TW202022137A - 成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板、以及其製造方法 - Google Patents

成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板、以及其製造方法 Download PDF

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櫻田榮作
佐野幸一
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一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其特徵在於：該鋼板之成分組成以質量%計為：C：0.05~0.30%、Si：2.50%以下、Mn：0.50~3.50%、P：0.100%以下、S：0.0100%以下、Al：0.001~2.500%、N：0.0150%以下及O：0.0050%以下，且剩餘部分：由Fe及無法避免的不純物構成；從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織以體積%計包含：針狀肥粒鐵：20%以上、麻田散鐵：10%以上，且限制為：塊狀肥粒鐵：20%以下、殘留沃斯田鐵：2.0%以下；並且前述麻田散鐵滿足下述式(A)。

Description

成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板、以及其製造方法
本發明有關一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板、以及其製造方法。
近年來為使車體輕量化以提高燃油效益、減少二氧化碳排出量，並且為了在衝撞時吸收衝撞能量來保護搭乘者及確保安全，汽車多使用高強度鋼板。但是，當將鋼板高強度化，一般會造成成形性(延展性、擴孔性等)降低，而難以加工成複雜形狀，因此要謀求兼顧強度與成形性(延展性、擴孔性等)並非易事，而到目前為止已有各種技術被提出。
例如，在文獻1(日本特開2004-238679號公報)中揭示了以下技術：就拉伸強度為780MPa以上之高強度鋼板，將鋼板組織作成以占積率計為肥粒鐵：5~50%、殘留沃斯田鐵：3%以下及剩餘部分：麻田散鐵(平均長寬比：1.5以上)，以改善強度-延伸率平衡及強度-延伸凸緣平衡。
在文獻2(日本特開2004-323958號公報)中揭示了以下技術：就高張力熔融鍍鋅鋼板形成複合組織，以改善耐蝕性與耐二次加工脆性，該複合組織係由平均結晶粒徑10μm以下之肥粒鐵、20體積%以上之麻田散鐵及其他第二相構成。
在文獻3(日本特開2006-274318號公報)及文獻8(日本特開2013-181208號公報)中揭示了以下技術：將鋼板之金屬組織作成為肥粒鐵(軟質組織)與變韌鐵(硬質組織)之複合組織，從而即使為高強度也能確保高延伸率。
在文獻4(日本特開2008-297609號公報)中揭示了以下技術：就高強度鋼板形成複合組織，以改善延伸率及延伸凸緣性，該複合組織以占積率計為肥粒鐵5~30%、麻田散鐵50~95%，肥粒鐵之平均粒徑以圓等效直徑計在3μm以下且麻田散鐵之平均粒徑以圓等效直徑計在6μm以下。
在文獻5(日本特開2011-225941號公報)中揭示了以下技術：以析出強化肥粒鐵為主相，來謀求兼顧強度與延伸率，該析出強化肥粒鐵係在從沃斯田鐵變態為肥粒鐵中之相界面，主要利用晶界擴散所產生之析出現象(相間界面析出)來控制析出分布而析出者。
在文獻6(日本特開2012-026032號公報)中揭示了一種將鋼板組織作成為肥粒鐵單相組織，並以微細碳化物強化肥粒鐵，以兼顧強度與延伸率之技術。
在文獻7(日本特開2011-195956號公報)中揭示了以下技術：就高強度薄鋼板，令在肥粒鐵相、變韌鐵相及麻田散鐵相與沃斯田鐵晶粒之界面中具有所欲C濃度之沃斯田鐵晶粒為50%以上，以確保延伸率與擴孔性。
近年來，為使汽車輕量化，拉伸強度為590~1470MPa級之高強度鋼被使用在一部分的零件上，而為了使拉伸強度為590MPa以上之高強度鋼作為汽車用鋼板來用於更多零件上，以達成更進一步的輕量化，不只要提高成形性(延展性、擴孔性等)-強度平衡，也必須同時提高成形性與各種特性(韌性、熔接性等)之平衡。
發明概要 有鑑於就拉伸強度為590MPa以上之高強度鋼板，除了提升成形性-強度平衡之外，還要求提升成形性-各種特性(韌性、熔接性)平衡，本發明之課題在於就拉伸強度為590MPa以上之高強度鋼(包含鍍鋅鋼板、鋅合金鍍敷鋼板、合金化鍍鋅鋼板、合金化鋅合金鍍敷鋼板)謀求提升成形性-強度-各種特性(韌性、熔接性)平衡，且目的在於提供一種可解決該課題之高強度鋼板、以及其製造方法。
本發明人等針對解決上述課題之手法進行了精闢研討。結果發現到(i)將素材鋼板(熱處理用鋼板)之微觀組織作成為板條(lath)組織，並且抑制微觀組織中Mn濃化組織的生成，再施以所欲熱處理，即可在熱處理後之鋼板中，獲得優異的成形性-強度-各種特性平衡。
本發明是根據上述知識見解而作成者，其主旨如下。
〔1〕一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其特徵在於： 該鋼板之成分組成以質量%計為： C：0.05~0.30%、 Si：2.50%以下、 Mn：0.50~3.50%、 P：0.100%以下、 S：0.0100%以下、 Al：0.001~2.000%、 N：0.0150%以下及 O：0.0050%以下，且 剩餘部分：由Fe及無法避免的不純物構成； 從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織以體積%計包含： 針狀肥粒鐵：20%以上、 麻田散鐵：10%以上， 且限制為： 塊狀肥粒鐵：20%以下、 殘留沃斯田鐵：2.0%以下，及 除上述全部組織再加上變韌鐵及變韌肥粒鐵之組織以外的組織：5%以下；並且 前述麻田散鐵滿足下述式(A)。
Figure 02_image001
此處，di 係1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織中，第i大的島狀麻田散鐵之圓等效直徑[μm]；ai 係1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織中，第i大的島狀麻田散鐵之長寬比。
〔2〕本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成更含有以下中之1種或2種以上元素，以取代一部分的Fe： 以質量%計， Ti：0.30%以下、 Nb：0.10%以下及 V：1.00%以下。
〔3〕本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成更含有以下中之1種或2種以上元素，以取代一部分的Fe： 以質量%計， 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、 Sn：1.00%以下及 Sb：0.20%以下。
〔4〕本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成更含有Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM中之1種或2種以上元素，以取代一部分的Fe，並且前述1種或2種以上元素以質量%計合計為0.0100%以下。
〔5〕本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述微觀組織之麻田散鐵以體積%計包含相對於總麻田散鐵為30%以上之回火麻田散鐵，且該回火麻田散鐵中析出有平均直徑1.0μm以下之微細碳化物。
〔6〕本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，前述高強度鋼板的單面或兩面具有鍍鋅層或鋅合金鍍層。
〔7〕本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述鍍鋅層或鋅合金鍍層為合金化鍍層。
〔8〕一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造本發明中記載之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 將如〔1〕至〔4〕中任一項之成分組成的鋼片供於熱軋延，並在850℃起至1050℃中完成熱軋延，作成熱軋延後的鋼板； 以平均冷卻速度30℃/秒以上將前述熱軋延後的鋼板從850℃冷卻至550℃為止，並於下述式所定義之變韌鐵變態開始溫度Bs點以下之溫度下進行捲取； 以滿足下述式(1)之條件從Bs點冷卻至(Bs點-80)℃為止，以作成熱軋鋼板； 對前述熱軋鋼板施行軋縮率10%以下之冷軋延，以製造出熱處理用鋼板，或者不對前述熱軋鋼板施行軋縮率10%以下之冷軋延，即製造出熱處理用鋼板； 以滿足下述式(3)之條件，將前述熱處理用鋼板從(Ac1+25)℃起加熱至Ac3點之溫度，並於最高加熱溫度-10℃起至最高加熱溫度之溫度區中維持150秒以下，下述式(3)係將700℃起至以最高加熱溫度或(Ac3-20)℃之任一低溫為終點之溫度區中的經過時間除以10來計算，且 將700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度設為25℃/秒以上，從加熱維持溫度起進行冷卻，並且 限制在滿足下述式(4)及式(5)之範圍內進行冷卻，下述式(4)及式(5)係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算。 Bs點(℃)=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]：元素之質量%
