜的温度和时间的中间热处理工序。中间热处理工序是在加热至(Ac3-30)℃～(Ac3+100)℃的温度时，将650℃～(Ac3-40)℃的温度域的平均加热速度设定为30℃/秒以上而进行加热，将该加热温度～(最高加热温度-10)℃的温度域中的滞留时间限制为100秒以下，接着，从加热温度起进行冷却时，将750℃～450℃的温度域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上而进行冷却。另外，也可以将钢板加热至Ac3点以上后，再次冷却至室温。
也可以对冷轧钢板在中间热处理前实施一次以上的酸洗。若通过酸洗而将冷轧钢板的表面的氧化物除去而清洁化，则钢板的镀覆性提高。
钢板加热温度：(Ac3-30)℃～(Ac3+100)℃
加热速度限定温度域：650℃～(Ac3-40)℃
上述温度域的平均加热速度：30℃/秒以上
将冷轧钢板加热至(Ac3-30)℃以上。由于若钢板加热温度低于(Ac3-30)℃，则块状的粗大的铁素体残存，高强度钢板的机械特性大大降低，因此钢板加热温度设定为(Ac3-30)℃以上。优选为(Ac3-15)℃以上，更优选为(Ac3-5)℃以上。
另一方面，由于若钢板加热温度超过(Ac3+100)℃，则钢板中的碳化物消失，因此加热温度设定为(Ac3+100)℃以下。从进一步抑制碳化物的消失的方面考虑，加热温度优选为(Ac3+80)℃以下，更优选为(Ac3+60)℃以下。
在将钢板加热时，650℃～(Ac3-40)℃的温度域以30℃/秒以上的平均加热速度进行加热。通过将碳化物的熔化速度快的650℃～(Ac3-40)℃的温度域中的平均加热速度设定为30℃/秒以上，能够抑制碳化物的熔化，使碳化物残存至冷却开始。因此，650℃～(Ac3-40)℃的温度域中的平均加热速度优选为50℃/秒以上，更优选为70℃/秒以上。
钢板的Ac1点及Ac3点通过从加热前的热轧钢板切出小片，实施在1100℃下加热后以10℃/秒冷却至室温的均质化处理后，测定从室温以10℃/秒加热至1100℃时的体积膨胀曲线而求出。另外，也可以以通过基于充分的实验数据的经验式而计算的计算结果等来代替。
最高加热温度～(最高加热温度-10)℃的温度域中的滞留时间：100秒以下
将最高加热温度～(最高加热温度-10)℃的温度域中的滞留时间限制为100秒以下。由于若滞留时间超过100秒，则碳化物熔入，当量圆直径为0.1μm以上的碳化物的个数密度减少至低于1.0×1010个/m2，因此加热温度下的滞留时间设定为100秒以下。优选为60秒以下，更优选为30秒以下。
滞留时间的下限没有特别规定，但由于为了设定为低于0.1秒，需要在加热完成后立即快速地进行冷却，在实现中变得需要巨大的成本，因此滞留时间优选为0.1秒以上。
冷却速度限定温度域：750℃～450℃
上述温度域的平均冷却速度：30℃/秒以上
将热轧钢板加热至(Ac3-30)℃～(Ac3+100)℃的温度域后，在从加热温度起的冷却时，将750～450℃的温度域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上而进行冷却。通过该冷却，能够抑制上述温度域中的块状铁素体的生成。通过该一连串的加热/冷却，能够形成显微组织a。
低于450℃的温度域的冷却条件即使没有特别规定，也能够获得热处理用钢板(钢板a)。在450℃～200℃下的滞留时间短的情况下，由于在更低温下生成板条状组织，结晶粒径微细化，因此在对热处理用钢板进行正式热处理而得到的高强度钢板中，显微组织微细化，强度-成形性平衡提高。从该观点出发，450℃～200℃的温度域中的滞留时间优选为60秒以下。
另一方面，若延长450℃～200℃下的滞留时间，则能够提高板条状组织的生成温度，将热处理用钢板软质化，降低钢板的卷取、切断所需的成本。从该观点出发，450℃～200℃下的滞留时间优选为60秒以上，更优选为120秒以上。
对中间热处理后的钢板实施冷轧由于将通过中间热处理的加热及冷却在钢板内部产生的热应变除去、提高钢板的平坦度，因此优选。但是，由于若冷轧的压下率超过15％，则在通过中间热处理而形成的板条状组织中过量地蓄积位错，在接下来的正式热处理中产生块状组织，因此冷轧率优选设定为15％以下。
在将中间热处理后的钢板进行冷轧时，也可以在轧制前或轧制道次间将钢板进行加热。通过该加热，钢板软质化，轧制中的轧制反作用力降低，钢板的形状、尺寸精度提高。但是，加热温度优选为700℃以下。若加热温度超过700℃，则显微组织的一部分变成块状的奥氏体，Mn偏析进行，有可能生成粗大的块状Mn浓化区域。
该块状Mn浓化区域成为未相变的奥氏体，即使在退火(正式热处理)工序中也以块状的状态残存，在钢板中生成块状且粗大的硬质组织，延展性降低。由于若加热温度低于300℃，则得不到充分的软质化效果，因此加热温度优选为300℃以上。上述酸洗及冷轧可以在上述加热之前和之后的任一时候进行，或者，也可以在上述加热之前及之后进行。
接着，对本发明制造方法A、本发明制造方法A1a、本发明制造方法A1b、本发明制造方法A1c及本发明制造方法A2进行说明。
本发明制造方法A的特征在于，其是制造本发明钢板A的制造方法，实施下述的正式热处理工序：
将450℃～650℃下的温度变化过程设定为满足下述式(B)的范围，接着，将650℃～750℃下的温度变化过程设定为满足下述式(C)的范围而将钢板a加热至(Ac1+25)℃～Ac3的温度，
在加热温度下保持150秒以下，
从加热保持温度起，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为10℃/秒以上而冷却至550℃～300℃的温度域，
将550℃～300℃的温度域中的滞留时间设定为1000秒以下，
进而，550℃～300℃的温度域中的滞留条件满足下述式(4)。
本发明制造方法A1a的特征在于，其是制造本发明钢板A1的制造方法，
将通过本发明制造方法A而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
本发明制造方法A1b的特征在于，其是制造本发明钢板A1的制造方法，
将在本发明制造方法A中滞留于550℃～300℃的温度域中的钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
本发明制造方法A1c的特征在于，其是制造本发明钢板A1的制造方法，
在通过本发明制造方法A而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。
本发明制造方法A2的特征在于，其是制造本发明钢板A2的制造方法，
将本发明钢板A1的锌镀层或锌合金镀层加热至400℃～600℃，对锌镀层或锌合金镀层实施合金化处理。
对本发明制造方法A的工序条件进行说明。
正式热处理工序
在将钢板a加热至(Ac1+25)℃～Ac3点范围的钢板加热温度时，将450℃～650℃下的温度变化过程设定为满足下述式(B)的范围，接着，将650℃～750℃下的温度变化过程设定为满足下述式(C)的范围而加热，在加热温度下保持150秒以下。
