TW201739930A - 高強度鋼板及高強度鍍鋅鋼板 - Google Patents

高強度鋼板及高強度鍍鋅鋼板 Download PDF

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Kohei Ueda
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Abstract

本發明之高強度鋼板具有特定之化學組成，且從表面至以1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚之板厚範圍內，具有如下所示之微組織：以體積分率計，肥粒鐵：85%以下、變韌鐵：3%以上且95%以下、回火麻田散鐵：1%以上且80%以下、殘留沃斯田鐵：1%以上且25%以下、波來鐵及粗大雪明碳鐵：合計5%以下、且初生麻田散鐵：5%以下；殘留沃斯田鐵中之固溶碳量為0.70~1.30質量%，縱橫比為2.50以下且圓等效直徑為0.80μm以上之殘留沃斯田鐵晶粒之全體晶界中，與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵之界面所占比率為75%以下。

Description

高強度鋼板及高強度鍍鋅鋼板
本發明有關一種高強度鋼板及高強度鍍鋅鋼板。
近年來，就用於汽車等之高強度鋼板而言，令其耐衝撃特性進一步提升之需求現正不斷提高。此外，就用於汽車等之高強度鋼板而言，為了獲得複雜之構件形狀，也需要諸如延性、擴孔性之成形性。
舉例來說，以提升延性及拉伸摺緣性為目的之高強度冷軋鋼板記載於專利文獻1，以提升韌性及HAZ韌性為目的之高強度鋼板記載於專利文獻2，以提升形狀固定性及加工性為目的之高強度鋼板則記載於專利文獻3。此外，以確保延性同時提升焙烤硬化性為目的之高強度熔融鍍鋅鋼板記載於專利文獻4，以確保延性同時提升機械截斷性為目的之高強度熔融鍍鋅鋼板記載於專利文獻5，以提升加工性為目的之高強度熔融鍍鋅鋼板則記載於專利文獻6。
然而，習知之高強度鋼板並無法兼顧近年來所要求之優異成形性與耐衝撃特性。 先行技術文獻 專利文獻
[專利文獻1]日本專利第5463685號公報 [專利文獻2]日本特開2014-9387號公報 [專利文獻3]國際公開第2013/018741號 [專利文獻4]國際公開第2013/047821號 [專利文獻5]國際公開第2013/047739號 [專利文獻6]日本特開2009-209451號公報
發明欲解決之課題 本發明之目的在於提供一種可得優異成形性與耐衝撃特性之高強度鋼板及高強度鍍鋅鋼板。 用以解決課題之手段
本案發明人為了解決上述課題而進行精心研討。結果，清楚得知，不僅是化學組成及微組織之體積分率適正化，以儘量不鄰接回火麻田散鐵及初生麻田散鐵之方式來配置將會成為破壞起點之粗大殘留沃斯田鐵一事亦甚是重要。此外，也明確得知，就此種殘留沃斯田鐵、回火麻田散鐵及初生麻田散鐵之配置控制而言，於製造過程中抑制Mn之偏在化極為重要。
一般而言，為了控制高強度鋼板之微組織體積分率，現今是在冷軋後滯留於退火最高加熱溫度附近的過程中使母相由沃斯田鐵晶粒構成並調整其後之冷卻條件等。Mn偏在之區域於滯留過程中其沃斯田鐵晶粒粗大化，而可得冷卻過程中粗大之殘留沃斯田鐵及初生麻田散鐵相互鄰接並交雜存在之組織。退火後之回火中，初生麻田散鐵近乎全體會成為回火麻田散鐵，但因回火當中組織配置不會發生變化，回火後之微組織中，粗大之殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵相互鄰接並交雜存在。舉例來說，粗大之殘留沃斯田鐵以被回火麻田散鐵包圍之方式存在。具有此種微組織之高強度鋼板容易以粗大之殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵之界面為起點而發生破壞。
迄今，雖有為了化學組成及微組織體積分率之適切化而針對退火條件及回火條件提出方案，但由於Mn之偏在化係伴隨相對高溫下之相變態進行，僅靠調整此等條件並無法控制Mn之偏在化。本案發明人為了抑制Mn之偏在化而精心進行研討，結果發現，可在熱軋之冷卻過程及退火之加熱過程中抑制Mn之偏在，且藉由抑制Mn之偏，可在最高加熱溫度附近之滯留過程中使母相由微細且均質分散之沃斯田鐵晶粒構成。藉由使母相由微細且均質分散之沃斯田鐵晶粒構成，在伴隨冷卻之相變態後，殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵因變韌鐵及肥粒鐵等而相互分離，殘留沃斯田鐵變得不易與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵鄰接。即使被回火麻田散鐵包圍之殘留沃斯田鐵存在，因殘留沃斯田鐵甚微細而不易成為破壞之起點。本案發明人係基於此種知識見解而想到以下所示之諸發明態樣。
(1)一種高強度鋼板，其特徵在於以質量%計具有如下所示之化學組成： C：0.075~0.400%、 Si：0.01~2.50%、 Mn：0.50~3.50%、 P：0.1000%以下、 S：0.0100%以下、 Al：2.000%以下、 N：0.0100%以下、 O：0.0100%以下、 Ti：0.000~0.200%、 Nb：0.000~0.100%、 V：0.000~0.500%、 Cr：0.00~2.00%、 Ni：0.00~2.00%、 Cu：0.00~2.00%、 Mo：0.00~1.00%、 B：0.0000~0.0100%、 W：0.00~2.00%、 選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上元素：合計0.0000~0.0100%、 殘餘部分：Fe及雜質，且 (式1)所示參數Q0：0.35以上； 並且，從表面至以1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的板厚範圍內，具有如下所示之微組織： 以體積分率計，肥粒鐵：85%以下、 變韌鐵：3%以上且95%以下、 回火麻田散鐵：1%以上且80%以下、 殘留沃斯田鐵：1%以上且25%以下、 波來鐵及粗大雪明碳鐵：合計5%以下、且 初生麻田散鐵：5%以下； 殘留沃斯田鐵中之固溶碳量為0.70~1.30質量%， 縱橫比為2.50以下且圓等效直徑為0.80μm以上之殘留沃斯田鐵晶粒之全體晶界中，與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵之界面所占比率為75%以下； Q0=Si+0.1Mn+0.6Al・・・(式1) (令(式1)中之Si、Mn及Al為以質量%計之各元素含量)。
(2)如(1)之高強度鋼板，其以質量%計含有選自於由下列者所構成群組中之1種或2種以上元素： Ti：0.001~0.200%、 Nb：0.001~0.100%、及 V：0.001~0.500%。
(3)如(1)或(2)之高強度鋼板，其以質量%計含有選自於由下列者所構成群組中之1種或2種以上元素： Cr：0.01~2.00%、 Ni：0.01~2.00%、 Cu：0.01~2.00%、 Mo：0.01~1.00%、 B：0.0001~0.0100%、及 W：0.01~2.00%。
(4)如(1)至(3)中任一項之高強度鋼板，其以質量%計含有選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上元素合計0.0001~0.0100%。
(5)如(1)至(4)中任一項之高強度鋼板，其中縱橫比為2.50以下且圓等效直徑為0.80μm以上之殘留沃斯田鐵晶粒之密度為5.0×1010 個/m2 以下。
(6)一種高強度鍍鋅鋼板，其特徵在於：於(1)至(5)中任一項之高強度鋼板表面形成有鍍鋅層。
(7)如(6)之高強度鍍鋅鋼板，其中前述鍍鋅層中之Fe含量為3.0質量%以下。
(8)如(6)之高強度鍍鋅鋼板，其中前述鍍鋅層中之Fe含量為7.0質量%以上且13.0質量%以下。 發明之效果
若依本發明，因殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵及初生麻田散鐵之關係等甚是適切，可獲得優異之成形性及耐衝撃特性。
用以實施發明之形態 以下針對本發明之實施形態予以說明。
(第1實施形態) 首先，針對本發明第1實施形態之高強度鋼板之化學組成予以說明。詳情雖如後述，但第1實施形態之高強度鋼板係經熱軋步驟、酸洗步驟、冷軋步驟、退火步驟、變韌鐵變態步驟、麻田散鐵變態步驟及回火步驟來製造。因此，高強度鋼板之化學組成不僅適合高強度鋼板之特性，也適合此等處理。下述說明中，高強度鋼板所含各元素含量之單位「%」只要無特別聲明即意指「質量%」。本實施形態之高強度鋼板具有如下化學組成：C：0.075~0.400%、Si：0.01~2.50%、Mn：0.50~3.50%、P：0.1000%以下、S：0.0100%以下、Al：2.000%以下、N：0.0100%以下、O：0.0100%以下、Ti：0.000~0.200%、Nb：0.000~0.100%、V：0.000~0.500%、Cr：0.00~2.00%、Ni：0.00~2.00%、Cu：0.00~2.00%、Mo：0.00~1.00%、B：0.0000~0.0100%、W：0.00~2.00%、選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及稀土金屬(rear earth metal：REM)所構成群組中之1種或2種以上元素合計0.0000~0.0100%、殘餘部分：Fe及雜質，且(式1)所示參數Q0：0.35以上。雜質可例示如包含在礦石或廢鋼等原材料中之物以及在製程中包含之物。 Q0=Si+0.1Mn+0.6Al・・・(式1) ((式1)中之Si、Mn及Al為以質量%計之各元素含量。)