Figure 02_image004
Bs：Bs點(℃) WM ：各元素之組成(質量%) Δt(n)：從熱軋延後之冷卻起歷經捲取再冷卻至400℃為止之期間中，從(Bs-10×(n-1))℃至(Bs-10×n)℃為止的經過時間(秒)
Figure 02_image006
Δt：經過時間的10分之1(秒) WM ：各元素種類之組成(質量%) fγ(n)：第n個區間之平均逆變態率 T(n)：第n個區間之平均溫度(℃)
Figure 02_image008
Figure 02_image010
Δt：經過時間的10分之1(秒) Bs：Bs點(℃) T(n)：各程序之平均溫度(℃) WM ：各元素種類之組成(質量%)
〔9〕一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 將〔1〕至〔4〕中任一項之成分組成的鋼片供於熱軋延，並在850℃起至1050℃中完成熱軋延，作成熱軋延後的鋼板； 以平均冷卻速度30℃/秒以上將前述熱軋延後的鋼板從850℃冷卻至550℃為止，並於下述式所定義之變韌鐵變態開始溫度Bs點以下之溫度下進行捲取； 以滿足下述式(1)之條件從Bs點冷卻至(Bs點-80)℃為止，以製造出熱軋鋼板； 對前述熱軋鋼板施行第一冷軋延，以製造出中間熱處理用鋼板，或者不對前述熱軋鋼板施行第一冷軋延，即製造出中間熱處理用鋼板； 以滿足下述式(2)之條件，將前述中間熱處理用鋼板加熱至(Ac3-20)℃以上之溫度，下述式(2)係將700℃起至(Ac3-20)℃之溫度區中的經過時間除以10來計算； 接著，將700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度設為30℃/秒以上，且將Bs點起至(Bs-80)℃之溫度區的平均冷卻速度設為20℃/秒以上，從加熱溫度起進行冷卻後，將(Bs-80)℃起至Ms點之停留時間設為1000秒以下，並將Ms點起至(Ms-50)℃之平均冷卻速度限制在100℃/秒以下進行冷卻，以作成中間熱處理鋼板； 對前述冷卻後之中間熱處理鋼板施行軋縮率10%以下之第二冷軋延，以製造出熱處理用鋼板，或者不對前述冷卻後之中間熱處理鋼板施行軋縮率10%以下之第二冷軋延，即製造出熱處理用鋼板； 以滿足下述式(3)之條件，將前述熱處理用鋼板從(Ac1+25)℃起加熱至Ac3點之溫度，並於最高加熱溫度-10℃起至最高加熱溫度之溫度區中維持150秒以下，下述式(3)係將700℃起至以最高加熱溫度或(Ac3-20)℃之任一低溫為終點之溫度區中的經過時間除以10來計算；並且 將700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度設為25℃/秒以上從加熱維持溫度起進行冷卻，且限制在滿足下述式(4)及式(5)之範圍內進行冷卻，下述式(4)及式(5)係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算。
Bs點(℃)=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]：元素之質量%
Figure 02_image004
Bs：Bs點(℃) WM ：各元素之組成(質量%) Δt(n)：從熱軋延後之冷卻起歷經捲取再冷卻至400℃為止之期間中，從(Bs-10×(n-1))℃至(Bs-10×n)℃為止的經過時間(秒) Ms點(℃)=561-474[C]-33・[Mn] -17・[Cr]-17・[Ni]-21・[Mo] -11・[Si]+30・[Al] [元素]：元素之質量%
Figure 02_image013
Δt：經過時間的10分之1(秒) fγ (n)：第n個區間之平均逆變態率 T(n)：第n個區間之平均溫度(℃)
Figure 02_image006
Δt：經過時間的10分之1(秒) WM ：各元素種類之組成(質量%) fγ(n)：第n個區間之平均逆變態率 T(n)：第n個區間之平均溫度(℃)
Figure 02_image008
Figure 02_image010
Δt：經過時間的10分之1(秒) Bs：Bs點(℃) T(n)：各程序之平均溫度(℃) WM ：各元素種類之組成(質量%)
〔10〕本發明之熱處理用鋼板之製造方法，其中前述第一冷軋延之軋縮率為80%以下。
〔11〕本發明之熱處理用鋼板之製造方法，其中前述第一冷軋延係施行軋縮率大於10%之冷軋延。
〔12〕本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其係將前述熱處理用鋼板以限制在滿足前述式(4)及式(5)之範圍下進行冷卻後所得鋼板，施行從200℃加熱至600℃的回火處理，且前述式(4)及式(5)係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算。
〔13〕本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其在前述回火處理之前，施行軋縮率2.0%以下的調質軋延。
〔14〕一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：本發明之製造方法中，於550℃起至300℃的停留中浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴，以在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
〔15〕一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：在本發明之製造方法中，停留於550℃至300℃中，並在冷卻至室溫後，以電鍍在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
〔16〕一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：在本發明之製造方法中，於回火處理中浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴，以在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
〔17〕一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：在本發明之製造方法中，進行回火處理並冷卻至室溫後，以電鍍在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
〔18〕一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：在本發明之製造方法中，於浸漬於鍍敷浴後，接著在300℃起至550℃停留之期間，將鍍鋅層或鋅合金鍍層從450℃加熱至550℃，對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行合金化處理。
〔19〕一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：在本發明之製造方法中，將回火處理中之鍍敷層或鋅合金鍍層的加熱溫度設為450℃起至550℃，對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行合金化處理。
根據本發明，可提供一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板。
發明實施形態 要製造本發明之韌性及熔接性優異的高強度鋼板，宜製造以下熱處理用鋼板(以下有時會稱為「鋼板a」)，並將該熱處理用鋼板進行熱處理。該熱處理用鋼板，其成分組成以質量%計為： C：0.05~0.30%、 Si：2.50%以下、 Mn：0.50~3.50%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 Al：0.001~2.000%、 N：0.0150%以下及 O：0.0050%以下，且 剩餘部分：由Fe及無法避免的不純物構成；並且 從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織以體積%計包含： 由麻田散鐵或回火麻田散鐵、變韌鐵及變韌肥粒鐵中之1種或2種以上構成之板條組織：80%以上、 含有(鋼板之Mn%)×1.50以上的Mn之Mn濃化組織：2.0%以下、及 粗大塊狀殘留沃斯田鐵：2.0%以下。