钢板加热温度：(Ac1+25)℃～Ac3点
由于若钢板加热温度低于(Ac1+25)℃，则有可能钢板中的渗碳体熔化残留，机械特性降低，因此钢板加热温度设定为(Ac1+25)℃以上。优选为(Ac1+40)℃以上。
另一方面，钢板加热温度的上限设定为Ac3点。由于若钢板加热温度超过Ac3点，则全部的显微组织成为奥氏体，板条组织消失，得不到起因于板条组织而生成的针状铁素体，因此钢板加热温度设定为Ac3点以下。从延续本发明钢板a的板条组织、进一步提高机械特性的方面考虑，钢板加热温度优选为(Ac3-10)℃以下，更优选为(Ac3-20)℃以下。将钢板加热温度在实施例的表中表示为“最高加热温度”。
加热速度限定温度域：450℃～650℃
平均加热速度：式(B)
[数学式10]
a0＝1.00
Figure BDA0003111571800000351
K+log10 a20≤3.20
Figure BDA0003111571800000352
其中，各化学组成表示添加量[质量％]。
F：常数、2.57
tn：从(440+10n)℃至(450+10n)℃为止的经过时间[秒]
K：式(3)中边的值
式(B)是由表示热轧工序中的碳化物的生成、生长行为的式(3)和支配中间热处理后的碳化物尺寸的该工序中的450℃～650℃的区间的温度变化过程、以及强烈影响碳化物尺寸的化学组成的项构成的式子，由于在450℃～650℃的温度域中的温度变化过程不满足式(B)的情况下，钢板a的显微组织a的碳化物减数生长，在加热结束时得不到各向同性的微细奥氏体，微细的岛状硬质组织的平均长宽比过度增大，因此上述限定温度域中的温度变化过程需要满足式(B)。
式(B)左边的值越小越优选，但在不低于式(3)中边的值的情况下，其成为下限。另外，由于若式(B)左边的值大则碳化物的减数生长进展，因此式(B)左边的值优选为3.00以下，进一步优选为2.80以下。
上述限定温度域中的平均加热速度的上限没有特别设定，但由于若超过100℃/秒，则虽然不引起减数生长，但效果饱和，因此100℃/秒为实质性的上限。
加热速度限定温度域：650℃～750℃
平均加热速度：式(C)
[数学式11]
Figure BDA0003111571800000361
M：常数，5.47×1010
N：式(B)左边的值
P：0.38Si+0.64Cr+0.34Mo
其中，各化学组成表示添加量[质量％]。
Q：2.43×104
tn：从(640+10n)℃至(650+10n)℃为止的经过时间[秒]
式(C)是由表示热轧工序中的碳化物的生成、生长行为的式(B)和强烈影响碳化物的稳定性的化学组成的项构成的式子，由于在650℃～750℃的温度域中的平均加热速度不满足式(C)的情况下，热处理用钢板中的从0.1μm以上的微细碳化物的核生成未充分进行，以板条边界作为核生成位点而生成奥氏体，得不到各向同性的微细奥氏体，微细的岛状硬质组织的平均长宽比过度增大，因此上述限定温度域中的温度变化过程需要满足式(C)。
式(C)的值低于1.00时由于优先引起以板条边界作为核生成位点的奥氏体相变，因此得不到规定的组织。为了避免板条边界处的核生成、使从微细的碳化物的核生成优先，式(C)的值必须为1.00以上，优选为1.10以上，进一步优选为1.20以上。
若式(C)的值超过5.00，则由一部分核生成位点产生的奥氏体生长，微细碳化物的取入、奥氏体彼此的合体进行，粗大的块状的组织发达。为了避免奥氏体的过度的生长，式(C)的值需要设定为5.00以下，优选为4.50以下，进一步优选为3.50以下。
加热保持时间：150秒以下
将钢板a以上述条件加热至钢板加热温度(最高加热温度)，在钢板加热温度～(钢板加热温度-10℃)的温度域中保持150秒以下。由于若加热保持时间超过150秒，则有可能显微组织成为奥氏体，板条组织消失，因此加热保持时间设定为150秒以下。优选为120秒以下。加热保持时间的下限没有特别设定。也可以为0秒，但为了使粗大碳化物完全熔化，优选为10秒以上。
冷却速度限定温度域：700℃～550℃
平均冷却速度：10℃/秒以上
将在加热温度下保持150秒以下后的本发明钢板a进行冷却时，将700℃～550℃的温度域以平均冷却速度10℃/秒以上进行冷却。由于若平均冷却速度低于10℃/秒，则有可能生成块状铁素体，未充分获得针状铁素体，因此700℃～550℃的温度域中的平均冷却速度设定为10℃/秒以上。优选为25℃/秒以上。
平均冷却速度的上限是冷却设备的冷却能力的上限，200℃/秒左右为限度。
冷却停止温度：550℃～300℃
滞留时间：1000秒以下
将在700℃～550℃的温度域以平均冷却速度10℃/秒以上冷却后的本发明钢板a冷却至550℃～300℃的温度域的温度，在该温度域中滞留1000秒以下。由于若滞留时间超过1000秒，则奥氏体相变为贝氏体、贝氏体铁素体、珠光体和/或渗碳体而减少，不能得到充分的体积分率的岛状硬质组织，因此上述温度域中的滞留时间设定为1000秒以下。
从增大岛状硬质组织的体积分率、进一步提高强度的方面考虑，在上述温度域中滞留时间优选为700秒以下，更优选为500秒以下。滞留时间越短越优选，但由于为了设定为低于0.3秒，变得需要特殊的冷却设备，因此优选为0.3秒以上。
另外，为了形成残余奥氏体、进一步改善钢板的延展性，上述温度域中的滞留条件优选满足下述式(4)。
[数学式12]
Figure BDA0003111571800000381
T(n)：将滞留时间10等分时的第n个时间带中的钢板的平均温度
Bs点(℃)＝611-33[Mn]-17[Cr]-17[Ni]-21[Mo]-11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo]+5500[B]+240[Nb])/(8[C])
[元素]：元素的质量％
Bs<T(n)时，(Bs-T(n))＝0
t：550℃～300℃的温度域中的滞留时间的合计[秒]
上述式(4)是表示通过550℃～300℃的温度域中的相变而C在未相变的奥氏体中浓化的动向的式子。若上述式(4)的左边超过1.00，则C的浓化变得不充分，奥氏体在至室温的冷却过程中发生相变，无法获得充分量的残余奥氏体。因此，为了充分确保残余奥氏体，上述式(4)的左边优选为1.00以下。优选为0.85以下，更优选为0.70以下。
在本发明制造方法A中，也可以将正式热处理后的钢板加热至200～600℃而实施回火处理。通过实施回火处理，显微组织中的马氏体成为强韧的回火马氏体，特别是耐冲击性提高。从该观点出发，回火温度优选为200℃以上，更优选为230℃以上。
另一方面，由于若将回火温度设定为过度高温，则生成粗大的碳化物，强度及成形性降低，因此回火温度优选为600℃以下，更优选为550℃以下。回火处理的时间并不特别限定于特定的范围。可以根据钢板的成分组成、迄今为止的热历程而适当设定。