(C：0.075~0.400%) C可使沃斯田鐵安定化而獲得殘留沃斯田鐵，藉此提高強度與成形性。C含量小於0.075%將無法獲得殘留沃斯田鐵，難以確保充分強度及成形性。因此，C含量為0.075%以上。為了獲得更優異之強度與成形性，C含量宜為0.090%以上，更宜為0.100%以上。另一方面，C含量超過0.400%將使點焊性顯著劣化。因此，C含量為0.400%以下。為了獲得良好之點焊性，C含量宜為0.320%以下，更宜為0.250%以下。
(Si：0.01~2.50%) Si會抑制鋼板中鐵系碳化物之生成，藉此使得殘留沃斯田鐵安定化而提高強度與成形性。Si含量小於0.01%時，變韌鐵變態步驟中會多量生成粗大之鐵系碳化物，強度及成形性將會劣化。因此，Si含量為0.01%以上。為了獲得更優異之強度與成形性，Si含量宜為0.10%以上，更宜為0.25%以上。另一方面，Si會使鋼脆化及鋼板之耐衝撃特性降低。Si含量超過2.50%時脆化會變得顯著，容易發生鑄得之扁鋼胚破裂等問題。因此，Si含量為2.50%以下。為了獲得良好之耐衝撃特性，Si含量宜為2.25%以下，更宜為2.00%以下。
(Mn：0.50~3.50%) Mn提高鋼板之淬火性進而提高強度。Mn含量小於0.50%時，退火後之冷卻過程中將產生多量之軟質組織而難以確保夠高之最大抗拉強度。因此，Mn含量為0.50%以上。為了獲得更高強度，Mn含量宜為0.80%以上，更宜為1.00%以上。另一方面，Mn會使鋼脆化及點焊性劣化。Mn含量超過3.50%時，鋼板之板厚中央部會產生粗大之Mn濃化部，容易引發脆化而容易發生鑄得之扁鋼胚破裂等問題。因此，Mn含量為3.50%以下。為了獲得良好之點焊性，Mn含量宜為3.20%以下，更宜為3.00%以下。
(P：0.1000%以下) P並非是必須元素，舉例來說，其係以雜質形式含於鋼中。由於P會使鋼脆化及點焊所產生之熔融部脆化，P含量越低越好。P含量超過0.1000%時脆化顯著，容易引發扁鋼胚破裂等問題。因此，P含量為0.1000%以下。為了抑制熔融部之脆化而獲得優異之熔融接合強度，P含量宜為0.0400%以下，更宜為0.0200%以下。減少P含量需耗費成本，若欲減少到小於0.0001%，成本將會顯著上升。因此，P含量可為0.0001%以上，從成本觀點來看宜為0.0010%以上。
(S：0.0100%以下) S並非是必須元素，舉例來說，其係以雜質形式含於鋼中。由於S會與Mn結合而形成粗大之MnS，致使諸如延性、擴孔性、拉伸摺緣性及彎曲性等成形性降低或點焊性劣化，S含量越低越好。S含量超過0.0100%時成形性顯著降低。因此，S含量為0.0100%以下。為了獲得良好之點焊性，S含量宜為0.0070%以下，更宜為0.0050%以下。降低S含量需耗費成本，若欲降低至小於0.0001%，成本將會顯著上升。因此，S含量可為0.0001%以上，從成本觀點來看宜為0.0003%以上，更宜為0.0006%以上。
(Al：2.000%以下) Al會使鋼脆化或使點焊性劣化，因此Al含量越低越好。Al含量超過2.000%時脆化顯著，容易引發扁鋼胚破裂等問題。因此Al含量為2.000%以下。為了獲得良好之點焊性，Al含量宜為1.500%以下，更宜為1.300%以下。減低Al含量需耗費成本，若欲減低至小於0.001%，成本將顯著上升。因此，Al含量可為0.001%以上。Al作為脫氧材料甚為有效，為了充分獲得脫氧效果，Al含量宜為0.010%以上。為了抑制粗大碳化物之生成，也可以殘留沃斯田鐵之安定化為目的而含有Al。為了殘留沃斯田鐵之安定化，Al含量宜為0.100%以上，更宜為0.250%以上。
(N：0.0100%以下) N並非是必須元素，舉例來說，其係以雜質形式含於鋼中。由於N會形成粗大之氮化物，致使諸如延性、擴孔性、拉伸摺緣性及彎曲性等成形性降低或溶接時發生氣孔(blow-hole)，N含量越低越好。N含量超過0.0100%時成形性劣化顯著。因此，N含量為0.0100%以下。為了確實抑制氣孔，N含量宜為0.0075%以下，更宜為0.0060%以下。減低N含量需耗費成本，若欲減少至小於0.0001%，成本將會顯著上升。因此，N含量可為0.0001%以上，從成本觀點來看宜為0.0003%以上，更宜為0.0005%以上。
(O：0.0100%以下) O並非是必須元素，舉例來說，其係以雜質形式含於鋼中。由於O會形成氧化物而致使諸如延性、擴孔性、拉伸摺緣性及彎曲性等成形性劣化，O含量越低越好。O含量超過0.0100%時成形性劣化顯著。因此，O含量為0.0100%以下，且宜為0.0050%以下，更宜為0.0030%以下。減低O含量需耗費成本，若欲減少至小於0.0001%，成本將會顯著上升。因此，O含量可為0.0001%以上。
(參數Q0：0.35以上) 詳情雖如後述，但在麻田散鐵變態步驟後之回火步驟中，殘留沃斯田鐵在加熱處理過程中有分解為變韌鐵、波來鐵或粗大雪明碳鐵之疑慮。Si、Mn及Al在抑制殘留沃斯田鐵分解以提高成形性為特別重要之元素，若(式1)所示參數Q0小於0.35將無法獲得上述效果。因此，令參數Q0為0.35以上，且宜為0.60以上，更宜為0.80以上。 Q0=Si+0.1Mn+0.6Al・・・(式1) ((式1)中之Si、Mn及Al為以質量%計之各元素含量。)
Ti、Nb、V、Cr、Ni、Cu、Mo、B、W、Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM並非是必須元素，而是以特定量為限可適度含在高強度鋼板中之任擇元素。
(Ti：0.000~0.200%) Ti藉由析出強化、抑制肥粒鐵晶粒成長所致細粒強化以及透過抑制再結晶之差排強化而有助於提升鋼板強度。雖然不含Ti仍可達成所期目的，但為了充分獲得此等效果，Ti含量宜為0.001%以上，更宜為0.010%以上。然而Ti含量超過0.200%時，Ti碳氮化物有時會過剩析出而使成形性劣化。因此，Ti含量為0.200%以下。從成形性觀點來看，Ti含量宜為0.120%以下。
(Nb：0.000~0.100%) Nb藉由析出強化、抑制肥粒鐵晶粒成長所致細粒強化以及透過抑制再結晶之差排強化而有助於提升鋼板強度。雖然不含Nb仍可達成所期目的，但為了充分獲得此等效果，Nb含量宜為0.001%以上，更宜為0.005%以上。然而，Nb含量超過0.100%時，Nb碳氮化物有時會過剩析出而使成形性劣化。因此Nb含量為0.100%以下。從成形性觀點來看，Nb含量宜為0.060%以下。
(V：0.000~0.500%) V藉由析出強化、抑制肥粒鐵晶粒成長所致細粒強化以及透過抑制再結晶之差排強化而有助於提升鋼板強度。雖然不含V仍可達成所期目的，但為了充分獲得此等效果，V含量宜為0.001%以上，更宜為0.010%以上。然而V含量超過0.500%時，V碳氮化物有時會過剩析出而使成形性劣化。因此V含量為0.500%以下，更宜為0.350%以下。
(Cr：0.00~2.00%) Cr對於提高淬火性及高強度化甚是有效。雖然不含Cr仍可達成所期目的，但為了充分獲得此等效果，Cr含量宜為0.01%以上，更宜為0.10%以上。然而Cr含量超過2.00%時，有時會損及加熱下之加工性而使生產性降低。因此，Cr含量為2.00%以下，更宜為1.20%以下。
(Ni：0.00~2.00%) Ni對於抑制高溫下之相變態及高強度化甚是有效。雖然不含Ni仍可達成所期目的，但為了充分獲得此等效果，Ni含量宜為0.01%以上，更宜為0.10%以上。然而Ni含量超過2.00%時有時會損及熔接性。因此Ni含量為2.00%以下，更宜為1.20%以下。
(Cu：0.00~2.00%) Cu藉由以微細粒子形式存在於鋼中來提高強度。雖然不含Cu仍可達成所期目的，但為了充分獲得此等效果，Cu含量宜為0.01%以上，更宜為0.10%以上。然而Cu含量超過2.00%時有時會損及熔接性。因此Cu含量為2.00%以下，且宜為1.20%以下。
(Mo：0.00~1.00%) Mo對於抑制高溫下之相變態及高強度化甚是有效。雖然不含Mo仍可達成所期目的，但為了充分獲得此等效果，Mo含量宜為0.01%以上，更宜為0.05%以上。然而Mo含量超過1.00%時，有時會損及加熱下之加工性而使生產性降低。因此Mo含量為1.00%以下，且宜為0.50%以下。
(B：0.0000~0.0100%) B對於抑制高溫下之相變態及高強度化甚是有效。雖然不含B仍可達成所期目的，但為了充分獲得此等效果，B含量宜為0.0001%以上，更宜為0.0005%以上。然而B含量超過0.0100%時，有時會損及加熱下之加工性而使生產性降低。因此B含量為0.0100%以下，B含量為0.0050%以下更佳。
(W：0.00~2.00%) W對於抑制高溫下之相變態及高強度化甚有效。雖然不含W仍可達成所期目的，但為了充分獲得此等效果，W含量宜為0.01%以上，更宜為0.10%以上。然而W含量超過2.00%時，有時會損及加熱下之加工性而使生產性降低。因此W含量為2.00%以下，更宜為1.20%以下。
(選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上元素：合計0.0000~0.0100%) REM意指鑭系元素。舉例來說，REM及Ce係以混合稀土(misch metal)來添加，除了La及Ce之外，有時會複合含有鑭系元素。即使含有La及Ce之外的鑭系元素，仍可發揮本發明之效果。即使含有金屬La及Ce，仍可發揮本發明之效果。
Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM對於改善成形性甚有效。雖然不含Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM仍可達成所期目的，但為了充分獲得此等效果，Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM之總含量宜為0.0001%以上，更宜為0.0010%以上。然而Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM之總含量超過0.0100%時，有損及延性之虞。因此Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM之總含量為0.0100%以下，更宜為0.0070%以下。
就雜質而言，可接受含有H、Na、Cl、Sc、Co、Zn、Ga、Ge、As、Se、Y、Zr、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、In、Sn、Sb、Te、Cs、Hf、Ta、Re、Os、Ir、Pt、Au及Pb合計0.0100%以下。
接著，就第1實施形態之高強度鋼板之微組織予以說明。本實施形態之高強度鋼板在表面至以1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的板厚範圍中具有如下示之微組織：以體積分率計，肥粒鐵：85%以下、變韌鐵：3%以上95%以下、回火麻田散鐵：1%以上且80%以下、殘留沃斯田鐵：1%以上且25%以下、波來鐵及粗大雪明碳鐵：合計5%以下、初生麻田散鐵：5%以下。
(肥粒鐵：85%以下) 肥粒鐵具有優異之延性。但因肥粒鐵之強度較低，肥粒鐵之體積分率超過85%時，無法獲得充分之最大抗拉強度。因此，肥粒鐵之體積分率為85%以下。為了獲得更高之最大抗拉強度，肥粒鐵之體積分率宜為75%以下，更宜為65%以下。雖然不含肥粒鐵仍可達成所期目的，但為了獲得良好延性，肥粒鐵之體積分率宜為5%以上，更宜為10%以上。
(變韌鐵：3%以上且95%以下) 變韌鐵係強度與成形性之平衡性優異之組織。變韌鐵之體積分率小於3%時，無法獲得良好之強度與成形性之平衡性。因此，變韌鐵之體積分率為3%以上。由於殘留沃斯田鐵之體積分率伴隨變韌鐵之生成而提高，變韌鐵之體積分率宜為7%以上，更宜為10%以上。另一方面，變韌鐵之體積分率超過95%時，難以確保回火麻田散鐵與殘留沃斯田鐵兩者，而無法獲得良好之強度與成形性之平衡性。因此，變韌鐵之體積分率為95%以下，為了獲得更優異之強度與成形性之平衡性，變韌鐵之體積分率宜為85%以下，更宜為75%以下。
另外，本發明之變韌鐵包含：由板條(lath)狀體心立方格子(body-centered cubic：bcc)結晶構成且不含鐵系碳化物之變韌肥粒鐵；由微細bcc結晶及粗大鐵系碳化物所構成之粒狀變韌鐵；由板條狀bcc結晶及粗大鐵系碳化物構成之上變韌鐵；以及，由板狀bcc結晶及平行排列於其內部之微細鐵系碳化物所構成之下變韌鐵。
(回火麻田散鐵：1%以上且80%以下) 回火麻田散鐵可不損及耐衝撃特性而大幅提高鋼板之抗拉強度。回火麻田散鐵之體積分率小於1%時，無法獲得充分之抗拉強度。因此，回火麻田散鐵之體積分率為1%以上。為了獲得更高之抗拉強度，回火麻田散鐵之體積分率宜為5%以上，更宜為10%以上。另一方面，回火麻田散鐵 之體積分率超過80%時，回火麻田散鐵與殘留沃斯田鐵所成界面過度增加而使耐衝撃特性劣化。因此，回火麻田散鐵之體積分率為80%以下。為了獲得更優異之耐衝撃特性，回火麻田散鐵之體積分率宜為73%以下，更宜為65%以下。
(殘留沃斯田鐵：1%以上且25%以下) 殘留沃斯田鐵可提高強度與延性之平衡性。殘留沃斯田鐵之體積分率小於1%時，無法獲得良好之強度與延性之平衡性。因此，殘留沃斯田鐵之體積分率為1%以上。為了獲得良好之成形性，殘留沃斯田鐵之體積分率宜為2.5%以上，更宜為4%以上。另一方面，欲使殘留沃斯田鐵之體積分率超過25%時，所需之C程度會明顯損及熔接性。因此，殘留沃斯田鐵之體積分率為25%以下。殘留沃斯田鐵會因受到衝撃而變態為硬質之麻田散鐵，進而成為破壞之起點而發生作用。殘留沃斯田鐵之體積分率超過21%時容易發生麻田散鐵變態。因此，殘留沃斯田鐵之體積分率宜為21%以下，更宜為17%以下。
殘留沃斯田鐵中之固溶碳量越高，殘留沃斯田鐵之安定性就越高，可獲得優異之耐衝撃特性。殘留沃斯田鐵中之固溶碳量小於0.70質量%時，無法充分獲得此項。因此，殘留沃斯田鐵中之固溶碳量為0.70%質量%以上。殘留沃斯田鐵中之固溶碳量宜為0.77質量%以上，更宜為0.84質量%以上。另一方面，一旦殘留沃斯田鐵中之固溶碳量過度提高，殘留沃斯田鐵變態為麻田散鐵(伴隨拉伸變形)將無法充分進行，有時反而會有加工硬化性能降低之情況。殘留沃斯田鐵中之固溶碳量超過1.30質量%時無法獲得充分之加工硬化性。因此，殘留沃斯田鐵中之固溶碳量為1.30質量%以下，且宜為1.20質量%以下，更宜為1.10質量%以下。
縱橫比為2.50以下且圓等效直徑為0.80μm以上之殘留沃斯田鐵晶粒會因受到衝撃而變態為硬質之麻田散鐵，容易作為破壞之起點而發揮作用。特別是該當上述之殘留沃斯田鐵晶粒與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵所形成之界面附近，殘留沃斯田鐵因硬質之回火麻田散鐵或初生麻田散鐵而受到拘束，伴隨變形而在殘留沃斯田鐵側產生高應變，殘留沃斯田鐵容易變態為麻田散鐵。因此，殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵所形成之界面發生剝離而容易發生破壞。
再者，縱橫比為2.50以下且圓等效直徑為0.80μm以上之殘留沃斯田鐵晶粒的全體晶界中，與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵形成之界面所占比率，即與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵相接部分之比率一旦超過75%，伴隨界面破壞之破壞顯著。因此，本實施形態中該比率為75%以下。本實施形態中，由於該比率為75%以下，可抑制上述以殘留沃斯田鐵晶粒為起點之破壞進而提高耐衝撃特性。為了獲得更優異之耐衝撃特性，該比率宜為60%以下，更宜為40%以下。
藉由減少會成為破壞起點之粗大殘留沃斯田鐵晶粒，耐衝撃特性更獲改善。從此觀點來看，縱橫比為2.50以下且圓等效直徑為0.80μm以上之殘留沃斯田鐵晶粒之密度宜為5.0×1010 個/m2 以下，更宜為3.0×1010 個/m2 以下。
(初生麻田散鐵：5%以下) 初生麻田散鐵雖可大幅提升抗拉強度，但另一方面會成為破壞起點而使耐衝撃特性劣化。初生麻田散鐵之體積分率超過5%時耐衝撃特性劣化顯著。因此，初生麻田散鐵之體積分率為5%以下。為了獲得優異之耐衝撃特性，初生麻田散鐵之體積分率宜為1%以下，更宜為0%。
(波來鐵及粗大雪明碳鐵：合計5%以下) 波來鐵及粗大雪明碳鐵會使延性劣化。波來鐵及粗大雪明碳鐵之體積分率合計超過5%時，延性劣化顯著。因此，波來鐵及粗大雪明碳鐵之體積分率合計為5%以下。於此，本實施形態中，粗大雪明碳鐵意指圓等效直徑為1.0μm以上之雪明碳鐵。可藉由電子顯微鏡觀察而容易地測定雪明碳鐵之圓等效直徑，進而可容易地判別該雪明碳鐵是否粗大。
肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵、初生麻田散鐵、波來鐵及粗大雪明碳鐵之體積分率可用下示方法測定。以與鋼板之軋延方向平行之板厚截面作為觀察面並採取試料，研磨觀察面並以硝太蝕劑蝕刻，再以場致發射掃描電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察從表面至以1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的板厚範圍並測定面積分率，可將其視為體積分率。
殘留沃斯田鐵之體積分率係以X射線繞射法評價。於表面至1/8厚~3/8厚之板厚範圍中，將與板面平行之面修整為鏡面，再以X射線繞射法測定fcc鐵之面積分率，可將其視為殘留沃斯田鐵之體積分率。
殘留沃斯田鐵中之固溶碳量(Cγ[質量%])可在與測定殘留沃斯田鐵之體積分率相同之條件下進行X射線繞射試驗，求出殘留沃斯田鐵之平均晶格常數a[nm]後，利用下式求出。 Cγ=2.264×102 ×(a-0.3556)
殘留沃斯田鐵晶粒之縱橫比、圓等效直徑及界面係使用FE-SEM，利用穿透EBSD法(背向散射電子繞射法)之高分解能結晶方位進行解析來評價。在1/8厚~3/8厚之板厚範圍中切出與板面平行之薄片，對薄片施行機械研磨及電解研磨，藉由觀察薄片所生孔洞周邊，可精度良好地觀察微細之殘留沃斯田鐵晶粒。另外，穿透EBSD法所得數據之解析可使用TSL社製之「OIM Analysys 6.0」。在上述薄片中設定5個大小在2.0×10-10 m2 以上之區域後，再以穿透EBSD法觀察。經由觀察結果，令判斷為fcc鐵之區域為殘留沃斯田鐵。
就獲得殘留沃斯田鐵晶粒之縱橫比及圓等效直徑之方法敘述如下。首先，從測得之結晶方位中僅挖空fcc鐵來描繪結晶方位圖。將發生10°以上結晶方位差的境界視為晶界。令縱橫比為晶粒之長軸長度除以短軸長度所得之值。圓等效直徑可以下述方式求得：從各晶粒所含測定點之數量求出面積，面積乘以4/π後求平方根。
就求得殘留沃斯田鐵晶粒之晶界中與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵所形成之界面所佔比率的方法敘述如下。首先，針對得自bcc鐵之數據，令發生4°以上結晶方位差之境界為晶界，再算出表示各晶粒中之晶格應變的指標「Grain Average Fit」。