本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板(以下有時會稱為「本發明鋼板A」)，其特徵在於： 該鋼板之成分組成以質量%計為： C：0.05~0.30%、 Si：2.50%以下、 Mn：0.50~3.50%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 Al：0.010~2.000%、 N：0.0015%以下及 O：0.0050%以下，且 剩餘部分：由Fe及無法避免的不純物構成； 從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織以體積%計包含： 針狀肥粒鐵：20%以上、 麻田散鐵：10%以上； 且分別限制為： 塊狀肥粒鐵：20%以下、 殘留沃斯田鐵：2.0%以下，及 除上述全部組織再加上變韌鐵及變韌肥粒鐵之組織以外的組織： 5%以下；並且 前述麻田散鐵滿足下述式(A)。
Figure 02_image001
此處，di 為1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織中，第i大的島狀麻田散鐵之圓等效直徑[μm]；ai 為1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織中，第i大的島狀麻田散鐵之長寬比。
本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板(以下有時會稱為「本發明鋼板A1」)之特徵在於：於本發明鋼板A的單面或兩面具有鍍鋅層或鋅合金鍍層。
本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板(以下有時會稱為「本發明鋼板A2」)之特徵在於：本發明鋼板A1的鍍鋅層或鋅合金鍍層為合金化鍍層。
上述熱處理用鋼板(鋼板a)之製造方法(以下有時會稱為「製造方法a1」)為： 將上述鋼板a之成分組成的鋼片供於熱軋延，並在850℃起至1050℃中完成熱軋延，作成熱軋延後的鋼板， 將熱軋延後的鋼板從850℃冷卻至550℃為止，並於下述式所定義之變韌鐵變態開始溫度：Bs點以下之溫度進行捲取， 再以滿足下述式(1)之條件從Bs點冷卻至(Bs點-80℃)為止，以作成熱軋鋼板，並且 對前述熱軋鋼板施行軋縮率10%以下之冷軋延、或者不對前述熱軋鋼板施行軋縮率10%以下之冷軋延，即可製出。
Bs點(℃)=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]：元素之質量%
Figure 02_image004
上述式(1)中，Bs為Bs點(℃)，WM 為各元素種類之組成(質量%)，Δt(n)為從熱軋延後之冷卻起歷經捲取再冷卻至400℃為止之期間中，從(Bs-10×(n-1))℃至(Bs-10×n)℃為止的經過時間(秒)。
並且，上述熱處理用鋼板(鋼板a)亦可以藉由製造方法a1的步驟製得之熱軋鋼板作為熱軋鋼板，並藉由以下製造方法(以下有時會 稱為「製造方法a2」)來製造。
亦即，其特徵在於： 藉由製造方法a1的步驟製出熱軋鋼板後，對熱軋鋼板施行第一冷軋延，以製造出中間熱處理用鋼板，或者不對熱軋鋼板施行第一冷軋延，即製造出中間熱處理用鋼板； 以滿足下述式(2)之條件，將上述鋼板a之成分組成的中間熱處理用鋼板加熱至(Ac3-20)℃以上之溫度，下述式(2)係將700℃起至(Ac3-20)℃之溫度區中的經過時間除以10來計算，接著， 將700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度設為30℃/秒以上，且將Bs點起至(Bs-80)℃之溫度區的平均冷卻速度設為20℃/秒以上，從加熱溫度起進行冷卻後，將(Bs-80)℃起至Ms點之停留時間設為1000秒以下，並將Ms點起至(Ms-50)℃之平均冷卻速度限制在100℃/秒以下進行冷卻；並且 對前述經冷卻後之中間熱處理鋼板施行軋縮率10%以下之第二冷軋延，或者不對前述經冷卻後之中間熱處理鋼板施行軋縮率10%以下之第二冷軋延。
Bs點(℃)=611-33・[Mn]-17・[Cr] -17・[Ni]-21・[Mo]-11・[Si] +30・[Al]+(24・[Cr]+15・[Mo] +5500・[B]+240・[Nb])/(8・[C]) Ms點(℃)=561-474[C]-33・[Mn] -17・[Cr]-17・[Ni]-21・[Mo] -11・[Si]+30・[Al] [元素]：元素之質量%
Figure 02_image013
上述式(2)係將加熱步驟之從700℃起至(Ac3-20)℃之溫度區中的經過時間除以10來計算之數式。Δt係經過時間的10分之1(秒)，fγ (n)係第n個區間之平均逆變態率，T(n)則係第n個區間之平均溫度(℃)。
本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法(以下有時會稱為「本發明製造方法A」)，係製造本發明鋼板A之製造方法，且其特徵在於： 以滿足下述式(3)之條件，將鋼板a(熱處理用鋼板)從(Ac1+25)℃起加熱至Ac3點之溫度，並於最高加熱溫度-10℃起至最高加熱溫度之溫度區中維持150秒以下，下述式(3)係將700℃起至以最高加熱溫度或(Ac3-20)℃之任一低溫為終點之溫度區中的經過時間除以10來計算；並且 將700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度設為25℃/秒以上，從加熱維持溫度起進行冷卻，且限制在滿足下述式(4)及式(5)之範圍內，該式(4)及式(5)係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算。
Figure 02_image006
上述式(3)係將加熱步驟之從700℃起至以最高加熱溫度或(Ac3-20)℃之任一低溫為終點之溫度區中的經過時間除以10來計算之數式。Δt係經過時間的10分之1(秒)，WM 係各元素種類之組成(質量%)，fγ (n)係第n個區間之平均逆變態率，T(n)則係第n個區間之平均溫度(℃)。
Figure 02_image008
Figure 02_image010
上述式(4)及式(5)，係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算之數式。Δt係經過時間的10分之1(秒)，Bs係Bs點(℃)，T(n)係各程序之平均溫度(℃)，WM 則係各元素種類之組成(質量%)。
本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法(以下有時會稱為「本發明製造方法A1a」)，係製造本發明鋼板A1之製造方法，且其特徵在於： 將以本發明製造方法A製得之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在該高強度鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法(以下有時會稱為「本發明製造方法A1b」)，係製造本發明鋼板A1之製造方法，且其特徵在於： 於以本發明製造方法A製得之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之單面或兩面，以電鍍形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
本發明之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法(以下有時會稱為「本發明製造方法A2」)，係製造本發明鋼板A2之製造方法，且其特徵在於： 將本發明鋼板A1之鍍鋅層或鋅合金鍍層從450℃加熱至550℃，以對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行合金化處理。
以下，依序說明鋼板a及其製造方法(製造方法a1、a2)、以及本發明鋼板A、A1及A2與其等之製造方法(本發明製造方法A、A1a、A1b及A2)。
首先，說明限定鋼板a及本發明鋼板A、A1、A2(以下有時會統稱為「本發明鋼板」)之成分組成的理由。以下，與成分組成有關的符號%係指質量%。 ＜成分組成＞ C：0.05～0.30%
C係有助於提升強度與成形性的元素。若C小於0.05%，便無法充分獲得添加效果，故C設為0.05%以上。且宜為0.07%以上，更宜為0.10%以上。
另一方面，若C大於0.30%，熔接性會降低，故C設為0.30%以下。以確保良好之點熔接性的觀點來看，係以在0.25%以下為宜，且更宜在0.20%以下。 Si：2.50%以下