在本发明制造方法A中，也可以对正式热处理后的钢板实施压下率为2.0％以下的表皮光轧。通过对上述钢板实施压下率为2.0％以下的表皮光轧，能够提高钢板的形状、尺寸精度。需要说明的是，由于即使表皮光轧的压下率超过2.0％，也无法期待该程度以上效果提升，并且，因压下率上升而引起组织变化造成的弊端令人担忧，因此压下率优选设定为2.0％以下。进而，在本发明制造方法A中，可以在表皮光轧之后实施回火处理，相反，也可以在回火处理之后实施表皮光轧。另外，也可以在回火处理之前和之后这两者对钢板实施表皮光轧。
锌镀层和锌合金镀层
通过本发明制造方法A1a、本发明制造方法A1b及本发明制造方法A1c，在本发明钢板A的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。镀覆法优选为热浸镀法或电镀法。
对本发明制造方法A1a的工序条件进行说明。
本发明制造方法A1a将本发明钢板A浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在本发明钢板A的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
(镀浴的温度)
镀浴的温度优选为450℃～470℃。由于若镀浴的温度低于450℃，则镀液的粘度上升，变得难以准确地控制镀层的厚度，钢板的外观受损，因此镀浴的温度优选为450℃以上。
另一方面，由于若镀浴的温度超过470℃，则从镀浴中产生大量的烟雾，作业环境恶化，作业的安全性降低，因此镀浴的温度优选为470℃以下。
浸渍于镀浴中的本发明钢板A的温度优选为400℃～530℃。由于若钢板温度低于400℃，则为了将镀浴的温度稳定地维持在450℃以上，需要大量的热量，镀覆成本上升，因此钢板温度优选为400℃以上。更优选为430℃以上。
另一方面，由于若钢板温度超过530℃，则为了将镀浴的温度稳定地维持在470℃以下，变得需要大量的除热，镀覆成本上升，因此钢板温度优选为530℃以下。更优选为500℃以下。
(镀浴的组成)
镀浴为以锌作为主体的镀浴，优选为从镀浴的总Al量减去总Fe量而得到的有效Al量为0.01～0.30质量％的镀浴。由于若锌镀浴的有效Al量低于0.01质量％，则Fe向锌镀层或锌合金镀层中的侵入过度进展，镀覆密合性降低，因此锌镀浴的有效Al量优选为0.01质量％以上。更优选为0.04％以上。
另一方面，由于若锌镀浴的有效Al量超过0.30质量％，则在基底金属与锌镀层或锌合金镀层的界面处过量地生成Al系氧化物，镀覆密合性显著降低，因此锌镀浴的有效Al量优选为0.30质量％以下。由于Al系氧化物在后续的合金化处理中会妨碍Fe原子及Zn原子的移动，阻碍合金相的形成，因此镀浴的有效Al量更优选为0.20质量％以下。
出于提高镀层的耐蚀性、加工性的目的，镀浴也可以含有Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、Zr、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr、REM中的1种或2种以上。
需要说明的是，镀覆附着量通过将钢板从镀浴中提起后，对钢板表面吹送以氮作为主体的高压气体将过量的镀液除去来调整。
对本发明制造方法A1b的工序条件进行说明。
本发明制造方法A1b在通过本发明制造方法A来制造成形性及耐冲击性优异的高强度钢板时，将在550℃～300℃的温度域中滞留的钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在该高强度钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
在镀浴中的浸渍可以在550℃～300℃的温度域中的滞留的任意的时机实施。可以在达到550℃后，立即浸渍于镀浴中，之后在550℃～300℃的温度域中滞留。另外，可以在达到550℃后，以任意的时间在550℃～300℃下滞留后，浸渍于镀浴中，进一步在该温度域中滞留后，冷却至室温。另外，也可以在达到550℃后，以任意的时间在550℃～300℃下滞留后，浸渍于镀浴中，立即冷却至室温。
上述以外的事项与本发明制造方法A1a相同。
对本发明制造方法A1c的工序条件进行说明。
本发明制造方法A1c是在本发明钢板A的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。
(电镀)
以通常的电镀条件在本发明钢板A的钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
锌镀层或锌合金镀层的合金化
在本发明制造方法A2中，将通过本发明制造方法A1a、本发明制造方法A1b或本发明制造方法A1c而形成于本发明钢板A的一面或两面的锌镀层或锌合金镀层加热至400℃～600℃而进行合金化。加热时间优选为2～100秒。
由于若加热温度低于400℃、或加热时间低于2秒，则合金化未充分进行，镀覆密合性不提高，因此加热温度优选为400℃以上，加热时间优选为2秒以上。
另一方面，由于若加热温度超过600℃、或加热时间超过100秒，则合金化过度进行，镀覆密合性降低，因此加热温度优选为600℃以下，加热时间优选为100秒以下。特别是由于若加热温度提高，则存在钢板的强度降低的倾向，因此加热温度更优选为550℃以下。
需要说明的是，合金化处理可以在镀覆处理后的任意的时机实施。例如，也可以在镀覆处理后暂且冷却至室温后，重新进行加热而实施合金化处理。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例。本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
(实施例：热处理用钢板的制造)
将表1及表2中所示的成分组成的钢液进行铸造而制造钢坯。接着，对钢坯以表3及表4中所示的条件对钢坯实施热轧和冷轧，适当实施热处理(回火)而制成钢板。在进行回火热处理的情况下，在表3、表4中，在“回火温度”栏中记载了数值。
Figure BDA0003111571800000421
Figure BDA0003111571800000431
表3
Figure BDA0003111571800000441
※带下划线为本发明范围外。
表4
Figure BDA0003111571800000451
※带下划线为本发明范围外。
对表3及表4中所示的钢板以表5～表7中所示的条件实施中间热处理，适当实施冷轧而制成热处理用钢板。中间热处理工序中的冷却工序的“滞留时间2”是指450～200℃下的滞留时间。在进行冷轧的情况下，在表5～7中，在“冷轧率”栏中记载了数值。表8～表10中示出所得到的热处理用钢板的显微组织。对于一部分钢板，进行分割，以多个不同的条件实施热处理。
Figure BDA0003111571800000461
Figure BDA0003111571800000471
Figure BDA0003111571800000481
Figure BDA0003111571800000491