Grain Average Fit較高之晶粒為回火麻田散鐵或初生麻田散鐵。對於使用FE-SEM觀察所得回火麻田散鐵之面積分率StM[%]與初生麻田散鐵之面積分率SfM[%]的和StM+SfM[%]，以Grain Average Fit為橫軸並以各結晶粒之面積為縱軸來製作直方圖。接著，將Grain Average Fit較高之側至相當於StM+SfM[%]的部分視為回火麻田散鐵或初生麻田散鐵。
於殘留沃斯田鐵之結晶方位圖上，將發生4°結晶方位差之境界作為晶界描繪，更進一步將被視為回火麻田散鐵或初生麻田散鐵之區域顯示在同一圖上，可藉此得知殘留沃斯田鐵、回火麻田散鐵及初生麻田散鐵之配置。然後可從該配置求出：縱橫比為2.50以下且圓等效直徑為0.80μm以上之殘留沃斯田鐵晶粒的全體晶界中，與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵形成之界面所占比率。
本實施形態之高強度鋼板之板厚未受限定，但宜為0.4mm以上且5.0mm以下。一旦板厚小於0.4mm，鋼板形狀有時難以保持平坦。板厚超過5.0mm時，變得難以控制製造過程中之加熱條件及冷卻條件，有時無法獲得預定之微組織。
(第2實施形態) 首先，就本發明第2實施形態之高強度鍍鋅鋼板予以說明。本實施形態之高強度鍍鋅鋼板具有第1實施形態之高強度鋼板與形成在其表面之鍍鋅層。舉例來說，鍍鋅層為熔融鍍鋅層或合金化鍍鋅層。鍍鋅層亦可為鋅電鍍層。
使用熔融鍍鋅層時，為了使高強度鋼板表面與熔融鍍鋅層之密著性提高，熔融鍍鋅層中之Fe含量宜為3.0質量%以下。此外，熔融鍍鋅層中之Al含量越高，高強度鋼板表面與熔融鍍鋅層之密著性越易劣化，Al含量超過0.5質量%時密著性之劣化顯著。因此，熔融鍍鋅層中之Al含量宜為0.5質量%以下。
使用合金化鍍鋅層時，為了使高強度鋼板表面與合金化鍍鋅層之密著性提高，合金化鍍鋅層中之Fe含量宜為7.0質量%以上且13.0質量%以下。
鍍鋅層可含有選自於由Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr及REM所構成群組中之1種或2種以上元素。視各元素之含量而定，也有鍍鋅層之耐蝕性及加工性獲改善等理想情況。
鍍鋅層中之Fe含量及Al含量可藉下示方法測定。首先，於已添加抑制劑且濃度為3~10%之室溫鹽酸中浸漬預定尺寸之鍍覆鋼板使鍍層溶解。接著，稀釋已溶有鍍層之液體，再以感應耦合電漿(inductively coupled plasma：ICP)法分析經稀釋之溶液中之Zn、Al、Fe濃度，求出鍍層中Zn、Al及Fe之質量比。之後，由鍍層中之Zn、Al及Fe之質量比算出鍍層中之Fe含量及Al含量。就抑制劑而言，例如使用JIS K 8847所規定之六亞甲基四胺即可。
其次，就製造第1實施形態之高強度鋼板的方法予以說明。該製造方法包含熱軋步驟、酸洗步驟、冷軋步驟、退火步驟、變韌鐵變態步驟、麻田散鐵變態步驟及回火步驟，亦可包含軟質化退火步驟。該製造方法宜適用於製造板厚為0.4mm以上且5.0mm以下之高強度鋼板。一旦板厚小於0.4mm，有時難以使鋼板形狀保持平坦。板厚超過5.0mm時，變得難以控制製造過程中之加熱條件及冷卻條件，有時無法獲得預定之微組織。
欲製造第1實施形態之高強度鋼板時，首先需鑄造具有上述化學組成之扁鋼胚。供予熱軋之扁鋼胚可使用連續鑄造扁鋼胚或以薄扁鋼胚鑄造機等製得之物。鑄造後之扁鋼胚暫時冷卻至常溫亦無妨，但高溫狀態下直接供予熱軋可減少加熱所需能量，更為理想。
(熱軋步驟) 熱軋步驟中，扁鋼胚之加熱溫度小於1080℃時，因鑄造所生之粗大夾雜物會熔餘，熱軋後鋼板有斷裂之可能性。因此，令扁鋼胚之加熱溫度為1080℃以上，且宜為1150℃以上。扁鋼胚之加熱溫度上限並未特別制定，但加熱超過1300℃需要大量能量，因此宜為1300℃以下。
熱軋之結束溫度小於850℃時，軋延反作用力會提高，難以安定獲得所欲板厚。因此，令熱軋結束溫度為850℃以上。從軋延反作用力之觀點來看，宜令熱軋結束溫度為870℃以上。另一方面，欲令熱軋結束溫度超過1020℃時，扁鋼胚從加熱結束至熱軋結束為止之期間需要加熱鋼板之裝置而需高成本。因此，令熱軋結束溫度為1020℃以下。此外，若熱軋結束溫度過高，其後之冷卻過程會有鋼板形狀崩塌而需在冷卻結束後施行形狀矯正加工之情況，成本面上並不理想。因此，宜令熱軋結束溫度為1000℃以下，更宜為980℃以下。
從熱軋結束至捲取之期間，若850℃至700℃範圍內之平均冷卻速度小於8.0℃/秒，將會生成粗大之肥粒鐵，Mn偏析增強而成為硬質組織偏在之微組織。結果，高強度鋼板中殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵相接之可能性過度提高。因此，於該方法中，令850℃至700℃範圍內之平均冷卻速度為8.0℃/秒以上。為了避免高強度鋼板中殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵鄰接以提高鋼板耐衝撃特性，宜令850℃至700℃範圍內之平均冷卻速度為12.0℃/秒以上，更宜為16.0℃/秒以上。即使不限定850℃至700℃範圍內之平均冷卻速度上限，仍可製造第1實施形態之高強度鋼板。
將熱軋鋼板捲取為鋼捲(coil)之溫度(捲取溫度)TC 超過700℃時，捲取後緩冷至室溫之期間中，相變態在高溫下進行而生成粗大之肥粒鐵，Mn偏析增強而成為硬質組織偏在之微組織。結果，高強度鋼板中殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵相接之可能性過度提高。因此，本製造方法中，令捲取溫度TC 為700℃以下。為了避免高強度鋼板中殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵鄰接以提高鋼板之耐衝撃特性，宜令捲取溫度TC 為660℃以下。另一方面，若令捲取溫度TC 小於400℃，熱軋鋼板之強度過度提高，酸洗步驟及冷軋步驟中有發生鋼板斷裂之虞。因此，令捲取溫度TC 為400℃以上。為了精度良好地冷卻鋼板，宜令捲取溫度TC 為500℃以上。
捲取後，若使至室溫為止之冷卻速度加快，由於捲取後之相變態會在更低溫下進行，而成為硬質組織適度分散之微組織，高強度鋼板中殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵相接之可能性降低。因此，令捲取溫度TC 至350℃之平均冷卻速度為5.0×10-3 ℃/秒以上。另一方面，若使已捲取為鋼捲之鋼板冷卻過快，鋼捲內會發生大幅溫度偏差，相變態之動態也隨著溫度偏差而發生偏頗，因而成為硬質組織部分集合之微組織，高強度鋼板中殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵相接之可能性反而增加。為了避免此一現象，令捲取溫度TC 至350℃之平均冷卻速度為1.0×10-2 ℃/秒以下，更宜為9.0×10-3 ℃/秒以下。
(酸洗步驟) 於熱軋步驟後之酸洗步驟中進行熱軋步驟所得熱軋鋼板之酸洗。以酸洗去除存在於熱軋鋼板表面之氧化物。酸洗對於熱軋鋼板之化學轉化處理性及鍍覆性之提升甚為重要。熱軋鋼板之酸洗可僅進行一次，亦可進行多次。
(冷軋步驟) 酸洗步驟後之冷軋步驟係進行熱軋鋼板之冷軋而獲得冷軋鋼板。冷軋之合計軋縮率超過85%時，鋼板延性顯著降低，冷軋中鋼板斷裂之可能性提高。因此，令冷軋之軋縮率合計為85%以下，且宜為75%以下，更宜為70%以下。冷軋步驟之合計軋縮率下限並未特別制定，不施行冷軋也無妨。然而，一旦冷軋之軋縮率合計小於0.05%，會有鋼板形狀變得不均質，鍍層無法均勻附著而損及外觀之情況。因此，宜令冷軋之合計軋縮率為0.05%以上，更宜為0.10%以上。另，冷軋宜以多道次進行，但不問冷軋之道次數及各道次之軋縮率分配。
若冷軋之合計軋縮率超過10%且小於20%，冷軋步驟後之退火步驟中，再結晶無法充分進行，含多量差排而失去展性之粗大結晶粒會殘留在表層附近，而有彎曲性及耐疲勞特性劣化之情況。為了避免此種現象，減少合計軋縮率來減輕差排蓄積晶粒以使晶粒展性殘留的作法有效。從減輕差排蓄積晶粒之觀點來看，宜令冷軋步驟之合計軋縮率為10%以下，更宜為5.0%以下。此外，為了獲得良好之彎曲性及耐疲勞特性，使冷軋步驟之合計軋縮率增大而在退火步驟中使再結晶充分進行，將加工組織製成內部差排蓄積較少之再結晶粒的作法有效。為了使退火步驟中之再結晶充分進行，宜令合計軋縮率為20%以上，更宜為30%以上。
(軟質化退火步驟) 本製造方法可於熱軋步驟與冷軋步驟之間包含軟質化退火步驟。軟質化退火步驟係進行以鋼板之軟質化為目的的軟質化退火。藉由進行軟質化退火，可減低冷軋之軋延反作用力而改善鋼板形狀。然而，軟質化退火步驟之退火處理溫度超過680℃時，雪明碳鐵之粒徑粗大化，退火步驟中沃斯田鐵晶粒之晶核生成頻率降低，一部分沃斯田鐵晶粒過度成長，因而使粗大之沃斯田鐵晶粒密度提高，衝撃特性劣化。因此，宜令退火處理溫度為680℃以下。退火處理溫度之下限並未特別制定，但小於300℃將無法獲得充分之軟質化效果。因此，宜令退火處理溫度為300℃以上。
軟質化退火步驟在酸洗步驟前或後皆可。亦可在軟質化退火步驟之前、後雙方進行酸洗。
(退火步驟) 冷軋步驟後之退火步驟係進行冷軋鋼板之退火。退火步驟係將冷軋步驟所得冷軋鋼板以AC1 點~(AC1 點+25)℃範圍內之平均加熱速度為0.5℃/秒以上之方式加熱到最高加熱溫度Tmax 。AC1 點~(AC1 點+25)℃範圍內之平均加熱速度小於0.5℃/秒時，AC1 點以上立刻生成之沃斯田鐵晶粒過度成長而成為硬質組織偏在之微組織。結果，高強度鋼板中殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵相接之可能性過度提高。為了避免高強度鋼板中殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵鄰接以提高鋼板之耐衝撃特性，宜令AC1 點~(AC1 點+25)℃範圍內之平均加熱速度為0.8℃/秒以上。AC1 點~(AC1 點+25)℃範圍內之平均加熱速度之上限並未特別設定，但一旦加熱速度過高，鋼中之雪明碳鐵熔餘而有特性劣化之疑慮。因此，宜令AC1 點~(AC1 點+25)℃範圍內之平均加熱速度為100℃/秒以下。