Si係一種可將鐵系碳化物微細化，而有助於提升強度與成形性的元素，但也係使鋼脆化的元素。若Si大於2.50%，鑄造鋼胚會脆化而變得容易破裂，且熔接性會降低，故Si設為2.50%以下。以確保耐衝擊性的觀點來看，係以在2.20%以下為宜，且更宜在2.00%以下。
其下限雖然包含0%，但若減低至小於0.01%，在變韌鐵變態時會生成粗大鐵系碳化物，而使強度與成形性降低，故Si宜在0.005%以上。且更宜在0.010%以上。 Mn：0.50～3.50%
Mn係一種可提高淬火性而有助於提升強度的元素。若Mn小於0.50%，便會在熱處理之冷卻過程中生成軟質組織而變得難以確保所欲強度，故Mn設為0.50%以上。且宜為0.80%以上，更宜為1.00%以上。
另一方面，若Mn大於5.00%，則Mn會在鑄造鋼胚之中央部濃化，導致鑄造鋼胚脆化而容易破裂，並且會生成鋼板之微觀組織的Mn濃化組織，使機械特性降低，故Mn設為5.00%以下。以確保良好之機械特性與點熔接性的觀點來看，係以在3.50%以下為宜，且更宜在3.00%以下。 P：0.100%以下
P係一種會使鋼脆化，且會使點熔接所產生之熔融部脆化的元素。若P大於0.100%，鑄造鋼胚會脆化而變得容易破裂，故P設為0.100%以下。以確保點熔接部之強度的觀點來看，係以在0.040%以下為宜，且更宜在0.020%以下。
其下限雖然包含0%，但若將P減低至小於0.0001%，製造成本便會大幅上升，因此在實用鋼板上0.0001%即為實質下限。 S：0.0100%以下
S係一種會形成MnS，而阻礙延展性、擴孔性、延伸凸緣性及彎曲性等成形性的元素。若S大於0.0100%，成形性會明顯降低，故S設為0.010%以下。並且，S會使點熔接部的強度降低，故以確保良好之點熔接性的觀點來看，係以在0.007%以下為宜，且更宜在0.005%以下。
其下限雖然包含0%，但若減低至小於0.0001%，製造成本便會大幅上升，因此在實用鋼板上0.0001%即為實質下限。 Al：0.001~2.000%
Al可作為脫氧材來發揮功能，但另一方面，其也係一種會使鋼脆化且會阻礙點熔接性的元素。若Al小於0.001%，便無法充分獲得脫氧效果，故Al設為0.001%以上。且宜為0.100%以上，更宜為0.200%以上。
另一方面，若Al大於2.000%，便會生成粗大氧化物而使鑄造鋼胚容易破裂，故Al設為2.000%以下。以確保良好之點熔接性的觀點來看，係以在1.500%以下為宜。 N：0.0150%以下
N係一種會形成氮化物，而阻礙延展性、擴孔性、延伸凸緣性及彎曲性等成形性的元素，並且係一種會在熔接時成為氣孔發生的原因，而阻礙熔接性的元素。若N大於0.0150%，成形性與熔接性會降低，故N設為0.0150%以下。且宜為0.0100%以下，更宜為0.0060%以下。
其下限雖然包含0%，但若將N減低至小於0.0001%，製造成本便會大幅上升，因此在實用鋼板上0.0001%即為實質下限。 O：0.0050%以下
O係一種會形成氧化物，而阻礙延展性、擴孔性、延伸凸緣性及彎曲性等成形性的元素。若O大於0.0050%，成形性會明顯降低，故O設為0.0050%以下。且宜為0.0030%以下，更宜為0.0020%以下。
其下限雖然包含0%，但若將O減低至小於0.0001%，製造成本便會大幅上升，因此在實用鋼板上0.0001%即為實質下限。
除上述元素之外，鋼板a及本發明鋼板之成分組成亦可含有以下元素，以提升特性。 Ti：0.30%以下
Ti係一種可藉由析出物所致之強化、抑制肥粒鐵結晶粒成長使細粒化強化及抑制再結晶所行差排強化，而有助於提升鋼板強度的元素。若Ti大於0.30%，會析出大量碳氮化物，使成形性降低，故Ti係以在0.30%以下為宜。且更宜為0.150%以下。
其下限雖然包含0%，但要充分獲得Ti之提升強度的效果，係以0.001%以上為宜，且更宜在0.010%以上。 Nb：0.10%以下
Nb係一種可藉由析出物所致之強化、抑制肥粒鐵結晶粒成長使細粒化強化及抑制再結晶所行差排強化，而有助於提升鋼板強度的元素。若Nb大於0.10%，會析出大量碳氮化物，使成形性降低，故Nb係以在0.10%以下為宜。且更宜為0.06%以下。
其下限雖然包含0%，但要充分獲得Nb之提升強度的效果，係以0.001%以上為宜，且更宜在0.005%以上。 V：1.00%以下
V係一種可藉由析出物所致之強化、抑制肥粒鐵結晶粒成長使細粒化強化及抑制再結晶所行差排強化，而有助於提升鋼板強度的元素。若V大於1.00%，會析出大量碳氮化物，使成形性降低，故V係以在1.00%以下為宜。且更宜為0.50%以下。
其下限雖然包含0%，但要充分獲得V之提升強度的效果，係以0.001%以上為宜，且更宜在0.010%以上。 Cr：2.00%以下
Cr係可提高淬火性而有助於提升鋼板強度的元素，也係可取代一部分的C及/或Mn之元素。若Cr大於2.00%，會使熱加工性降低而造成生產性降低，故Cr係以在2.00%以下為宜。且更宜為1.20%以下。
其下限雖然包含0%，但要充分獲得Cr之提升強度的效果，係以0.01%以上為宜，且更宜在0.10%以上。 Ni：2.00%
Ni係可抑制高溫下的相變態而有助於提升鋼板強度的元素，也係可取代一部分的C及/或Mn之元素。若Ni大於2.00%，會使熔接性降低，故Ni係以在2.00%以下為宜。且更宜為1.20%以下。
其下限雖然包含0%，但要充分獲得Ni之提升強度的效果，係以0.01%以上為宜，且更宜在0.10%以上。 Cu：2.00%以下
Cu係以微細粒子之形態存在於鋼中而有助於提升鋼板強度的元素，也係可取代一部分的C及/或Mn之元素。若Cu大於2.00%，會使熔接性降低，故Cu係以在2.00%以下為宜。且更宜為1.20%以下。
其下限雖然包含0%，但要充分獲得Cu之提升強度的效果，係以0.01%以上為宜，且更宜在0.10%以上。 Mo：1.00%以下
Mo係可抑制高溫下的相變態而有助於提升鋼板強度的元素，也係可取代一部分的C及/或Mn之元素。若Mo大於1.00%，會使熱加工性降低而造成生產性降低，故Mo係以在1.00%以下為宜。且更宜為0.50%以下。
其下限雖然包含0%，但要充分獲得Mo之提升強度的效果，係以0.01%以上為宜，且更宜在0.05%以上。 W：1.00%以下
W係可抑制高溫下的相變態而有助於提升鋼板強度的元素，也係可取代一部分的C及/或Mn之元素。若W大於1.00%，會使熱加工性降低而造成生產性降低，故W係以在1.00%以下為宜。且更宜為0.70%以下。
其下限雖然包含0%，但要充分獲得W之提升強度的效果，係以0.01%以上為宜，且更宜在0.10%以上。 B：0.0100%以下
B係可抑制高溫下的相變態而有助於提升鋼板強度的元素，也係可取代一部分的C及/或Mn之元素。若B大於0.0100%，會使熱加工性降低而造成生產性降低，故B係以在0.0100%以下為宜。且更宜為0.005%以下。
其下限雖然包含0%，但要充分獲得B之提升強度的效果，係以0.0001%以上為宜，且更宜在0.0005%以上。 Sn：1.00%以下
Sn係一種可抑制結晶粒之粗大化，而有助於提升鋼板強度的元素。若Sn大於1.00%，鋼板會脆化使得在軋延時有時會斷裂，故Sn係以在1.00%以下為宜。且更宜為0.50%以下。
其下限雖然包含0%，但要充分獲得添加Sn的效果，係以0.001%以上為宜，且更宜在0.010%以上。 Sb：0.20%以下
Sb係一種可抑制結晶粒之粗大化，而有助於提升鋼板強度的元素。若Sb大於0.20%，鋼板會脆化使得在軋延時有時會斷裂，故Sb係以在0.20%以下為宜。且更宜為0.10%以下。
其下限雖然包含0%，但要充分獲得添加Sb的效果，係以0.001%以上為宜，且更宜在0.005%以上。
鋼板a及本發明鋼板之成分組成，亦可視需要含有Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM中之1種或2種以上。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM中之1種或2種以上合計為0.0100%以下。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM係有助於提升成形性的元素。若Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM中之1種或2種以上之合計大於0.0100%，恐會導致延展性降低，故上述元素合計宜為0.0100%以下。且更宜為0.0070%以下。
Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM中之1種或2種以上之合計的下限雖然包含0%，但要充分獲得提升成形性的效果，合計係以0.0001%以上為宜，且更宜在0.0010%以上。
另，REM(Rare Earth Metal)係指屬鑭系之元素。REM及Ce大多時候是以稀土金屬合金的形態來添加，除La與Ce之外，亦可無法避免地含有鑭系元素。