Figure BDA0003111571800000501
Figure BDA0003111571800000511
(实施例：高强度钢板的制造)
对表8～表10中所示的热处理用钢板以表11～表14中所示的条件实施正式热处理，适当实施表皮光轧、热处理(回火)。作为参考，在表中将加热处理中的450～650℃下的平均加热速度记载为“平均加热速度1”，将650～750℃下的平均加热速度记载为“平均加热速度2”。将钢板加热温度(最高加热温度)下的保持时间在表中表示为“滞留时间1”。在冷却工序中，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度在表中表示为“平均冷却速度”，将停止冷却而开始滞留的温度表示为“冷却停止温度”，将冷却工序中的滞留时间表示为“滞留时间2”。在进行表皮光轧的情况下，在表11～14中，在“表皮光轧率”栏中记载了数值。在进行回火热处理的情况下，在表11～14中，在“回火处理”栏中记载了数值。
对于一部分热处理用钢板，与表11～表14中所示的正式热处理并行地以表15中所示的条件实施镀覆处理。在表15的“表面”栏中，EG是指电镀法，GI是指热浸镀法(形成锌镀层)，GA是指热浸镀法(形成锌合金镀层)。
Figure BDA0003111571800000531
Figure BDA0003111571800000541
Figure BDA0003111571800000551
Figure BDA0003111571800000561
表15
Figure BDA0003111571800000571
在表16～表23中示出所得到的高强度钢板的显微组织和特性。在表中的“表面”中，CR是无镀覆处理，EG、GI、GA是与表15同样的含义。在表中的“组织分率”栏中，针状α、块状α分别是指针状铁素体、块状铁素体。另外，(马氏体)、(回火马氏体)、(残余奥氏体)是指岛状硬质组织的详细内容。将珠光体和/或渗碳体的合计表示为“其他”。在“岛状硬质组织”栏中，将当量圆直径低于1.5μm表示为“<1.5μm”，将当量圆直径1.5μm以上表示为“≥1.5μm”。将最大个数密度与最小个数密度之比表示为“个数密度比”。
Figure BDA0003111571800000581
Figure BDA0003111571800000591
Figure BDA0003111571800000601
Figure BDA0003111571800000611
Figure BDA0003111571800000621
Figure BDA0003111571800000631
Figure BDA0003111571800000641
Figure BDA0003111571800000651
强度及成形性进行拉伸试验及扩孔试验来评价。制作JIS Z 2201中记载的5号试验片，将拉伸轴设定为钢板的宽度方向，按照JIS Z 2241进行拉伸试验。扩孔试验按照JISZ 2256来进行。
在抗拉强度为590MPa以上的高强度钢板中，在由拉伸最大强度TS(MPa)、总伸长率El(％)、扩孔性λ(％)构成的下述式(5)成立的情况下，判定为成形性-强度平衡优异的钢板。
TS1.5×E1×λ0.5≥4.0×106 (5)
为了评价韧性，进行夏比冲击试验。在钢板的板厚低于2.5mm的情况下，将钢板层叠至板厚的合计超过5.0mm为止并通过螺栓而连结，制作赋予了2mm深度的V型缺口的层叠夏比试验片。除此以外的条件按照JIS Z2242来进行。
在脆性断面收缩率达到50％以上的韧性-脆性转变温度TTR为-50℃以下、并且脆性转变后的冲击吸收能EB与室温下的冲击吸收能ERT之比EB/ERT达到0.25以上的情况下，判定为韧性优异的钢板。
实验例83～93是所铸造的钢材的成分组成脱离本发明的范围、不能得到规定的热处理用原板及高强度钢板的比较例。
实验例84是钢板所含有的C低于0.080质量％的例子，是在热处理用钢板中不能得到板条状组织及规定的碳化物、并且在高强度钢板中未得到充分量的岛状硬质组织的例子，TS(抗拉强度)低劣。需要说明的是，由于当量圆直径低于1.5μm的岛状硬质组织的个数密度为0.0，因此未进行个数密度比的评价。
实验例85是钢板所含有的C超过0.500质量％的例子，由于在铸造工序中板坯断裂，因此未得到热处理用钢板及高强度钢板。实验例86是钢板所含有的Si超过2.50质量％的例子，由于在铸造工序中板坯断裂，因此不能得到热处理用钢板及高强度钢板。
实验例87是钢板所含有的Mn超过5.00质量％的例子，由于在铸造工序中板坯断裂，因此未得到热处理用钢板及高强度钢板。实验例88是钢板所含有的Mn低于0.50质量％的例子，是在热处理用钢板中未充分获得板条状组织、在高强度钢板中未充分获得针状铁素体的例子，强度-成形性平衡及耐冲击特性低劣。
实验例89是钢板所含有的P超过0.100质量％的例子，由于在铸造工序中板坯断裂，因此未得到热处理用钢板及高强度钢板。实验例90是钢板所含有的S超过0.0100质量％的例子，由于产生大量的夹杂物，因此是热处理用钢板及高强度钢板的成形性显著降低的例子。
实验例91是钢板所含有的Al超过2.000质量％的例子，由于在铸造工序中板坯断裂，因此未得到热处理用钢板及高强度钢板。实验例92是钢板所含有的N超过0.0150质量％的例子，由于产生大量的粗大氮化物，因此是热处理用钢板及高强度钢板的成形性显著降低的例子。
实验例93是钢板所含有的N超过0.0150质量％的例子，由于产生大量的粗大氮化物，因此是热处理用钢板及高强度钢板的成形性显著降低的例子。实验例83是钢板的成分组成不满足式(1)的例子，是热处理用钢板的碳化物密度变得不充分、在高强度钢板中微细的岛状硬质组织的长宽比变大、耐冲击性降低的例子。
实验例13、18、26、52、69、74是在用于制造热处理用钢板的热轧工序中制造条件脱离本发明的范围、得不到规定的显微组织的热处理用钢板、正式热处理后的特性变得低劣的比较例。
实验例95(热处理用钢板65)是脱离式(A)、热轧钢板中的显微组织变得不均质、在正式热处理后的钢板中由于岛状硬质组织不均质地分散因此耐冲击性降低的例子。
实验例52(热处理用钢板32)及实验例74(热处理用钢板47)是热轧工序中的冷却条件不满足式(2)的例子，是热处理用钢板中的碳化物密度变得不充分、在高强度钢板中微细的岛状硬质组织的长宽比变大、耐冲击性降低的例子。
实验例13(热处理用钢板6)及实验例26(热处理用钢板15)是从热轧至热处理为止的温度变化过程不满足式(3)下限的例子，是热处理用钢板中的碳化物密度变得不充分、在高强度钢板中微细的岛状硬质组织的长宽比变大、耐冲击性降低的例子。
实验例18(热处理用钢板9)及实验例69(热处理用钢板43)是从热轧至热处理为止的温度变化过程不满足式(3)上限的例子，是在热处理用钢板中残余粗大的碳化物、在热处理用钢板中碳化物密度变得不充分的例子。因此，热处理用钢板的成形性降低，并且在高强度钢板中，微细的岛状硬质组织的长宽比变大，耐冲击性降低。