一旦最高加熱溫度Tmax 小於(AC1 點+40)℃，鋼中雪明碳鐵熔餘而有特性劣化之疑慮。因此，令最高加熱溫度Tmax 為(AC1 點+40)℃以上。為了提高硬質組織分率以臻更高強度，宜令最高加熱溫度Tmax 為(AC1 點+55)℃以上。另一方面，最高加熱溫度Tmax 超過1000℃時，有時沃斯田鐵徑變得粗大而使高強度鋼板之特性大幅劣化。因此，宜令最高加熱溫度Tmax 為1000℃以下。
鋼板之AC1 點與AC3 點分別為沃斯田鐵逆變態之開始點與結束點。從熱軋後之鋼板切出小片，以10℃/秒加熱至1200℃並測定其間之體積膨張，可藉此獲得鋼板之AC1 點與AC3 點。
退火步驟中，最高加熱溫度Tmax 至(Tmax -10)℃之溫度範圍內的滯留時間tmax 會大幅影響高強度鋼板之特性。若該滯留時間tmax 過長， Mn偏析進行而成為硬質組織偏在之微組織。結果，高強度鋼板中殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵相接之可能性過度提高。爰此，本製造方法為了提高耐衝撃特性，而令有關滯留時間tmax 之(式2)所示參數Q1為2.0以下。
[數學式1]((式2)中之WMn 為以質量%計之Mn含量，TC 為熱軋步驟中將熱軋鋼板捲取為鋼捲之溫度[℃]。T為Tmax 或AC3 點當中較低之溫度。)
參數Q1反映退火步驟後之Mn偏析進行度，參數Q1越大Mn偏析進行越多，耐衝撃特性劣化。從耐衝撃特性之觀點出發，令參數Q1為2.0以下，且宜為1.5以下，更宜為1.0以下。
於上述溫度範圍及上述滯留時間tmax 下滯留後，使鋼板冷卻到650℃(第1冷卻)。至650℃(第1冷卻停止溫度)為止之平均冷卻速度(第1冷卻速度)可因應鋼板之要求特性而作任意變更亦無妨。宜令第1冷卻速度為0.5℃/秒以上。若第1冷卻速度為0.5℃/秒以上，可防止多量之波來鐵發生。
第1冷卻後，從650℃至500℃以下之溫度(第2冷卻停止溫度)為止，令平均冷卻速度為2.5℃/秒以上來冷卻鋼板(第2冷卻)。650℃至500℃之溫度範圍內的平均冷卻速度(第2冷卻速度)小於2.5℃/秒時，會多量發生波來鐵或粗大雪明碳鐵而損及成形性。此外，該溫度範圍內生成之肥粒鐵呈軟質，會減低強度。為了使高強度鋼板之強度提高，宜令第2冷卻速度為5.0℃/秒以上，更宜為9.0℃/秒以上。雖然不限定第2冷卻速度之上限仍可製造第1實施形態之高強度鋼板，但欲獲得200℃/秒以上之平均冷卻速度則需要採用特殊之冷卻方法。因此，從成本觀點來看，宜令第2冷卻速度為200℃/秒以下。
(變韌鐵變態步驟) 退火步驟後之變韌鐵變態步驟係在500~340℃之範圍內進行促進變韌鐵變態之處理。藉由使變韌鐵進行變態，存在於未變態之沃斯田鐵晶粒內之晶核生成位點(site)被消費，後續之麻田散鐵變態步驟中，自沃斯田鐵晶粒內生成之麻田散鐵減少。結果，殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵之界面減少而改善耐衝撃特性。另一方面，若過度進行變韌鐵變態，碳會於未變態之沃斯田鐵中過剩濃縮。結果，未變態之沃斯田鐵之Ms點降低，無法於後續之麻田散鐵變態步驟中獲得麻田散鐵。為了使變韌鐵變態適度進行而改善耐衝撃性，於變韌鐵變態步驟中令(式3)所示參數Q2為0.10以上且3.00以下。
[數學式2]((式3)中之Mn、Si、Cr、Al為以質量%計之各元素含量，tB 為變韌鐵變態步驟之處理時間[秒]，Ti為將變韌鐵變態步驟從開始至結束之處理時間分為10等分後第i等分範圍內之平均溫度[℃]。)
參數Q2反映變韌鐵變態之進行度，參數Q2越大變韌鐵變態越是進行。若參數Q2在0.10以上且3.00以下之範圍，變韌鐵變態之進行度適切。從耐衝撃性之觀點來看，宜令參數Q2為0.25以上且2.50以下。
本製造方法可於退火步驟與變韌鐵變態步驟之間施行使鋼板冷卻至Ms＊~(Mf＊+50)℃後再加熱至340~500℃之處理。藉由該處理，可更有效率地消費未變態沃斯田鐵晶粒內之晶核生成位點，進一步提高鋼板之耐衝撃特性。Ms＊係以(式4)表示，Mf＊係以(式5)表示。
[數學式3]((式4)中之C、Mn、Ni、Cr、Si、Mo、Al為以質量%計之各元素含量，不含該元素時則為0。(式4)及(式5)中之Vα 為肥粒鐵之體積分率[%]。)
另外，於鋼板製造中難以直接測定肥粒鐵之體積分率。因此，本製造方法係切出退火步驟前之冷軋鋼板小片，使該小片在與退火步驟相同之溫度履歷下退火，測定小片之肥粒鐵體積變化，再將使用該結果算出之數值用作肥粒鐵之體積分率。肥粒鐵體積分率之測定在以相同製造條件(溫度履歴)製造鋼板時，使用最初1次之測定結果即可，毋須每次進行測定。大幅變更製造條件時再另行測定。當然，實際觀察所製得鋼板之微組織並反饋到下次以後之製造亦無妨。
(麻田散鐵變態步驟) 變韌鐵變態步驟後之麻田散鐵變態步驟係藉由冷卻鋼板(第3冷卻)來進行使麻田散鐵變態發生之處理。第3冷卻中340℃~Ms點之範圍內的平均冷卻速度(第3冷卻速度)小於1.0℃/秒時，會生成含碳化物之下變韌鐵而使成形性劣化。因此，令第3冷卻速度為1.0℃/秒以上。為了獲得更優異之成形性，宜令第3冷卻速度為2.5℃/秒以上，更宜為4.0℃/秒以上。Ms點係以(式6)表示。
[數學式4]((式6)中之C、Mn、Ni、Cr、Si、Al為以質量%計之各元素含量，不含該元素時則為0。Vα 為肥粒鐵之體積分率[%]，VB 為變韌鐵之體積分率[%]。)
之後，冷卻至Ms點以下到Mf點以上之間的任意溫度(第3冷卻停止溫度)，進行麻田散鐵變態。Mf點係以(式7)表示。
[數學式5]((式7)中之C、Mn、Ni、Cr、Si、Al為以質量%計之各元素含量，不含該元素時則為0。Vα 為肥粒鐵之體積分率[%]，VB 為變韌鐵之體積分率[%]。)
另，鋼板製造中難以直接測定肥粒鐵之體積分率及變韌鐵之體積分率。因此，本製造方法係切出退火步驟前之冷軋鋼板小片，使該小片在與退火步驟相同之溫度履歴下退火，測定小片之肥粒鐵與變韌鐵之體積變化，再將使用該結果算出之數值分別用作肥粒鐵之體積分率與變韌鐵之體積分率。肥粒鐵及變韌鐵之體積分率測定在以相同製造條件(溫度履歴)製造鋼板時，使用最初1次之測定結果即可，毋須每次進行測定。大幅變更製造條件時再另行測定。當然，實際觀察所製得鋼板之微組織並反饋到下次以後之製造亦無妨。
第3冷卻停止溫度宜令Mf點為-10℃以下且為-10~50℃之範圍。藉由令冷卻停止溫度為-10~50℃之範圍，無需使用特殊之保熱裝置及冷藏裝置即可移行至回火步驟。因此，從成本觀點來看，宜令第3冷卻停止溫度為-10~50℃之範圍。
本製造方法可在麻田散鐵變態步驟與回火步驟之間施行第2冷軋(表皮光軋)。第2冷軋係對鋼板施行軋延率為3.0%以下(宜2.0%以下)之冷軋。藉由進行第2冷軋，全體晶界中與麻田散鐵形成之界面所佔比率較大之不安定未變態沃斯田鐵晶粒會變態為麻田散鐵，可改善回火步驟後鋼板之耐衝撃特性。
(回火步驟) 麻田散鐵變態步驟後之回火步驟係於200~600℃之範圍內使鋼板回火。藉由回火步驟，麻田散鐵變態步驟中生成之麻田散鐵會成為回火麻田散鐵，大幅改善鋼板之成形性及耐衝撃特性。
與回火溫度Ttem [℃]及回火溫度Ttem 至(Ttem -10℃)之間的回火處理時間ttem [秒]相關且以(式8)表示之參數Q3為1.0以上，以(式9)表示之參數Q4為1.00以下，以(式10)表示之參數Q5為1.00以下。
[數學式6]((式8)中之Si為以質量%計之Si含量。Ttem 為回火溫度[℃]，ttem 為回火處理時間[秒]。)
參數Q3表示麻田散鐵之回火度。若參數Q3小於1.0，麻田散鐵之回火無法充分進行，擴孔性、拉伸摺緣性劣化。因此，需令參數Q3為1.0以上。為了獲得優異之擴孔性、拉伸摺緣性，宜令參數Q3為1.5以上，更宜為2.0以上。
[數學式7]((式9)中之Mn、Ni為質量%計之Mn、Ni含量，不含該元素時則為0。Ttem 為回火溫度[℃]，ttem 為回火處理時間[秒]。)
參數Q4表示殘留沃斯田鐵之安定性。參數Q4超過1.00時，殘留沃斯田鐵過度安定化，變形時不會變態為麻田散鐵，強度與延性之平衡性劣化。因此，需令參數Q4為1.00以下。為了進一步抑制殘留沃斯田鐵之安定化及獲得更優異之強度與延性的平衡性，宜令參數Q4為0.90以下，更宜為0.80以下。
[數學式8]((式10)中之Si、Al、Mn、Cr、Mo、Ni為以質量%計之各元素含量，不含該元素時則為0。Ttem 為回火溫度[℃]，ttem 為回火處理時間[秒]。)
參數Q5表示來自殘留沃斯田鐵之波來鐵及/或粗大雪明碳鐵之生成動態。參數Q5超過1.00超時，大部分之殘留沃斯田鐵會分解為波來鐵及/或粗大雪明碳鐵，鋼板之強度及成形性劣化。因此，需令參數Q5為1.00以下。為了進一步抑制殘留沃斯田鐵之分解而獲得更優異之強度及成形性，宜令參數Q5為0.60以下，更宜為0.20以下。
回火步驟中，宜令200℃至最高加熱溫度(回火溫度)之平均加熱速度為1.0℃/秒以上。藉由令平均加熱速度為1.0℃/秒以上，回火麻田散鐵中之碳化物變得微細，可提高耐衝撃特性。為了改善耐衝撃特性，更宜令上述溫度範圍內之平均加熱速度為4.0℃/秒以上。
此外，回火步驟後，在矯正形狀之目的下，亦可施行軋延率為3.00%以下之冷軋。
藉由以上步驟可得第1實施形態之高強度鋼板。