鋼板a及本發明鋼板之成分組成中，除上述元素外之剩餘部分為Fe及無法避免之不純物。無法避免之不純物係從鋼原料及/或在製鋼過程中無法避免地混入的元素。並且，作為不純物，合計可含有0.010%以下之以下元素：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及Pb。
接著，說明鋼板a及本發明鋼板之微觀組織。 ＜一般的高強度鋼板之組織結構與本發明鋼板A之組織結構的不同＞
一般的高強度鋼板係鑄造後之鋼板在熱軋延步驟的冷卻過程及其後的熱處理中，產生Mn的偏析。
如圖1所示，其組織結構會呈現在塊狀肥粒鐵1中產生有因Mn偏析而產生的粗大塊狀麻田散鐵2之狀態，而無法確保充分的成形性。因此，一般的高強度鋼板係藉由利用組織中殘留的沃斯田鐵來提升成形性。
與此相對，本發明鋼板A之不同點在於：藉由控制熱軋延步驟之冷卻過程、冷軋延步驟之熱處理過程及熱處理步驟之升溫過程，而在不產生Mn偏析部之前提下形成與一般的高強度鋼板不同的組織。
如圖2所示，其組織結構為生成針狀肥粒鐵3組織，並在其間生成與其在同方向上伸長之麻田散鐵區域4之組織，因Mn偏析而產生的粗大塊狀麻田散鐵少。藉此，可防止粗大硬質組織生成，而不使用殘留沃斯田鐵便可確保成形性及強度之平衡。 ＜規定微觀組織之區域＞
以從鋼板表面起算1/4t(t：板厚)為中心之1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織，係代表鋼板整體之微觀組織者，且係對應鋼板整體的機械特性(成形性、強度、延展性、韌性及擴孔性等)。就本發明鋼板A、A1及A2(以下統稱為「本發明鋼板A」)，規定從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織。
並且，為了將本發明鋼板A中從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織藉由熱處理來作成所欲微觀組織，於本發明鋼板A之材料即鋼板a中，同樣規定從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織。
首先，說明鋼板a之從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織(以下有時會稱為「微觀組織a」)。與微觀組織有關之符號%係指體積%。 ＜微觀組織a＞
由麻田散鐵或回火麻田散鐵、變韌鐵及變韌肥粒鐵中之1種或2種以上所構成之板條(lath)組織：80%以上 微觀組織a係製成包含80%以上之板條組織，該板條組織係由麻田散鐵或回火麻田散鐵、變韌鐵及變韌肥粒鐵中之1種或2種以上所構成。若此板條組織小於80%，即使對鋼板a施行所需之熱處理，也無法在本發明鋼板A中獲得所欲微觀組織，而無法獲得成形性-強度平衡優異之機械特性，故上述板條組織係設為80%以上。且其宜在90%以上，為100%亦無妨。
板條組織之分率可如以下方式求得：從本發明鋼板A及鋼板a採取以平行於鋼板軋延方向的板厚截面為觀察面之試驗片，並研磨試驗片之觀察面後，再研磨成鏡面，就從板厚表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域，於1個以上的視野中，將合計2.0×10-8 m2 以上的面積藉由使用有場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)的電子背向繞射解析(EBSD：Electron Back Scattering diffraction)來求算面積分率。
此為利用板條組織內部所具有之方位差的方法，具體地說，係將測定步進設為0.2μm，以KAM法(Kernel Average Misorientation)將各測定點周邊之局部方位差作成分布圖，並使用切出15×15的網格以交點計數法求出面積。
又，由於EBSD之解析可獲得各測定點的結晶結構，因此殘留沃斯田鐵之分布及形態的評估也係藉由使用有FE-SEM之EBSD解析法來進行。
具體地說，係從本發明鋼板A及鋼板a採取以平行於鋼板軋延方向的板厚截面為觀察面之試驗片，並研磨試驗片之觀察面後，再以電解研磨除去應變影響層，就從板厚表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域，於1個以上的視野中，設定測定步進為0.2μm，將合計2.0×10-8 m2 以上的面積進行EBSD解析。
根據測定後之資料作成殘留沃斯田鐵分布圖，取出圓等效直徑大於2.0μm且長寬比小於2.5之殘留沃斯田鐵，求算其面積分率。
若微觀組織a為板條組織，則藉由熱處理，於板條境界會生成被相同結晶方位之肥粒鐵圍繞的微細沃斯田鐵，並沿板條境界成長。於熱處理中沿板條境界成長且往單一方向伸長之沃斯田鐵，於熱處理後會變為往單一方向伸長之麻田散鐵，非常有助於加工硬化。
鋼板a之板條組織係適當調整熱軋條件而可形成。有關板條組織之形成，將於後詳述。
麻田散鐵、回火麻田散鐵、變韌鐵及變韌肥粒鐵其個別體積%會因鋼板之成分組成、熱軋條件及冷卻條件而變動，故無特別限定，但仍針對較佳體積%進行說明。
麻田散鐵會因後述之熱處理用鋼板的熱處理而成為回火麻田散鐵，且會與熱處理前已形成之既存的回火麻田散鐵互相作用，而有助於提升本發明鋼板A之成形性-強度平衡。另一方面，由於板條麻田散鐵非常微細，故麻田散鐵若增加，往單一方向伸長之麻田散鐵存在於肥粒鐵晶界之比率便增加，有時反而造成成形性劣化。因此，板條組織中麻田散鐵的體積%宜在80%以下，更宜在50%以下。
回火麻田散鐵是非常有助於提升本發明鋼板A之成形性-強度平衡的組織，但有時回火麻田散鐵中會生成粗大碳化物，而在其後之熱處理中成為各向同性的沃斯田鐵。因此，板條組織中回火麻田散鐵的體積%係以在80%以下為宜。
變韌鐵及變韌肥粒鐵為成形性-強度平衡優異的組織，但有時變韌鐵中會生成粗大碳化物，而在其後之熱處理中成為各向同性的沃斯田鐵。因此，板條組織中變韌鐵的體積分率宜在50%以下，更宜在20%以下。
微觀組織a中，其他組織(波來鐵、雪明碳鐵、塊狀肥粒鐵及殘留沃斯田鐵等)係設為小於20%。
塊狀肥粒鐵於結晶粒內不具有沃斯田鐵的成核部位，故於熱處理後之微觀組織中，其會成為不含沃斯田鐵的肥粒鐵，並無助於提升強度。
另外，塊狀肥粒鐵有時與母相沃斯田鐵並不具有特定結晶方位關係，塊狀肥粒鐵若增加，則於熱處理中在塊狀肥粒鐵與母相沃斯田鐵之境界，有時會生成結晶方位與母相沃斯田鐵有很大差異的沃斯田鐵。於肥粒鐵周圍新生成之結晶方位不同的沃斯田鐵會各向同性地成長，故並無助於提升機械特性。
鋼板a之殘留沃斯田鐵在熱處理時其一部分會各向同化，故並無助於提升機械特性。另外，波來鐵與雪明碳鐵在熱處理中會變態為沃斯田鐵，並各向同性地成長，故並無助於提升機械特性。因此，其他組織(波來鐵、雪明碳鐵、塊狀肥粒鐵及殘留沃斯田鐵等)係設為小於20%。且宜小於10%。
尤其，粗大且各向同性的殘留沃斯田鐵，在該熱處理用鋼板的熱處理中會因加熱而成長為粗大且各向同性的沃斯田鐵，並於之後的冷卻中成為粗大且各向同性的島狀麻田散鐵，故會使韌性劣化。
因此，圓等效直徑大於2.0μm且長軸與短軸之比即長寬比小於2.5之粗大塊狀殘留沃斯田鐵，其體積分率限制在2.0%以下。該殘留沃斯田鐵越少越好，以設在1.5%以下為宜，更宜設在1.0%以下，為0.0%亦無妨。 含有(鋼板a之Mn%)×1.50以上的Mn之Mn濃化組織：2.0%以下
微觀組織中Mn濃化後的區域，該部位即使為板條組織，在熱處理用鋼板之熱處理中，在加熱中仍會優先逆變態為沃斯田鐵，且於其後的冷卻中變態不易進行，故容易生成殘留沃斯田鐵。Mn若小於(鋼板a之Mn%)×1.50，殘留沃斯田鐵便不易生成，故Mn濃化之基準係設為(鋼板a之Mn%)×1.50。
微觀組織a中，含有(鋼板a之Mn%)×1.50以上的Mn之Mn濃化組織若大於2.0%，本發明鋼板A之微觀組織中殘留沃斯田鐵的體積%便會大於2.0%，故微觀組織a中之Mn濃化組織要抑制在2.0%以下。且宜在1.5%以下，更宜在1.0%以下。
接著，說明將鋼板a進行熱處理而製得之本發明鋼板A，其從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織(以下有時會稱為「微觀組織A」)。與微觀組織有關之符號%係指體積%。 ＜微觀組織A＞
微觀組織A係以針狀肥粒鐵及麻田散鐵(包含回火麻田散鐵)為主體，並限制塊狀肥粒鐵在20%以下(包含0%)、殘留沃斯田鐵在2.0%以下(包含0%)之組織。 針狀肥粒鐵：20%以上
若對微觀組織a(麻田散鐵或回火麻田散鐵、變韌鐵及變韌肥粒鐵中之1種或2種以上：80%以上)之板條組織施行所需之加熱處理，板條狀的肥粒鐵便會合體而成為針狀，並且於其結晶晶界中會生成往單一方向伸長之沃斯田鐵晶粒。
並且，若以預定條件施行冷卻處理，往單一方向伸長之沃斯田鐵便會成為往單一方向伸長之麻田散鐵區域，而提升微觀組織A之成形性-強度平衡。
若針狀肥粒鐵的體積分率小於20%，便無法獲得充分效果，各向同性的麻田散鐵區域會明顯增加，微觀組織A之成形性-強度平衡會劣化，故針狀肥粒鐵的體積分率設為20%以上。要特別提高成形性-強度平衡，則宜將針狀肥粒鐵的體積分率設為30%以上。