实验例5、15、25、33、50、57、63、67、73及98是在对热轧钢板进行中间热处理来制造热处理用钢板的工序中制造条件脱离本发明的范围、得不到规定的显微组织的热处理用钢板、正式热处理后的特性变得低劣的比较例。
实验例5(热处理用钢板1B)及实验例73(热处理用钢板46B)是650℃～(Ac3-40)℃的温度域中的平均加热速度慢、在热处理用钢板中碳化物密度变得不充分、在高强度钢板中微细的岛状硬质组织的长宽比变大、耐冲击性降低的例子。
实验例25(热处理用钢板14B)及实验例50(热处理用钢板30B)是最高加热温度低、在热处理用钢板中得不到充分量的板条组织的例子，在高强度钢板中，强度-成形性平衡及耐冲击性降低。
实验例57(热处理用钢板35B)是最高加热温度高、在热处理用钢板中碳化物密度变得不充分的例子。因此，在热处理用钢板中，C过度固溶，热处理用钢板的成形性变得低劣。另外，在高强度钢板中，微细的岛状硬质组织的长宽比变大，耐冲击性降低。
实验例15(热处理用钢板7B)及实验例33(热处理用钢板19B)是最高加热温度下的滞留时间长、在热处理用钢板中碳化物密度变得不充分的例子。因此，在热处理用钢板中，C过度固溶，热处理用钢板的成形性变得低劣。另外，在高强度钢板中，微细的岛状硬质组织的长宽比变大，耐冲击性降低。
实验例63(热处理用钢板39B)及实验例67(热处理用钢板41B)由于750℃～450℃下的冷却速度慢，在热处理用钢板中，块状铁素体的比例变高，得不到板条状组织，因此高强度钢板中的强度-成形性平衡及耐冲击性降低。
实验例98(热处理用钢板68)是热处理用钢板的冷轧率大的例子，由于在热处理用钢板中板条状组织崩坏，因此在高强度钢板中得不到规定的显微组织，强度-成形性平衡及耐冲击性降低。
表7～表9中所示的实验例中除上述比较例的钢板以外的钢板是本发明的热处理用钢板，通过实施本发明的规定的热处理，能够获得成形性及耐冲击特性优异的高强度钢板。
实验例3、4、17、39、45、48、55、65、79及94、99～104是在对本发明的热处理用钢板进行正式热处理时热处理条件脱离本发明的范围的例子，是得不到成形性及耐冲击特性优异的高强度钢板的比较例。
实验例4及实验例48是450℃～650℃的温度域中的加热速度不足、在高强度钢板中微细的岛状硬质组织的长宽比变大、耐冲击性降低的例子。
实验例45是650℃～750℃的温度域中的加热速度过大、在高强度钢板中微细的岛状硬质组织的长宽比变大、耐冲击性降低的例子。实验例17及实验例79是最高加热温度低、大量的碳化物熔化残留、在高强度钢板中强度、成形性和/或耐冲击特性降低的例子。
实验例55是最高加热温度高、板条状组织完全消失、在高强度钢板中强度-成形性平衡及耐冲击性降低的例子。实验例39及实验例80是最高加热温度下的滞留时间长、板条状组织完全消失、在高强度钢板中强度-成形性平衡及耐冲击性降低的例子。
实验例3及实验例101是700℃～550℃的温度域中的平均冷却速度不足、块状铁素体过量地生成的例子，在高强度钢板中，强度-成形性平衡及耐冲击性降低。
实验例51及实验例102是550℃～300℃的温度域中的滞留时间长、相变过度进行、得不到岛状硬质组织的例子，在高强度钢板中，强度-成形性平衡降低。
实验例94、99是式(C)降低地脱离、在高强度钢板中微细的岛状硬质组织的个数密度不充分、耐冲击性降低的例子。
实验例100是式(C)升高地脱离、长宽比小的粗大的块状的岛状组织发达、在高强度钢板中强度-成形性平衡及耐冲击性降低的例子。
实验例4、103是式(B)脱离、未充分得到各向同性的微细岛状组织、在高强度钢板中耐冲击性降低的例子。
实验例104是式(4)脱离、得不到残余奥氏体、在高强度钢板中强度-成形性平衡降低的例子。
表19～表267中所示的实验例中除上述比较例的钢板以外的钢板是本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，可知根据本发明的制造条件，可得到成形性及耐冲击性优异的高强度钢板。
实验例47(热处理用钢板29)由于在制造热处理用钢板时在热轧工序中不满足式(2)，因此是通过将热轧钢板暂且加热至Ac3点以上、以满足式(2)及式(3)的条件进行冷却及回火处理后实施表4～表6中所示的热处理而得到本发明的热处理用钢板的例子，进而，通过实施表10～表17中所示的热处理，可得到本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板。限于本实验例，在表2的式(2)、式(3)的栏中记载了热轧后的加热、冷却工序中的结果。
实验例16、21、28、32、54是通过将钢板浸渍于熔融锌浴中而得到本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度锌镀覆钢板的例子。实验例16、21是在550℃～300℃的温度域中的滞留处理完成后立即浸渍于锌浴中并冷却至室温的例子。
另一方面，实验例28及实验例32是在550℃～300℃的温度域中滞留的期间浸渍于锌浴的例子。实验例32是在实施表10～表17中所示的热处理后与回火处理同时浸渍于锌浴中的例子。
实验例7、12、24、72及78是通过将钢板浸渍于熔融锌浴后实施合金化处理而得到本发明的成形性及耐冲击性优异的高强度合金化锌镀覆钢板的例子。
实验例12及24是在550～300℃的温度域中的滞留处理完成后立即浸渍于锌浴中实施合金化处理后冷却至室温的例子。
实验例72是在550℃～300℃的温度域中滞留的期间浸渍于锌浴中后在滞留处理完成后实施合金化处理、冷却至室温的例子。实验例78是在550℃～300℃的温度域中滞留的期间浸渍于锌浴后在滞留处理完成后冷却至室温、同时实施回火处理及合金化处理的例子。实验例7是实施表10～表17中所示的热处理后在即将回火处理之前浸渍于锌浴中、同时实施回火处理及合金化处理的例子。
实验例9、42及82是通过电镀处理而得到本发明的成形性及耐冲击性优异的锌镀覆高强度钢板的例子。实验例42及82是在实施表10～表17中所示的热处理后实施电镀处理的例子。实验例9是在实施表10～表17中所示的热处理后实施电镀处理、进一步实施表10～表17中所示的回火处理的例子。
如上所述，根据本发明，能够提供成形性及耐冲击性优异的高强度钢板。本发明的高强度钢板由于是适于汽车的大幅的轻量化和乘客保护和安全确保的钢板，因此本发明在钢板制造产业及汽车产业中可利用性高。
符号说明
1 块状铁素体
2 粗大的岛状硬质组织(长宽比：小)
3 针状铁素体
4 粗大的岛状硬质区域(长宽比：大)
5 微细的岛状硬质区域(长宽比：小)
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，其成分组成以质量％计由
C：0.080～0.500％、
Si：2.50％以下、
Mn：0.50～5.00％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
Al：0.001～2.000％、