接著，就製造第2實施形態之高強度鍍鋅鋼板之方法予以說明。該製造方法係對上述製造方法所得第1實施形態之高強度鋼板或上述製造方法製造途中之高強度鋼板施行鍍覆處理而形成鍍鋅層。就鍍覆處理而言，可進行熔融鍍鋅處理，亦可進行電鍍鋅處理。
對製造途中之高強度鋼板施行熔融鍍鋅處理之階段(時機)可舉如變韌鐵變態步驟前之時機、麻田散鐵變態步驟前之時機、回火步驟前之時機及回火步驟後等。此外，亦可於回火步驟中進行熔融鍍鋅處理。
宜令熔融鍍鋅處理之鋅鍍浴溫度為450~470℃。若鋅鍍浴溫度小於450℃，鍍浴之黏度提升過大，難以控制鍍層厚度，有時會損及鋼板外觀。因此，宜令鋅鍍浴之溫度為450℃以上。另一方面，鋅鍍浴溫度超過470℃時會發生大量煙霧，有時會變得難以安全製造。因此，宜令鋅鍍浴溫度為470℃以下。
宜令要浸漬到鋅鍍浴之鋼板溫度(鋼板侵入溫度)為420~500℃。要浸漬到鋅鍍浴之鋼板溫度小於420℃時，為了使鋅鍍浴溫度安定在450℃以上，變得需要給予鋅鍍浴大量熱量，實用上不合適。因此，為了使鋅鍍浴之浴溫安定，宜令鋼板侵入溫度為420℃以上，更宜為440℃以上。另一方面，一旦要浸漬到鋅鍍浴之鋼板溫度超過500℃，為了使鋅鍍浴之溫度安定在470℃以下，必須導入從鋅鍍浴散除大量熱量之設備，在製造成本觀點上不合適。因此，為了使鋅鍍浴之浴溫安定，宜令鋼板侵入溫度為500℃以下，更宜為480℃以下。
鋅鍍浴宜以鋅為主體且具有從鋅鍍浴中之全Al量扣除全Fe量所得數值之有效Al量為0.010~0.300質量%的組成。鋅鍍浴中之有效Al量小於0.010質量%時，Fe對鍍鋅層中之侵入會過度進行，有時會損及鍍層密著性。因此，宜令鋅鍍浴中之有效Al量為0.010質量%以上，更宜為0.030質量%以上，0.050質量%以上更佳。另一方面，鋅鍍浴中之有效Al量超過0.300質量%時，會於基鐵與鍍鋅層之境界上過剩生成Fe-Al金屬間化合物，有時會顯著損及鍍層密著性。因此，宜令鋅鍍浴中之有效Al量為0.300質量%以下。特別是在施行合金化處理時，一旦生成Fe-Al金屬間化合物，Fe與Zn原子之移動受阻而使合金相之形成受抑，因此更宜令鍍浴中之有效Al量為0.180質量%以下，0.150質量%以下更佳。
鋅鍍浴可含有選自於由Ag、B、Be、Bi、Ca、Cd、Co、Cr、Cs、Cu、Ge、Hf、I、K、La、Li、Mg、Mn、Mo、Na、Nb、Ni、Pb、Rb、Sb、Si、Sn、Sr、Ta、Ti、V、W、Zr及REM所構成群組中之1種以上元素。視各元素之含量而定，也有鍍鋅層之耐蝕性及加工性獲改善等理想情況。
將鋼板浸漬於鋅鍍浴後，為了製成適切之鍍層附著量，宜對鋼板表面吹噴以氮為主體之高壓氣體以去除表層之過剩鍍液。
對製造途中之高強度鋼板施行電鍍鋅處理之階段(時機)可舉如回火步驟前之時機及回火步驟後等。電鍍鋅處理可使用習用公知之方法。鋅電鍍浴可舉例如含有H2 SO4 、ZnSO4 及NaSO4 且pH1.5~2.0之物。鋅電鍍浴之溫度、電流密度等條件可視鋅電鍍浴之種類、鍍鋅層厚度等來適當決定。此外，對高強度鋼板進行電鍍鋅處理時，宜於酸洗高強度鋼板後再浸漬到鋅電鍍浴。高強度鋼板之酸洗方法可使用習知方法，可舉例如：將高強度鋼板浸漬於硫酸中，進行到可目視氫氣泡為止的方法。
形成合金化鍍鋅層來作為鍍鋅層時，係於鍍覆處理後施行合金化處理來形成合金化鍍鋅層。合金化處理只要是在鍍覆處理後，可在任何階段(時機)進行，也可在鍍覆處理後連續進行。具體來說，在變韌鐵變態步驟前進行鍍覆處理時，進行合金化處理之階段(時機)可舉例如：鍍覆處理後變韌鐵變態步驟前之時機、麻田散鐵變態步驟前之時機、回火步驟前之時機、與回火處理同時以及回火步驟後等。在麻田散鐵變態步驟前進行鍍覆處理時，進行合金化處理之階段(時機)可舉例如：鍍覆處理後麻田散鐵變態步驟前之時機、回火步驟前之時機、與回火處理同時以及回火步驟後等。在回火步驟前進行鍍覆處理時，進行合金化處理之階段(時機)可舉例如：鍍覆處理後回火步驟前之時機、與回火處理同時以及回火步驟後等。
在進行熔融鍍鋅處理後進行合金化處理時，舉例來說，宜進行在470~600℃之溫度下保持2~100秒之熱處理。在進行電鍍鋅處理後進行合金化處理時，舉例來說，宜進行在400~600℃之溫度下保持2~100秒之熱處理。
為了矯正形狀而在軋縮率3.00%以下對所得高強度鍍鋅鋼板施行冷軋亦無妨。
藉由以上步驟，可製得第2實施形態之高強度鍍鋅鋼板。
可將具有上述高強度鋼板之化學組成且至回火步驟前經與上述高強度鋼板製造方法相同之處理而製得的鋼板用作回火處理用鋼板。回火處理用鋼板亦可於表面具有鍍鋅層。可在回火步驟前與上述高強度鍍鋅鋼板之製造方法相同地進行鍍覆處理來形成鍍鋅層。
此種回火處理用鋼板之微組織舉例來說係如下述。 (微組織) 該回火處理用鋼板在表面至以1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的板厚範圍中具有下示之微組織：以體積分率計，肥粒鐵：85%以下、變韌鐵：3%以上95%以下、初生麻田散鐵：1%以上80%以下、殘留沃斯田鐵：1%以上25%以下且波來鐵及雪明碳鐵：合計5%以下。
初生麻田散鐵以外之組織的各體積分率之限定理由與第1實施形態之高強度鋼板相同。初生麻田散鐵之體積分率之限定理由與第1實施形態之高強度鋼板中回火麻田散鐵之體積分率相同。這是因為初生麻田散鐵近乎全體會經由回火步驟而成為回火麻田散鐵之故。
該回火處理用鋼板中，殘留沃斯田鐵中之固溶碳量為0.60~0.95質量%。只要殘留沃斯田鐵中之固溶碳量在此範圍內，經由回火步驟，可得殘留沃斯田鐵中之固溶碳量為0.70~1.30質量%之高強度鋼板。
另，本發明並不限定於上述實施形態。舉例來說，就鍍覆層而言，可非為鍍鋅層而形成鍍鎳層。鍍鋅層上亦可形成有由磷氧化物及/或含磷之複合氧化物構成之皮膜。此種皮膜在加工鋼板時可作為潤滑劑發揮機能，可保護鍍鋅層。由磷氧化物及/或含磷之複合氧化物構成之皮膜可使用習知方法形成。
另，上述實施形態皆不過是顯示實施本發明時之具體例而已，本發明之技術範圍不得因其等而作侷限性解釋。亦即，本發明可在不超脫其技術思想或其主要特徵下以各種形式實施。 實施例
接著針對本發明之實施例進行說明。實施例之條件係用以確認本發明之可實施性及效果而採用之一條件例，本發明不受該一條件例所限。只要未超脫本發明之要旨且可達成本發明之目的，本發明可採用各種條件。
鑄造具有表1及表2所示A~AK之化學組成的扁鋼胚，加熱至表3及表4所示扁鋼胚加熱溫度，進行熱軋、冷卻、捲取、鋼捲冷卻而獲得熱軋鋼板(熱軋步驟)。茲將扁鋼胚加熱溫度、熱軋之軋延結束溫度、850℃至700℃範圍內之平均冷卻速度(捲取前之平均冷卻速度)、捲取溫度TC 及捲取溫度TC 至350℃之平均冷卻速度(鋼捲冷卻速度)顯示於表3及表4。表1及表2中之空欄顯示該元素含量小於檢測界限，殘餘部分為Fe及雜質。表1及表2中之底線表示該數值脫離本發明之範圍。
之後酸洗熱軋鋼板，進行冷軋而獲得冷軋鋼板(冷軋步驟)。表3及表4顯示冷軋之合計軋縮率。對一部分熱軋鋼板以表3及表4所示處理溫度進行軟質化退火步驟後進行冷軋。表3及表4中之底線表示該數值脫離製造本發明之高強度鋼板所需之範圍。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
接著，進行冷軋鋼板之退火(退火步驟)。茲將退火在AC1 ~(AC1 +25)℃範圍內之平均加熱速度、最高加熱溫度Tmax 、最高加熱溫度Tmax 至(Tmax -10)範圍內之滯留時間顯示於表5及表6。於上述滯留時間滯留後至650℃為止之第1冷卻的平均冷卻速度(第1冷卻速度)及第2冷卻之650℃~500℃範圍內之平均冷卻速度(第2冷卻速度)亦顯示於表5及表6。也於表5及表6一併顯示AC1 點、AC3 點、Tmax -AC1 點及參數Q1。表5及表6中之底線表示該數值脫離製造本發明之高強度鋼板所需之範圍。
[表5]
[表6]
第2冷卻在第2冷卻停止溫度下停止，進行變韌鐵變態處理(變韌鐵變態步驟)。茲將第2冷卻停止溫度以及變韌鐵變態處理之平均處理溫度TB 、處理時間tB 、參數Q2顯示於表7及表8。平均處理溫度TB 使用下式算出。 TB =Σ(Ti)/10=(T1 +T2 +T3 +・・・+T10 )/10 (式中，Ti表示將變韌鐵變態步驟之處理時間分為10等分時第i等分範圍內之平均溫度[℃]。)
第2冷卻停止溫度顯示於表7及表8。針對落在Ms＊~Mf＊+50[℃]範圍之實驗例，在第2冷卻停止溫度下停止冷卻後再加熱至340~500℃之溫度，之後才進行變韌鐵變態處理。表7及表8中之底線表示該數值脫離製造本發明之高強度鋼板所必需之範圍。
[表7]
[表8]
變韌鐵變態處理後進行麻田散鐵變態處理(麻田散鐵變態步驟)。將麻田散鐵變態步驟中第3冷卻之340℃~Ms點範圍內之平均冷卻速度(第3冷卻速度)及停止溫度(第3冷卻停止溫度)顯示於表9及表10。對一部分之冷軋鋼板於麻田散鐵變態步驟後以表9及表10所示軋延率進行第2冷軋(第2冷軋步驟)。也於表9及表10一併顯示Ms點、Mf點。表9及表10中之底線表示其數值脫離製造本發明之高強度鋼板所必需之範圍。
[表9]
[表10]
如此製作各種回火處理用鋼板。接著，針對實驗例No.1~No.101之回火處理用鋼板，利用與測定上述高強度鋼板各組織體積分率之方法相同之方法，調查「肥粒鐵(α)」、「變韌鐵(B)」、「回火麻田散鐵(tM)」、「殘留沃斯田鐵(殘留γ)」、「初生麻田散鐵(fM)」、「波來鐵與雪明碳鐵合計(P+C)」之各組織體積分率。此外，針對實驗例No.1~No.101之回火處理用鋼板，利用上述方法調查殘留沃斯田鐵中之固溶碳量。將其結果示於表11及表12。表11及表12中之底線表示該數值脫離製造本發明之高強度鋼板所必需之範圍。
[表11]
[表12]
麻田散鐵變態步驟後進行回火處理(回火步驟)。茲將回火步驟中之回火溫度Ttem 、處理時間ttem 及200℃至回火溫度Ttem 為止之平均加熱速度顯示於表13及表14。也於表13及表14一併顯示參數Q3~Q5。表13及表14中之底線表示該數值脫離製造本發明之高強度鋼板所必需之範圍。