另一方面，針狀肥粒鐵的體積分率若大於90%，麻田散鐵的體積分率便減少，無法如後述將麻田散鐵的體積分率製成10%以上，強度會大幅降低，故針狀肥粒鐵的體積分率係在90%以下。為了高強度化，宜將針狀肥粒鐵的體積分率減少，提高麻田散鐵的體積分率，基於此觀點，針狀肥粒鐵的體積分率係以在75%以下為宜。更宜在60%以下。 麻田散鐵：10%以上
麻田散鐵係可提高鋼板強度的組織。若麻田散鐵小於10%，就成形性-強度平衡，並無法確保所欲鋼板強度，故麻田散鐵係設為10%以上。且宜在20%以上。
另一方面，麻田散鐵的體積分率若大於80%，便無法如上述將針狀肥粒鐵之分率製成20%以上，會導致其拘束減弱而麻田散鐵區域的形態變為各向同性，故麻田散鐵的體積分率係設為80%以下。要特別提高成形性-強度平衡，則較宜將針狀肥粒鐵的體積分率限制在50%以下。且更宜在35%以下。 麻田散鐵中所佔之有微細碳化物析出之回火麻田散鐵：30%以上
麻田散鐵為包含微細碳化物之回火麻田散鐵時，麻田散鐵之耐破壞特性會大幅提高，並且兼具充分強度，故可提升成形性-強度平衡。為獲得此效果，包含微細碳化物之回火麻田散鐵佔麻田散鐵的比率宜設為30%以上。該回火麻田散鐵的比率越高越好，更宜在50%以上，為100%亦無妨。
另一方面，若使回火過度進行，導致麻田散鐵中的碳化物之平均直徑大於1.0μm，碳化物便會作為破壞的傳遞路徑發揮作用，反而造成耐破壞特性劣化。
碳化物之平均直徑若為1.0μm以下，耐破壞特性便不會劣化，而能發揮本發明效果。由於碳化物變大則強度會降低，故要兼顧強度與韌性，碳化物之平均直徑係以在0.5μm以下為宜。雖即使沒有碳化物仍能獲得本發明效果，但以韌性的觀點來看，在麻田散鐵中宜含有微小碳化物。
上述麻田散鐵係將鋼板a以預定條件加熱，生成從板條狀組織往單一方向伸長之沃斯田鐵，其後以預定條件進行冷卻使該沃斯田鐵發生麻田散鐵變態而得，並且該麻田散鐵被針狀肥粒鐵所分割，而成為往單一方向伸長之島狀組織。由於係往單一方向伸長，應變集中的情形變得和緩，不易發生局部性的破壞，故能改善成形性。
另一方面，粗大且各向同性的島狀麻田散鐵藉由施加應變就容易破裂，故當其密度大時，在衝擊時容易發生脆性破壞，延展性脆性轉變溫度大幅上升，造成韌性劣化。
為避免韌性劣化，島狀麻田散鐵之尺寸及形態必須滿足下式(A)。
Figure 02_image001
此處，di 為1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織中，第i大的島狀麻田散鐵之圓等效直徑[μm]；ai 為1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織中，第i大的島狀麻田散鐵之長寬比。此式係用以針對在破壞之發生及傳遞的初期階段中優先發生破裂的島狀麻田散鐵，評估其局部性破壞之發生與破裂相互連結的風險。初期會發生破裂的僅限於粗大的島狀麻田散鐵，故只對相對較大的島狀麻田散鐵評估其風險即可。具體地說，在本發明之微觀組織的觀察中，只需評估風險至第5大的島狀麻田散鐵即可。
島狀麻田散鐵的大小越大、又或長寬比越小亦即越係等軸，則左項之值越大，韌性越劣化，當大於10.0便無法發揮預定特性。
並且，若粗大的島狀麻田散鐵之密度增加，第2個之後的島狀麻田散鐵之尺寸會變大，式(A)左邊的值上升，而致使脆性破壞變得容易發生。
式(A)的值越小，越不易發生及連結局部性破裂，因此延展性脆性轉變溫度降低，可改善韌性，而較佳。式(A)左邊宜為7.5以下，更宜為5.0以下。
又，第1大的島狀麻田散鐵之圓等效直徑為1.0μm以下時，全部的di 會在1.0以下，且長寬比即ai 必為1.0以上，因此式(A)左邊必為5.0以下，故第1大的島狀麻田散鐵之圓等效直徑為1.0μm以下時，省略式(A)之評估亦無妨。 塊狀肥粒鐵：20%以下
塊狀肥粒鐵係會與針狀肥粒鐵競爭之組織。塊狀肥粒鐵越增加，針狀肥粒鐵便越減少，故塊狀肥粒鐵的體積分率係限制在20%以下。塊狀肥粒鐵的體積分率越少越好，為0%亦無妨。 殘留沃斯田鐵：2.0%以下
殘留沃斯田鐵若受到衝擊，會變態成極硬質之麻田散鐵，而作為脆性破壞之傳遞路徑大大發揮作用。殘留沃斯田鐵若大於2.0%，脆性破壞時之吸收能量會明顯降低，而無法充分抑制破壞之進展，造成韌性大幅劣化，故殘留沃斯田鐵設為2.0%以下。此點即為微觀組織A之特徵。殘留沃斯田鐵之體積%宜為1.6%以下，更宜為1.2%以下，為0.0%亦無妨。 剩餘部分：無法避免之生成相
微觀組織A之剩餘部分為變韌鐵、變韌肥粒鐵及/或無法避免之生成相。變韌鐵及變韌肥粒鐵係強度與成形性之平衡優異的組織，只要在確保有充分的量之針狀肥粒鐵與麻田散鐵的範圍內，則含於微觀組織中亦無妨。
變韌鐵與變韌肥粒鐵的體積分率之合計若大於60%，有時會無法充分獲得針狀肥粒鐵及/或麻田散鐵的分率，故變韌鐵與變韌肥粒鐵的體積分率之合計宜為60%以下。
微觀組織A之剩餘部分組織中之無法避免之生成相為波來鐵、雪明碳鐵等。波來鐵及/或雪明碳鐵的量若變多，延展性會降低，且成形性-強度平衡會降低，故上述全部組織以外的組織(波來鐵及/或雪明碳鐵等)的體積分率宜為5%以下。
藉由將微觀組織A製成以上述形態之肥粒鐵作為主體、麻田散鐵在10%以上且殘留沃斯田鐵在2%以下之組織，可確保優異的韌性與優異的成形性-強度平衡。因此，微觀組織A之延展性-脆性轉變溫度達到-40℃以下，且延展性-脆性轉變後之吸收能量變成延展性-脆性轉變前之吸收能量×0.15以上。
就於上述成分組成中具有微觀組織A之本發明鋼板A的點熔接部，十字接頭強度可達成拉伸剪切強度×0.25以上。推定這係由於熔接點之熱影響部中，微觀組織之形態會承襲針狀肥粒鐵及麻田散鐵區域之形態，因此提升了熱影響部之耐破壞特性。
在此，說明組織的體積分率(體積%)之決定方法。
從本發明鋼板A及熱處理用鋼板(鋼板a)採取以平行於鋼板軋延方向的板厚截面為觀察面之試驗片。研磨試驗片之觀察面後進行硝太蝕刻，在從板厚表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域，於1個以上的視野中，以場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察合計2.0×10-9 m2 以上的面積，解析各組織的面積分率(面積%)。
以經驗而言，已知面積分率(面積%)≒體積分率(體積%)，故以面積分率作為體積分率。另，微觀組織A中之針狀肥粒鐵係指FE-SEM之觀察中，結晶粒之長徑與短徑之比即長寬比在3.0以上之肥粒鐵。而塊狀肥粒鐵係指同樣地長寬比小於3.0之肥粒鐵。
本發明鋼板A之微觀組織中的殘留沃斯田鐵之體積分率係以X射線繞射法進行解析。從上述試驗片之板厚表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域中，將與鋼板面平行的面加工成鏡面，再以X射線繞射法解析FCC鐵之面積分率。並以該面積分率作為殘留沃斯田鐵之體積分率。
回火麻田散鐵所含碳化物的直徑係在與FE-SEM之組織分率測定相同的視野中進行。於1個以上的視野中，以倍率20,000倍觀察合計1.0×10-10 m2 以上面積之回火麻田散鐵，並就任意30個碳化物測定圓等效直徑，將其單純平均視為該材料中之回火麻田散鐵中碳化物的平均直徑。
另，以倍率20,000倍無法檢測到的微細碳化物，由於該碳化物不會作為脆性破壞之傳遞路徑發揮作用，故在導出平均直徑上可無視。具體地說，以圓等效直徑計被判斷為不滿0.1μm之碳化物，在求算碳化物之平均直徑時可無視。
本發明鋼板A可為於鋼板的單面或兩面具有鍍鋅層或鋅合金鍍層之鋼板(本發明鋼板A1)，亦可為具有對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行過合金化處理之合金化鍍層之鋼板(本發明鋼板A2)。以下進行說明。 鍍鋅層及鋅合金鍍層
形成於本發明鋼板A的單面或兩面之鍍敷層宜為鍍鋅層或以鋅為主成分之鋅合金鍍層。鋅合金鍍層宜為含有Ni作為合金成分者。
鍍鋅層及鋅合金鍍層係以熔融鍍敷法或電鍍法形成。鍍鋅層之Al量若增加，鋼板表面與鍍鋅層之密著性會降低，故鍍鋅層之Al量係以0.5質量%以下為宜。鍍鋅層為熔融鍍鋅層時，為了提高鋼板表面與鍍鋅層之密著性，熔融鍍鋅層之Fe量宜在3.0質量%以下。
鍍鋅層為電鍍鋅層時，鍍敷層之Fe量以提升耐蝕性的觀點來看，係以0.5質量%以下為宜。
在不阻礙耐蝕性及成形性的範圍內，鍍鋅層及鋅合金鍍層亦可含有以下中之1種或2種以上：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及REM。特別係Ni、Al及Mg可有效提升耐蝕性。 合金化鍍層
對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行合金化處理，以在鋼板表面形成合金化鍍層。對熔融鍍鋅層或熔融鋅合金鍍層施行合金化處理時，以提升鋼板表面與合金化鍍層之密著性的觀點來看，宜將熔融鍍鋅層或熔融鋅合金鍍層之Fe量設為7.0~13.0質量%。
本發明鋼板A之板厚並未特別限定為特定板厚範圍，但考慮到泛用性及製造性，則以0.4~5.0mm為宜。板厚若小於0.4mm，鋼板形狀會難以維持平坦，而使尺寸及形狀精度降低，故板厚宜為0.4mm以上。更宜為0.8mm以上。