N：0.0150％以下、
O：0.0050％以下、
剩余部分：Fe及不可避免的杂质构成，并且满足下述式(1)，其中，
距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织以体积％计包含
针状铁素体：20％以上、
由马氏体、回火马氏体及残余奥氏体中的1种或2种以上构成的岛状硬质组织：20％以上，
并限制为：
残余奥氏体：2％以上且25％以下，
块状铁素体：20％以下、
珠光体和/或渗碳体：合计为5％以下，
在所述岛状硬质组织中，当量圆直径为1.5μm以上的硬质区域的长宽比的平均为2.0以上，当量圆直径低于1.5μm的硬质区域的长宽比的平均低于2.0，
所述当量圆直径低于1.5μm的硬质区域的每单位面积个数密度(以下也简称为“个数密度”)的平均为1.0×1010个·m-2以上，并且，在3个以上的视野中，分别在5.0×10-10m2以上的面积中求出岛状硬质组织的个数密度时，其最大个数密度与最小个数密度之比为2.5以下，
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 (1)
[元素]：元素的质量％。
2.根据权利要求1所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计包含
Ti：0.300％以下、
Nb：0.100％以下、
V：1.00％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计包含
Cr：2.00％以下、
Ni：2.00％以下、
Cu：2.00％以下、
Mo：1.00％以下、
W：1.00％以下、
B：0.0100％以下中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～权利要求3中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计包含
Sn：1.00％以下、
Sb：0.200％以下中的1种或2种。
5.根据权利要求1～权利要求4中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计包含合计0.0100％以下的Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM中的1种或2种以上。
6.根据权利要求1～权利要求5中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，在所述高强度钢板的一面或两面具有锌镀层或锌合金镀层。
7.根据权利要求6所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，所述锌镀层或锌合金镀层为合金化镀层。
8.一种权利要求1～权利要求5中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对热处理用钢板实施正式热处理工序，
其中，所述热处理用钢板是通过实施下述工序得到的，所述工序为：
将含有权利要求1～权利要求5中任一项所述的成分的铸坯加热至1080℃以上且1300℃以下后，实施从最高加热温度至1000℃为止的温度区域中的热轧条件满足式(A)、进而将轧制完成温度设定为975℃～850℃的区间的热轧的热轧工序；
从热轧完成至600℃为止的冷却条件满足下述式(2)、并且达到600℃后至开始后述的中间热处理为止每隔20℃算出的温度变化过程满足下述式(3)的冷却工序，所述式(2)表示将从轧制完成温度至600℃为止的温度15等分的各温度域中的相变进行程度的总和；
实施压下率为80％以下的冷轧的冷轧工序；以及
将650℃～(Ac3-40)℃的温度域的平均加热速度设定为30℃/秒以上而加热至(Ac3-30)℃～(Ac3+100)℃的温度，将该加热温度～(最高加热温度-10)℃的温度域中的滞留时间限制为100秒以下，接着，从加热温度起进行冷却时，将750℃～450℃的温度域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上而进行冷却的中间热处理工序，
在所述正式热处理工序中，
将450℃～650℃下的温度变化过程设定为满足下述式(B)的范围，接着，将650℃～750℃下的温度变化过程设定为满足下述式(C)的范围而加热至(Ac1+25)℃～Ac3点的温度；
在加热温度下保持150秒以下；
在从加热保持温度起进行冷却时，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为10℃/秒以上，冷却至550℃～300℃的温度域；
将550℃～300℃的温度域中的滞留时间设定为1000秒以下；
进而，550℃～300℃的温度域中的滞留条件满足下述式(4)，
Figure FDA0003111571860000041
n：从加热炉中取出后至达到1000℃为止的轧制道次数
hi：i道次后的最终板厚[mm]
Ti：第i道次的轧制温度[℃]
ti：从第i道次的轧制至第i+1道次为止的经过时间[秒]
A＝9.11×107，B＝2.72×104：常数
Figure FDA0003111571860000042
t(n)：第n个温度域中的滞留时间[秒]
元素符号：元素的质量％
Tf：热轧完成温度[℃]
Figure FDA0003111571860000043
t1＝Δt1(n＝1)
Figure FDA0003111571860000044
C＝20.00-1.28·Si0.5-0.13·Mn0.5-0.47·Al0.5-1.20·Ti-2.50·Nb-0.82·Cr0.5-1.70·Mo0.5
Tn：从第n-1次的算出时刻至达到第n次的算出时刻为止的平均钢板温度[℃]
tn：关于第n次的算出时的碳化物的生长的有效总时间[小时]
Δtn：从第n-1次的算出时刻至达到第n次的算出时刻为止的经过时间[小时]
C：关于碳化物的生长速度的参数(元素符号：元素的质量％)
Figure FDA0003111571860000051
其中，各化学组成表示添加量[质量％]；
F：常数、2.57
tn：从(440+10n)℃至(450+10n)℃为止的经过时间[秒]
K：式(3)中边的值
Figure FDA0003111571860000052
M：常数、5.47×1010
N：式(B)左边的值
P：0.38Si+0.64Cr+0.34Mo
其中，各化学组成表示添加量[质量％]；
Q：2.43×104
tn：从(640+10n)℃至(650+10n)℃为止的经过时间[秒]
Figure FDA0003111571860000053
T(n)：将滞留时间10等分时的第n个时间带中的钢板的平均温度
Bs点(℃)＝611-33[Mn]-17[Cr]-17[Ni]-21[Mo]-11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo]+5500[B]+240[Nb])/(8[C])