[表13]
[表14]
實驗例No.13、No.22、No.25、No.28、No.34、No.37、No.41、No.43、No.49、No.50、No.60、No.61、No.67、No.70、No.73、No.77、No.81及No.83係在表15所示階段(鍍覆處理時機)對鋼板進行熔融鍍鋅處理。茲將熔融鍍鋅處理之鋼板侵入溫度、鍍浴溫度及鍍浴之有效Al量顯示於表15。實施例No.13、No.22、No.28、No.34、No.41、No.50、No.60、No.61、No.70、No.73及No.83係在表15所示階段(合金化處理時機)進行合金化處理。茲將合金化處理之溫度及保持時間示於表15。表15之「表面」一欄中，「GI」意指表面形成有熔融鍍鋅層，「GA」意指表面形成有合金化鍍鋅層。
[表15]
實驗例No.2係於回火處理後之階段(鍍覆處理時機)對鋼板進行下示之電鍍鋅處理。實施例No.65係在回火處理後之階段(鍍覆處理時機)對鋼板進行下示之電鍍鋅處理，且進一步於回火處理後之階段(合金化處理時機)進行合金化處理。
實驗例No.2及實驗例No.65之電鍍鋅處理係於酸洗鋼板後以浸漬於鋅電鍍浴中並通電之方法進行。酸洗係浸漬於常溫之10%硫酸中，進行到目視氫氣泡為止。電鍍鋅係於含有H2 SO4 1.5g/L、ZnSO4 194g/L、NaSO4 45g/L且pH為1.5~2.0液溫為50℃之電鍍浴中進行，令電流密度為25A/(dm)2 。
實驗例No.3~No.35及No.60~No.80係於回火處理後施行最大軋縮率為1.00%之冷軋。
實驗例No.22及No.83係於回火處理後塗佈脫脂劑再以噴霧水洗淨。之後，依序浸漬於界面活性劑、Nihon Parkerizing Co.,Ltd.製化學轉化處理液PB-SX35，以噴霧水再次洗淨，並利用以熱風烘箱乾燥之方法，於表面形成由磷氧化物及含磷之複合氧化物構成之皮膜。
針對如此獲得之實驗例No.1~No.101之高強度鋼板及高強度鍍鋅鋼板中未試驗中止之實驗例，以上述方法調查「肥粒鐵(α)」、「變韌鐵(B)」、「回火麻田散鐵(tM)」、「殘留沃斯田鐵(殘留γ)」、「初生麻田散鐵(fM)」、「波來鐵與雪明碳鐵合計(P+C)」之各組織體積分率。茲將該結果示於表16及表17。表16及表17中之底線表示該數值脫離本發明之範圍。
[表16]
[表17]
此外，針對實驗例No.1~No.101之高強度鋼板及高強度鍍鋅鋼板中未試驗中止之實驗例，以上述方法調查殘留沃斯田鐵中之固溶碳量。更進一步針對未試驗中止之實驗例，以上述方法調查縱橫比為2.50以下且圓等效直徑為0.80μm以上之殘留沃斯田鐵晶粒之全體晶界中，與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵形成之界面所占比率(界面比率)。針對未試驗中止之實驗例，調查縱橫比為2.50以下且圓等效直徑為0.80μm以上之殘留沃斯田鐵晶粒之密度。將該等結果顯示於表18及表19。表18及表19中之底線表示其數值脫離本發明之範圍。
[表18]
[表19]
針對實驗例No.1~No.101中形成有熔融鍍鋅層之高強度鍍鋅鋼板，以上述方法調查鍍層中之Fe含量及Al含量。其結果示於表18及表19。此外，針對回火步驟前已形成熔融鍍鋅層之回火處理用鍍鋅鋼板，與高強度鍍鋅鋼板相同地調查鍍層中之Fe含量及Al含量。其結果示於表20及表21。於表18~表21中，「GI」意指表面形成有熔融鍍鋅層，「GA」意指表面形成有合金化鍍鋅層，「EG」意指表面形成有鋅電鍍層，「CR」意指表面未形成鍍層。
[表20]
[表21]
以下示方法，針對實驗例No.1~No.101之高強度鋼板及高強度鍍鋅鋼板調查降伏強度YS、最大抗拉強度TS、擴孔性λ、延性El及夏比衝撃特性。將其結果示於表22~表25。表22~表25中之底線表示其數值脫離所欲之特性範圍。
抗拉試驗係由鋼板製作JIS Z 2201所載之5號試驗片後以JIS Z2241所載方法進行，求出降伏強度YS、抗拉最大強度TS及全伸長El。擴孔試驗係以JIS Z 2256所載方法進行。延性(全伸長)El及擴孔性λ係伴隨最大抗拉強度TS變化，但滿足下述(式11)及(式12)時，視為強度、延性及擴孔性良好。
TS×El≧1.5×104 ・・・(式11) (YS×TS)0.75 ×El×λ0.5 ≧2.0×106 ・・・(式12)
夏比衝撃特性係在與軋延方向呈直角之方向(C方向)上採取與JIS Z 2242規定之衝撃試驗片相同尺寸之板，重疊3片以螺栓緊固後，以JIS Z 2242規定之方法測定20℃下之夏比吸收能量(vE20 )及-20℃下之夏比吸收能量(vE-20 )。滿足下述(式13)且vE20 及vE-20 兩者為20J/cm2 以上時，視為耐衝撃特性。
(vE-20 )/(vE20 )≧0.65・・・(式13) 另，(式13)左邊之值越接近1.0耐衝撃特性越良好，(式13)之值宜在0.75以上。
[表22]
[表23]
[表24]
[表25]
實驗例No.91係一因C含量少、無法獲得殘留沃斯田鐵而成形性劣化之例。 實驗例No.92因過剩含有C，殘留沃斯田鐵分率過剩，衝撃特性劣化。
實驗例No.93係一因Si、Mn及Al含量較少、參數Q0過小無法獲得殘留沃斯田鐵而使特性劣化之例。 實驗例No.94係一過剩含有Si之例，因扁鋼胚特性劣化，鑄造步驟中扁鋼胚斷裂而試驗中止。
實驗例No.95係一因Mn含量少、淬火性不足而生成波來鐵，無法獲得殘留沃斯田鐵而使特性劣化之例。 實驗例No.96係一過剩含有Mn之例，其扁鋼胚之特性劣化，因扁鋼胚在熱軋步驟之加熱中斷裂而試驗中止。
實驗例No.97係一過剩含有P之例，其扁鋼胚之特性劣化，扁鋼胚在從鑄造步驟搬送至熱軋步驟之過程中斷裂，因此試驗中止。 實驗例No.98係一過剩含有S之例，因鋼中大量發生粗大硫化物，鋼板之成形性及耐衝撃特性大幅劣化。
實驗例No.99係一過剩含有Al之例，其扁鋼胚特性劣化，因鑄造步驟中扁鋼胚斷裂而試驗中止。 實驗例No.100係一過剩含有N之例，因鋼中大量發生粗大氮化物，鋼板之成形性及耐衝撃特性大幅劣化。 實驗例No.101係一過剩含有O之例，因鋼中大量發生粗大氧化物，鋼板之成形性及耐衝撃特性大幅劣化。
實驗例No.84在熱軋步驟中扁鋼胚之加熱溫度較低，熱軋鋼板之成形性明顯受損，於冷軋步驟中鋼板斷裂而試驗中止。 實驗例No.54在熱軋步驟中之軋延結束溫度較低，熱軋鋼板形狀顯著受損而試驗中止。
實驗例No.75係一熱軋步驟中850℃至700℃之範圍內之平均冷卻速度較低，硬質組織之偏在增強而使殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵形成之界面比率提高，衝撃特性因而劣化之例。 實驗例No.57係一熱軋步驟中鋼捲之冷卻速度較低使得硬質組織之偏在增強，殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵所形成之界面比率提高，衝撃特性因而劣化之例。 實驗例No.103及No.105係一熱軋步驟之鋼捲冷卻速度較高，硬質組織偏在增強而使殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵所形成之界面比率提高，衝撃特性因而劣化之例。 實驗例No.106係一熱軋步驟之捲取溫度TC 較高，Mn偏在增強而使殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵所形成之界面比率提高，衝撃特性因而劣化之例。
實驗例No.42係一退火步驟中AC1 點~(AC1 點+25)℃之範圍內的平均加熱速度較低，硬質組織之偏在增強，殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵所形成之界面比率提高且殘留沃斯田鐵晶粒粗大化，衝撃特性劣化之例。 實驗例No.87係一退火步驟中之最高加熱溫度Tmax 較低，粗大碳化物大量熔餘，因此波來鐵與雪明碳鐵合計比率提高，成形性劣化之例。
實驗例No.21及No.69係一退火步驟中最高加熱溫度Tmax 及滯留時間tmax 之相關參數Q1過大，硬質組織之偏在增強，殘留沃斯田鐵與回火麻田散鐵所形成之界面比率提高，衝撃特性劣化之例。 實驗例No.78係一退火步驟之(最高加熱溫度-10℃)至650℃範圍內之平均冷卻速度(第1冷卻速度)較低，冷卻中大量生成軟質之波來鐵，鋼板強度與成形性之平衡性劣化之例。
實驗例No.36係一退火步驟之650℃至500℃範圍內之平均冷卻速度(第2冷卻速度)較低，冷卻中大量生成軟質之波來鐵，鋼板強度與成形性之平衡性劣化之例。
實驗例No.12係一變韌鐵變態步驟之平均處理溫度Ti與處理時間TB 相關之參數Q2過小，變韌鐵變態無法充分進行之例，其無法獲得回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵，係一成形性劣化之例。 實驗例No.45係一變韌鐵變態步驟之平均處理溫度Ti與處理時間TB 相關之參數Q2過大，變韌鐵變態過度進行之例，其無法獲得回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵，強度與成形性之平衡性劣化。
實驗例No.27係一變韌鐵變態步驟至麻田散鐵變態步驟之平均冷卻速度即第3冷卻速度較低，大量生成下變韌鐵，無法獲得回火麻田散鐵，初生麻田散鐵較多，成形性劣化之例。 實驗例No.6係一麻田散鐵變態步驟之冷卻停止溫度低於Mf點之例，其無法獲得殘留沃斯田鐵，成形性劣化。