另一方面，板厚若大於5.0mm，在製造過程中會難以控制加熱條件及冷卻條件，有時會無法於板厚方向獲得均質的微觀組織，故板厚係以5.0mm以下為宜。更宜為4.5mm以下。
接著，說明鋼板a之製造方法a1與a2、及本發明製造方法A、A1a、A1b及A2。
首先，說明作為本發明鋼板A之材料的熱處理用鋼板(鋼板a)之製造方法a1及製造方法a2。 製造方法a1為以下方法： 將鋼板a之成分組成的鋼片供於熱軋延，並在850℃起至1050℃中完成熱軋延，作成熱軋延後的鋼板， 以平均冷卻速度30℃/秒以上將熱軋延後的鋼板從850℃至550℃為止之間進行冷卻，並於下述式所定義之變韌鐵變態開始點：Bs點以下之溫度下進行捲取， 再以滿足下述式(1)之條件從Bs點冷卻至(Bs點-80℃)為止，以作成熱軋鋼板， 對前述熱軋鋼板施行軋縮率10%以下之冷軋延，以製造出熱處理用鋼板，或者不對前述熱軋鋼板施行軋縮率10%以下之冷軋延，即製造出熱處理用鋼板。
Bs點(℃)=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]：元素之質量%
Figure 02_image004
上述式(1)中，Bs為Bs點(℃)，WM 為各元素種類之成分組成(質量%)，Δt(n)為從熱軋延後之冷卻起歷經捲取再冷卻至400℃為止之期間中，從(Bs-10×(n-1))℃至(Bs-10×n)℃為止的經過時間(秒)。
製造方法a2為以下方法： 對於藉由與上述製造方法a1之熱軋鋼板製造步驟相同的步驟製得之熱軋鋼板，施行第一冷軋延、或者不施行第一冷軋延，製出中間熱處理用鋼板， 以滿足下述式(2)之平均加熱速度，將鋼板a之成分組成的中間熱處理用鋼板加熱至(Ac3-20)℃以上之溫度，下述式(2)係將700℃起至(Ac3-20)℃之溫度區中的經過時間除以10來計算，接著， 將700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度設為30℃/秒以上從加熱溫度起進行冷卻，且將Bs點起至(Bs-80)℃之溫度區的平均冷卻速度設為20℃/秒以上進行冷卻後，將(Bs-80)℃起至Ms點之停留時間設為1000秒以下，並將Ms點起至(Ms-50)℃之平均冷卻速度限制在100℃/秒以下進行冷卻(以下也稱為「中間熱處理」)後，對冷卻後之中間熱處理鋼板施行軋縮率10%以下之第二冷軋延、或者不施行第二冷軋延，以製造出熱處理用鋼板。
Bs點(℃)=611-33・[Mn]-17・[Cr] -17・[Ni]-21・[Mo]-11・[Si] +30・[Al]+(24・[Cr]+15・[Mo] +5500・[B]+240・[Nb])/(8・[C]) Ms點(℃)=561-474[C]-33・[Mn] -17・[Cr]-17・[Ni]-21・[Mo] -11・[Si]+30・[Al] [元素]：元素之質量%
Figure 02_image013
上述式(2)係將加熱步驟之從700℃起至(Ac3-20)℃之溫度區中的經過時間除以10來計算之數式。Δt係經過時間的10分之1(秒)，fγ (n)係第n個區間之平均逆變態率，T(n)則係第n個區間之平均溫度(℃)。 說明製造方法a1的步驟條件。 熱軋延
遵循連續鑄造或薄鋼胚鑄造等之常規方法，將鋼板a之成分組成的熔鋼進行鑄造，以製造供於熱軋延之鋼片。將鋼片暫時冷卻至常溫後再供於熱軋延時，加熱溫度宜為1080℃起至1300℃。
加熱溫度若低於1080℃，起因於鑄造之粗大夾雜物便不會熔解，恐會導致熱軋鋼板在熱軋延後之步驟中斷裂，故加熱溫度宜在1080℃以上。更宜在1150℃以上。
加熱溫度若高於1300℃，便需要大量熱能，故宜在1300℃以下。更宜在1230℃以下。又，亦可在鑄造上述熔鋼後，將在1080℃至1300℃之溫度區中的鋼片直接供於熱軋延。 熱軋延完成溫度：850℃至1050℃
熱軋延係在850℃起至1050℃中完成。熱軋延完成溫度若低於850℃，軋延反作用力會增加，而難以穩定確保形狀及板厚的尺寸精度，故熱軋延完成溫度設為850℃以上。且宜為870℃以上。
另一方面，熱軋延完成溫度若高於1050℃，便需要鋼板加熱裝置而使軋延成本上升，故熱軋延完成溫度設為1050℃以下。且宜為1000℃以下。 850℃起至550℃為止之平均冷卻速度：30℃/秒以上
以平均冷卻速度30℃/秒以上，將熱軋延完成後之熱軋延後的鋼板從850℃冷卻至550℃以下。平均冷卻速度小於30℃/秒時，肥粒鐵變態會進行，生成塊狀肥粒鐵而無法於鋼板a中充分獲得板條組織，故熱軋延完成後之熱軋延後的鋼板係將850℃起至550℃為止之平均冷卻速度設為30℃/秒以上。為減少本發明鋼板A之塊狀肥粒鐵，850℃起至550℃為止之平均冷卻速度宜設為40℃/秒以上。 捲取溫度：Bs點以下
將以850℃起至550℃為止之平均冷卻速度30℃/秒以上冷卻至550℃以下之熱軋延後的鋼板，於下述式所定義之變韌鐵變態開始溫度：Bs點(℃)以下進行捲取。 Bs點(℃)=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]：元素之質量%
若將熱軋延後的鋼板於較Bs點(℃)高的溫度下進行捲取，則於捲取中，肥粒鐵變態會過度進行，在微觀組織中生成塊狀肥粒鐵而無法獲得板條組織，並且會生成大於2.0體積%的Mn濃化組織。捲取溫度宜在(Bs點-80)℃以下。 Bs點起至(Bs點-80℃)之溫度歷程：式(1)
在從熱軋延後之冷卻起歷經捲取再進行冷卻之期間，特別是在從Bs點起至(Bs點-80)℃之溫度區中，變韌鐵變態容易局部性地從一部分的沃斯田鐵晶界開始進行，且在400℃以上之溫度區中Mn原子的擴散也容易進行，故容易使熱軋鋼板中之Mn從已完成變態的區域往未變態沃斯田鐵漸呈濃化。
該熱軋鋼板中變韌鐵變態為局部性地進行，故Mn濃化後的未變態沃斯田鐵也會局部化，Mn之濃化部的一部分會成為粗大的塊狀殘留沃斯田鐵。
下述式(1)係表示該溫度區中之Mn的濃化傾向，且經驗性地考慮了變韌鐵變態之進行速度、Mn的濃化速度及變韌鐵的局部存在程度之數式。式(1)左邊大於1.50時，熱軋鋼板之相變態會局部性地過度進行，且往未變態沃斯田鐵的Mn濃化會過度進行，導致熱軋鋼板會成為具有許多Mn濃化部及粗大的塊狀殘留沃斯田鐵之物。
而，因此，將Bs點起至(Bs點-80)℃之溫度區中之式(1)的值限制在1.50以下。式(1)的值越小則Mn濃化越不易進行，因此式(1)的值宜設為1.20以下，且更宜設為1.00以下。在低於(Bs點-80)℃之溫度區中，變韌鐵變態之進行速度與Mn的濃化速度相比非常快速，可無視Mn往未變態部的濃化。並且，變韌鐵變態也係從大量的沃斯田鐵晶界開始，故熱軋鋼板中未變態沃斯田鐵之局部化亦不會進行。
有時也會在從Bs點起至(Bs點-80℃)之間的溫度下進行捲取。當時的溫度測定係以如下方式進行。
捲取前之溫度係從板面之鉛直方向就鋼板之中央部的板表面進行測定。測定係使用輻射溫度計。捲取後之溫度歷程係就捲取成卷料之環狀的圓周方向截面，以其中央部的點作為代表點。並且使用該代表點之溫度歷程。
於捲取卷料時，將接觸式溫度系(熱電偶)捲入對應該代表點的位置，以直接測定。
或者，亦可進行傳熱計算，求出該代表點之捲取後卷料的溫度歷程。此時，測定係使用輻射溫度計及/或接觸式溫度系，測定卷料的側面及/或表面之溫度歷程。
Figure 02_image004
上述式(1)係在從熱軋延後之冷卻起歷經捲取再進行冷卻之期間中，於Bs點起至(Bs點-80)℃之溫度區中進行計算，且Bs為Bs點(℃)，WM 為各元素種類之組成(質量%)，Δt(n)則為從(Bs-10×(n-1))℃起至(Bs-10×n)℃為止的經過時間(秒)。雖從n為1進行計算至8為止，但400℃以下之溫度區中Mn的擴散速度低，Mn的濃化並不會進行，因此當(Bs-10×n)℃低於400℃時，係令之後的n不包含在總和中。例如Bs為455℃時，式(1)係設為從n=1至n=6為止的總和。
從Bs點起至(Bs點-80)℃之溫度區的冷卻速度越快則式(1)的值越小，越能抑制Mn的濃化。惟，若在捲取成卷料的狀態下急速冷卻，鋼板形狀會崩壞，難以進行鋼板的調質及酸洗，故捲取成卷料之後的平均冷卻速度宜設為10℃/秒以下。以鋼板形狀的觀點來看，若在滿足式(1)的範圍內，捲取後之卷料便以放冷為宜。
尤其在從Bs點起至(Bs點-80)℃之溫度區的冷卻過程中，未滿足上述式(1)時，會從一部分的沃斯田鐵晶界局部性地開始變韌鐵變態，導致鋼板a中留有塊狀的未變態沃斯田鐵，而成為塊狀的殘留沃斯田鐵。上述溫度區之上述式(1)的值宜設為1.20以下，更宜為1.00以下。 熱軋鋼板之回火
經捲取後之熱軋鋼板為高強度，故為了提高最終熱處理前的切割步驟中之生產性，亦可對該熱軋鋼板施行適當溫度與時間的回火處理。
製造方法a1中，亦可對上述熱軋鋼板施行軋縮率10%以下之冷軋延，以作成熱處理用鋼板。惟，冷軋延之軋縮率若大於10%，板條狀組織之晶界會過度變形。此時若加熱鋼板，板條狀組織的一部分會在加熱中再結晶，成為塊狀之肥粒鐵，而無法透過熱處理獲得針狀肥粒鐵。
說明製造方法a2的步驟條件。 進一步施行冷軋延與熱處理之熱軋鋼板