[元素]：元素的质量％
Bs<T(n)时，(Bs-T(n))＝0
t：550～300℃的温度域中的滞留时间的合计[秒]。
9.根据权利要求8所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对所述正式热处理工序前的热处理用钢板实施压下率为15％以下的冷轧。
10.根据权利要求8或权利要求9所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，将所述高强度钢板加热至200℃～600℃而进行回火。
11.根据权利要求8～权利要求10中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对所述高强度钢板实施压下率为2.0％以下的表皮光轧。
12.一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是权利要求6所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
将通过权利要求8～权利要求10中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在高强度钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
13.一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是权利要求6所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
将在权利要求8～权利要求11中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法中在550℃～300℃的温度域中滞留的钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在高强度钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
14.一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是权利要求6所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
在通过权利要求8～权利要求11中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。
15.根据权利要求13或权利要求14所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求7所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
将所述锌镀层或锌合金镀层加热至400℃～600℃，对锌镀层或锌合金镀层实施合金化处理。

Claims (16)

1.一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，其成分组成以质量％计由
C：0.080～0.500％、
Si：2.50％以下、
Mn：0.50～5.00％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
Al：0.001～2.000％、
N：0.0150％以下、
O：0.0050％以下、
剩余部分：Fe及不可避免的杂质构成，并且满足下述式(1)，其中，
距离钢板表面为1/8t(t：板厚)～3/8t(t：板厚)的区域的显微组织以体积％计包含
针状铁素体：20％以上、
由马氏体、回火马氏体及残余奥氏体中的1种或2种以上构成的岛状硬质组织：20％以上，
并限制为：
残余奥氏体：2％以上且25％以下，
块状铁素体：20％以下、
珠光体和/或渗碳体：合计为5％以下，
在所述岛状硬质组织中，当量圆直径为1.5μm以上的硬质区域的长宽比的平均为2.0以上，当量圆直径低于1.5μm的硬质区域的长宽比的平均低于2.0，
所述当量圆直径低于1.5μm的硬质区域的每单位面积个数密度(以下也简称为“个数密度”)的平均为1.0×1010个·m-2以上，并且，在3个以上的视野中，分别在5.0×10-10m2以上的面积中求出岛状硬质组织的个数密度时，其最大个数密度与最小个数密度之比为2.5以下，
[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≥1.00 (1)
[元素]：元素的质量％。
2.根据权利要求1所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计包含
Ti：0.300％以下、
Nb：0.100％以下、
V：1.00％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计包含
Cr：2.00％以下、
Ni：2.00％以下、
Cu：2.00％以下、
Mo：1.00％以下、
W：1.00％以下、
B：0.0100％以下中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～权利要求3中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计包含
Sn：1.00％以下、
Sb：0.200％以下中的1种或2种。
5.根据权利要求1～权利要求4中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，所述成分组成进一步以质量％计包含合计0.0100％以下的Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM中的1种或2种以上。
6.根据权利要求1～权利要求5中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，在所述高强度钢板的一面或两面具有锌镀层或锌合金镀层。
7.根据权利要求6所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板，其特征在于，所述锌镀层或锌合金镀层为合金化镀层。
8.一种权利要求1～权利要求5中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对热处理用钢板实施正式热处理工序，
其中，所述热处理用钢板是通过实施下述工序得到的，所述工序为：
将含有权利要求1～权利要求5中任一项所述的成分的铸坯加热至1080℃以上且1300℃以下后，实施从最高加热温度至1000℃为止的温度区域中的热轧条件满足式(A)、进而将轧制完成温度设定为975℃～850℃的区间的热轧的热轧工序；