實驗例No.24係一麻田散鐵變態步驟之冷卻停止溫度高過Ms點之例，其無法獲得回火麻田散鐵，回火處理後一部份沃斯田鐵變態為初生麻田散鐵，因此強度與成形性之平衡性及耐衝撃特性劣化之例。
實驗例No.53係一在麻田散鐵變態步驟與回火處理步驟之間施行過度冷軋之例，其係一麻田散鐵變態步驟中形成之殘留沃斯田鐵因軋延而變態，回火處理後殘留沃斯田鐵消失，強度與成形性之平衡性劣化之例。 實驗例No.15係一回火處理步驟之回火溫度Ttem 低於200℃，麻田散鐵無法充分回火而殘存大量初生麻田散鐵，因此強度與成形性之平衡性及耐衝撃特性劣化之例。
實驗例No.18係一回火處理步驟之回火溫度Ttem 及處理時間ttem 相關參數Q3過小且麻田散鐵無法充分回火，殘存大量初生麻田散鐵，因此強度與成形性之平衡及耐衝撃特性劣化之例。 實驗例No.48係一回火處理步驟之回火溫度Ttem 及處理時間ttem 相關參數Q4過大且殘留沃斯田鐵之固溶C量過高，強度與成形性之平衡性劣化之例。 實驗例No.33及No.66係一回火處理步驟之回火溫度Ttem 及處理時間ttem 相關參數Q5過大，波來鐵大量生成，強度與成形性之平衡性劣化之例。
實驗例No.15，No.18，No.33，No.48及No.66均製得所欲之回火處理用鋼板，但因其後之回火處理不適切，微組織無法適切控制，回火後之特性轉劣之例。
實驗例No.1~No.5、No.7~No.11、No.13、No.14、No.16、No.17、No.19、No.20、No.22、No.23、No.25、No.26、No.28~No.32、No.34、No.35、No.37~No.41、No.43、No.44、No.46、No.47、No.49~No.52、No.55、No.56、No.58~No.62、No.64、No.65、No.67、No.68、No.70~No.74、No.76、No.77、No.79~No.83、No.85、No.86、No.88~No.90、No.102、No.104則是遵循本發明而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鋼板之例。
實驗例No.29係一於熱軋步驟與冷軋步驟之間施行軟質化處理而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鋼板之例。 實驗例No.3係一於熱軋步驟與冷軋步驟間施行軟質化處理且於麻田散鐵變態步驟與回火步驟間施行冷軋，而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鋼板之例。
實驗例No.46及No.52係一將變韌鐵變態步驟前之冷卻停止溫度即第2冷卻停止溫度設定在Ms＊點以下且Mf＊點以上之範圍內，於第2冷卻停止溫度下停止冷卻後再加熱至340~500℃之溫度，之後進行變韌鐵變態處理，於變韌鐵變態前使一部份微組織變態為麻田散鐵之例。實驗例No.46及No.52係製得耐衝撃特性特別優異之高強度鋼板之例。
實驗例No.4、No.9、No.10、No.17、No.19、No.30及No.79係於麻田散鐵變態步驟與回火步驟之間施行冷軋而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鋼板之例。 實驗例No.2係一於麻田散鐵變態步驟與回火步驟之間施行冷軋且於回火處理後施行電鍍而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。
實驗例No.25、No.43、No.49、No.67係於退火步驟與變韌鐵變態步驟之間將鋼板浸漬於鋅鍍浴中而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。 實驗例No.77及No.81係於變韌鐵變態步驟與麻田散鐵變態處理步驟之間將鋼板浸漬於鋅鍍浴中而製得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。
實驗例No.37係一於回火處理步驟中將鋼板浸漬於鋅鍍浴而製得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。 實驗例No.50係一於退火步驟與變韌鐵變態步驟之間將鋼板浸漬於鋅鍍浴後立刻施行合金化處理而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。
實驗例No.22及No.83係於退火步驟與變韌鐵變態步驟之間將鋼板浸漬於鋅鍍浴後立刻施行合金化處理，回火處理後於鍍層上賦加由磷氧化物及含磷之複合氧化物構成的皮膜，而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。
實驗例No.60係一於熱軋步驟與冷軋步驟之間施行軟質化處理且於退火步驟與變韌鐵變態步驟之間將鋼板浸漬於鋅鍍浴後立刻施行合金化處理而製得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。 實驗例No.34、No.41及No.73係於變韌鐵變態步驟與麻田散鐵變態步驟之間將鋼板浸漬於鋅鍍浴後立刻施行合金化處理而製得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。
實驗例No.13係一於回火處理步驟中將鋼板浸漬於鋅鍍浴並進一步施行合金化處理而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。 實驗例No.70係一於退火步驟與變韌鐵變態步驟之間將鋼板浸漬於鋅鍍浴中且於變韌鐵變態步驟與麻田散鐵變態處理步驟之間施行合金化處理而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。
實驗例No.61係一於退火步驟與變韌鐵變態步驟之間將鋼板浸漬於鋅鍍浴並將變韌鐵變態步驟前之冷卻停止溫度即第2冷卻停止溫度設定在Ms＊點以下且Mf＊點以上之範圍內，且於變韌鐵變態步驟與麻田散鐵變態處理步驟之間施行合金化處理而獲得耐衝撃特性特別優異之高強度鍍鋅鋼板之例。
實驗例No.28係一於變韌鐵變態步驟與麻田散鐵變態處理步驟之間將鋼板浸漬於鋅鍍浴中，並於回火處理步驟中施行合金化處理而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。 實驗例No.65係一於麻田散鐵變態處理步驟與回火步驟之間對鋼板施行電鍍處理並於回火處理步驟中施行合金化處理而獲得成形性及耐衝撃特性優異之高強度鍍鋅鋼板之例。 產業上之可利用性
舉例來說，本發明可利用在汽車鋼板等與高強度鋼板及高強度鍍鋅鋼板相關之產業上。
(無)

Claims (8)

  1. 一種高強度鋼板，其特徵在於以質量%計具有如下所示之化學組成： C：0.075~0.400%、 Si：0.01~2.50%、 Mn：0.50~3.50%、 P：0.1000%以下、 S：0.0100%以下、 Al：2.000%以下、 N：0.0100%以下、 O：0.0100%以下、 Ti：0.000~0.200%、 Nb：0.000~0.100%、 V：0.000~0.500%、 Cr：0.00~2.00%、 Ni：0.00~2.00%、 Cu：0.00~2.00%、 Mo：0.00~1.00%、 B：0.0000~0.0100%、 W：0.00~2.00%、 選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上元素：合計0.0000~0.0100%、 殘餘部分：Fe及雜質，且 (式1)所示參數Q0：0.35以上； 並且，從表面至以1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的板厚範圍內，具有如下所示之微組織： 以體積分率計： 肥粒鐵：85%以下、 變韌鐵：3%以上且95%以下、 回火麻田散鐵：1%以上且80%以下、 殘留沃斯田鐵：1%以上且25%以下、 波來鐵及粗大雪明碳鐵：合計5%以下、且 初生麻田散鐵：5%以下； 殘留沃斯田鐵中之固溶碳量為0.70~1.30質量%， 縱橫比為2.50以下且圓等效直徑為0.80μm以上之殘留沃斯田鐵晶粒之全體晶界中，與回火麻田散鐵或初生麻田散鐵之界面所占比率為75%以下； Q0=Si+0.1Mn+0.6Al・・・(式1) (令(式1)中之Si、Mn及Al為以質量%計之各元素含量)。
  2. 如請求項1之高強度鋼板，其以質量%計含有選自於由下列者所構成群組中之1種或2種以上元素： Ti：0.001~0.200%、 Nb：0.001~0.100%、及 V：0.001~0.500%。
  3. 如請求項1之高強度鋼板，其以質量%計含有選自於由下列者所構成群組中之1種或2種以上元素： Cr：0.01~2.00%、 Ni：0.01~2.00%、 Cu：0.01~2.00%、 Mo：0.01~1.00%、 B：0.0001~0.0100%、及 W：0.01~2.00%。
  4. 如請求項1之高強度鋼板，其以質量%計含有選自於由Ca、Ce、Mg、Zr、La及REM所構成群組中之1種或2種以上元素合計0.0001~0.0100%。
  5. 如請求項1之高強度鋼板，其中縱橫比為2.50以下且圓等效直徑為0.80μm以上之殘留沃斯田鐵晶粒之密度為5.0×1010 個/m2 以下。
  6. 一種高強度鍍鋅鋼板，其特徵在於：於請求項1至5中任一項之高強度鋼板表面形成有鍍鋅層。
  7. 如請求項6之高強度鍍鋅鋼板，其中前述鍍鋅層中之Fe含量為3.0質量%以下。
  8. 如請求項6之高強度鍍鋅鋼板，其中前述鍍鋅層中之Fe含量為7.0質量%以上且13.0質量%以下。
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