从热轧完成至600℃为止的冷却条件满足下述式(2)、并且达到600℃后至开始后述的中间热处理为止每隔20℃算出的温度变化过程满足下述式(3)的冷却工序，所述式(2)表示将从轧制完成温度至600℃为止的温度15等分的各温度域中的相变进行程度的总和；
实施压下率为80％以下的冷轧的冷轧工序；以及
将650℃～(Ac3-40)℃的温度域的平均加热速度设定为30℃/秒以上而加热至(Ac3-30)℃～(Ac3+100)℃的温度，将该加热温度～(最高加热温度-10)℃的温度域中的滞留时间限制为100秒以下，接着，从加热温度起进行冷却时，将750℃～450℃的温度域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上而进行冷却的中间热处理工序，
在所述正式热处理工序中，
将450℃～650℃下的温度变化过程设定为满足下述式(B)的范围，接着，将650℃～750℃下的温度变化过程设定为满足下述式(C)的范围而加热至(Ac1+25)℃～Ac3点的温度；
在加热温度下保持150秒以下；
在从加热保持温度起进行冷却时，将700℃～550℃的温度域的平均冷却速度设定为10℃/秒以上，冷却至550℃～300℃的温度域；
将550℃～300℃的温度域中的滞留时间设定为1000秒以下；
进而，550℃～300℃的温度域中的滞留条件满足下述式(4)，
Figure FDA0003111571790000041
n：从加热炉中取出后至达到1000℃为止的轧制道次数
hi：i道次后的最终板厚[mm]
Ti：第i道次的轧制温度[℃]
ti：从第i道次的轧制至第i+1道次为止的经过时间[秒]
A＝9.11×107，B＝2.72×104：常数
Figure FDA0003111571790000042
t(n)：第n个温度域中的滞留时间[秒]
元素符号：元素的质量％
Tf：热轧完成温度[℃]
Figure FDA0003111571790000043
t1＝Δt1(n＝1)
Figure FDA0003111571790000044
C＝20.00-1.28·Si0.5-0.13·Mn0.5-0.47·Al0.5-1.20·Ti-2.50·Nb-0.82·Cr0.5-1.70·Mo0.5
Tn：从第n-1次的算出时刻至达到第n次的算出时刻为止的平均钢板温度[℃]
tn：关于第n次的算出时的碳化物的生长的有效总时间[小时]
Δtn：从第n-1次的算出时刻至达到第n次的算出时刻为止的经过时间[小时]
C：关于碳化物的生长速度的参数(元素符号：元素的质量％)
Figure FDA0003111571790000051
其中，各化学组成表示添加量[质量％]；
F：常数、2.57
tn：从(440+10n)℃至(450+10n)℃为止的经过时间[秒]
K：式(3)中边的值
Figure FDA0003111571790000052
M：常数、5.47×1010
N：式(B)左边的值
P：0.38Si+0.64Cr+0.34Mo
其中，各化学组成表示添加量[质量％]；
Q：2.43×104
tn：从(640+10n)℃至(650+10n)℃为止的经过时间[秒]
Figure FDA0003111571790000053
T(n)：将滞留时间10等分时的第n个时间带中的钢板的平均温度
Bs点(℃)＝611-33[Mn]-17[Cr]-17[Ni]-21[Mo]-11[Si]+30[Al]+(24[Cr]+15[Mo]+5500[B]+240[Nb])/(8[C])
[元素]：元素的质量％
Bs<T(n)时，(Bs-T(n))＝0
t：550～300℃的温度域中的滞留时间的合计[秒]。
9.根据权利要求8所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对所述正式热处理工序前的热处理用钢板实施压下率为15％以下的冷轧。
10.根据权利要求8或权利要求9所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，将所述高强度钢板加热至200℃～600℃而进行回火。
11.根据权利要求8～权利要求10中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，对所述高强度钢板实施压下率为2.0％以下的表皮光轧。
12.一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是权利要求6所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
将通过权利要求8～权利要求10中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在高强度钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
13.一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是权利要求6所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
将在权利要求8～权利要求11中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法中在550℃～300℃的温度域中滞留的钢板浸渍于以锌作为主要成分的镀浴中，在高强度钢板的一面或两面形成锌镀层或锌合金镀层。
14.一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是权利要求6所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
在通过权利要求8～权利要求11中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。
15.一种成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是权利要求6所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
在通过权利要求8～权利要求10中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法而制造的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的一面或两面通过电镀而形成锌镀层或锌合金镀层。
16.根据权利要求13～权利要求15中任一项所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求7所述的成形性及耐冲击性优异的高强度钢板的制造方法，
将所述锌镀层或锌合金镀层加热至400℃～00℃，对锌镀层或锌合金镀层实施合金化处理。
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