製造方法a2為以下方法：對於藉由與製造方法a1之熱軋鋼板製造步驟相同的步驟製得之熱軋鋼板，施行冷軋延(以下有時會稱為「第一冷軋延」)、或者不施行冷軋延，製出中間熱處理用鋼板後，施行可抑制冷軋延對組織造成的影響之熱處理(以下有時會稱為「中間熱處理」)，並視需要更施行軋縮率10%以下之冷軋延(以下有時會稱為「第二冷軋延」)等，以製造出鋼板a。施行第一冷軋延與中間熱處理之熱軋鋼板只要係具有鋼板a之成分組成，並遵循與製造方法a1之熱軋鋼板製造步驟相同的步驟而製得之熱軋鋼板即可。由於會施行下述中間熱處理，故就第一冷軋延即可將軋縮率設為大於10%。
於中間熱處理前，亦可對熱軋鋼板施行1次以上之酸洗。藉由酸洗除去熱軋鋼板表面之氧化物以進行清潔，可提升鋼板之鍍敷性。
將酸洗後之熱軋鋼板於中間熱處理前施行第一冷軋延，以作成中間熱處理用鋼板，或者不將酸洗後之熱軋鋼板於中間熱處理前施行第一冷軋延，即作成中間熱處理用鋼板。藉由第一冷軋延可提高鋼板之形狀及尺寸精度。惟，軋縮率合計若大於85%，鋼板之延展性會降低，恐會導致鋼板在冷軋延中斷裂，故軋縮率合計宜為80%以下。且更宜為75%以下。
若對板條狀組織施行大於10%的冷軋延，板條狀組織之晶界會過度變形。此時若加熱鋼板，板條狀組織的一部分會在加熱中再結晶，成為塊狀之肥粒鐵，而無法透過熱處理獲得針狀肥粒鐵。當為了獲得必要的板厚及/或形狀之鋼板而施行大於10%的冷軋延時，在進行用以獲得針狀肥粒鐵之熱處理之前，需要再次進行用以獲得板條狀組織之熱處理。
軋縮率合計若小於0.05%，鋼板之形狀及尺寸精度便不會提高，在之後的加熱處理及冷卻處理中，鋼板溫度會不平均、延展性降低，並且鋼板外觀也會受損，故軋縮率合計宜在0.05%以上。且更宜在0.10%以上。以在之後的熱處理步驟中藉由再結晶來圖謀組織微細化的觀點來看，軋縮率合計宜在20%以上。當如上述地冷軋延之軋縮率為10%以下時，之後進行或者不進行以下之熱處理皆可，此時便為與前述製造方法a1同等之製造方法。
將熱軋鋼板進行冷軋延時，亦可於軋延前或軋延道次間加熱鋼板。藉由該加熱可使鋼板軟質化，減低軋延中的軋延反作用力，可提高鋼板之形狀及尺寸精度。惟，加熱溫度宜在700℃以下。加熱溫度若高於700℃，微觀組織的一部分便成為塊狀的沃斯田鐵，且Mn偏析會進行，而生成粗大的塊狀Mn濃化區域。因此，鋼板a之組織便不符合預定組織，以熱處理用鋼板而言並非適當組織。
該塊狀Mn濃化區域會成為未變態之沃斯田鐵，在燒成步驟中仍以塊狀之狀態殘存，而於鋼板中生成塊狀且粗大的硬質組織，造成延展性降低。另，加熱溫度若低於300℃，便無法獲得充分的軟質化效果，故加熱溫度宜在300℃以上。又，上述酸洗於上述加熱之前或之後進行皆可。 鋼板加熱溫度：(Ac3-20)℃以上 限定加熱速度之溫度區：700℃起至(Ac3-20)℃ 上述溫度區之加熱：下述式(2)
將冷軋鋼板(熱軋鋼板亦可)加熱至(Ac3-20)℃以上。鋼板加熱溫度若低於(Ac3-20)℃，加熱中會殘存粗大肥粒鐵，在之後冷卻時會各向同性地成長而形成塊狀肥粒鐵，導致本發明之高強度鋼板的機械特性大幅降低，故鋼板加熱溫度係設為(Ac3-20)℃以上。且宜在(Ac3-15)℃以上，更宜在(Ac3+5)℃以上。
又，本發明中之Ac3及後述之Ac1可藉由以下方式測得：從各種熱處理前之鋼板切出小切片，透過磨削或鹽酸酸洗除去鋼板表面之氧化層後，於10-1 MPa以下之真空環境下，以10℃/秒之加熱速度加熱至1200℃為止，再使用雷射位移計測定加熱中之體積變化行為。
鋼板加熱溫度之上限雖無特別規定，但以抑制結晶粒之粗大化、降低加熱成本的觀點來看，係以1050℃作為上限，且宜為1000℃以下。
關於處理時間，從(最高加熱溫度-10)℃起至最高加熱溫度之區間中的停留時間雖可為短，短於1秒亦無妨，但若在加熱後立即冷卻，有時會造成鋼板內部溫度不均而使鋼板形狀劣化，因此以設為1秒以上為宜。
另一方面，若在該溫度區間中之停留時間過長，有時會造成組織粗大化，致使最終製品的韌性劣化。基於此觀點，停留時間宜設為10000秒以下。由於延長停留時間會增加熱處理成本，故停留時間以設為1000秒以下為宜。
加熱鋼板(中間熱處理用鋼板)時，於700℃起至(Ac3-20)℃之溫度區以滿足下述式(2)之條件進行加熱。藉由此加熱，可形成用以將鋼板a之微觀組織製成板條組織的基礎組織。
未滿足下述式(2)時，加熱中Mn偏析會進行，生成粗大的塊狀Mn濃化區域，而使熱處理後的機械特性降低。故加熱條件必須滿足下述式(2)。且宜將下述式(2)之值限制為0.8以下。
Figure 02_image013
上述式(2)係將加熱步驟之從700℃起至(Ac3-20)℃之溫度區中的經過時間除以10來計算之數式。Δt係經過時間的10分之1(秒)，fγ (n)係第n個區間之平均逆變態率，T(n)則係第n個區間之平均溫度(℃)。
上述式(2)係表示以肥粒鐵為代表之BCC相與以沃斯田鐵為代表之FCC相共存的區域中之Mn濃化行為之數式。左邊的值越大，則Mn越濃化。加熱中之逆變態率fγ (n)可透過從熱處理前之材料切出小切片，事先進行加熱處理試驗，測定加熱中之體積膨脹行為來獲得。 700℃起至550℃之平均冷卻速度：30℃/秒以上
將中間熱處理用鋼板(冷軋鋼板或熱軋鋼板)加熱至(Ac3-20)℃以上之溫度後，將700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度設為30℃/秒以上進行冷卻。平均冷卻速度若小於30℃/秒，肥粒鐵變態會進行，生成粗大的塊狀肥粒鐵，而無法於鋼板a中獲得板條組織。平均冷卻速度宜為40℃/秒以上。雖不特別設定冷卻速度之上限仍能獲得所欲熱處理用鋼板，但以成本的觀點來看，宜為200℃/秒以下。 Bs點起至(Bs-80)℃之平均冷卻速度：20℃/秒以上
製造方法a2之冷卻步驟與製造方法a1之冷卻步驟相較之下，母相的粒徑較小，在Bs點以下之變態較易進行。由於變態所需時間短，而變得不易發生Mn濃化，但另一方面，該溫度區中之變態於本熱處理中也係局部性地進行，故容易留有塊狀的未變態沃斯田鐵。以後者之觀點來看，製造方法a2中的在Bs點以下之冷卻速度與製造方法a1相較之下，其容許度小。
Bs點起至(Bs-80)℃之溫度區中的冷卻過程中，平均冷卻速度小於20℃/秒時，會從一部分的沃斯田鐵晶界局部性地開始變韌鐵變態，導致留有塊狀的未變態沃斯田鐵，而成為塊狀的殘留沃斯田鐵。因此，將上述溫度區之平均冷卻速度設為20℃/秒以上。且平均冷卻速度宜為30℃/秒以上。雖不特別設定冷卻速度之上限仍能獲得所欲熱處理用鋼板，但以成本的觀點來看，宜為200℃/秒以下。 在(Bs-80)℃起至Ms點中之停留時間：1000秒以下
製造方法a2與製造方法a1相較之下，母相的粒徑較小，在Bs點以下之變態較易進行，故在(Bs-80)℃起至Ms點中之停留時間若長，會有局部性的變韌鐵變態進行，導致留有塊狀的未變態沃斯田鐵，而成為塊狀的殘留沃斯田鐵之情形。此處所謂之停留時間，也包含藉由再加熱及恆溫保持等來維持在(Bs-80)℃起至Ms點之溫度範圍內的時間。
因此，將上述溫度區之停留時間限制在1000秒以下。並且，停留時間宜在500秒以下，更宜在200秒以下。停留時間雖越短越好，但要設成小於1秒需要非常快的冷卻速度，故以成本的觀點來看，宜為1秒以上。 從Ms點起至(Ms-50)℃之平均冷卻速度：100℃/秒以下
與製造方法a1相較之下，製造方法a2中冷卻速度較快，在到達Ms點之時間點仍殘存之未變態區域多，故從Ms點起至(Ms-50)℃之平均冷卻速度若過快，就可能會殘存塊狀的未變態沃斯田鐵。
為了充分進行從Ms點起至(Ms-50)℃中之麻田散鐵變態，以減少未變態沃斯田鐵，故將從Ms點起至(Ms-50)℃之平均冷卻速度限制在100℃/秒以下。並且，上述溫度區之平均冷卻速度宜為70℃/秒以下，更宜為40℃/秒以下。
藉由將平均冷卻速度控制在該範圍內，便可使未變態沃斯田鐵充分變態為麻田散鐵，而可減低其分率。因此，可減少粗大塊狀殘留沃斯田鐵產生。
上述溫度區之冷卻速度雖越慢越好，但要設成小於0.1℃/秒反而需要大規模的加熱裝置，故以成本的觀點來看，宜為0.1℃/秒以上。 Ms點(℃)=561-474[C]-33・[Mn] -17・[Cr]-17・[Ni]-21・[Mo] -11・[Si]+30・[Al] 於製造方法a2中，可對上述中間熱處理之冷卻後的中間熱處理鋼板施行軋縮率10%以下之第二冷軋延，亦可對冷卻後的中間熱處理鋼板施行酸洗，且亦可在往碳化物之Mn濃化不會進行之範圍內，對冷卻後的中間熱處理鋼板施行回火處理。
又，在不施行第一冷軋延便施行與上述中間熱處理相同的熱處理後，可施行軋縮率10%以下之第二冷軋延，亦可對施行與上述中間熱處理相同的熱處理後之熱軋鋼板施行酸洗，且亦可在往碳化物之Mn濃化不會進行之範圍內，對施行與上述中間熱處理相同的熱處理後之熱軋鋼板施行回火處理。
惟，於第二冷軋延後，不會施行如上述之中間熱處理，故第二冷軋延之軋縮率若大於10%，則與第一冷軋延之情況相同，板條狀組織之晶界會過度變形。此時若加熱鋼板，板條狀組織的一部分會在加熱中再結晶，成為塊狀之肥粒鐵，而無法透過熱處理獲得針狀肥粒鐵。
接著，說明本發明製造方法A、本發明製造方法A1a、本發明製造方法A1b及本發明製造方法A2。 本發明製造方法A係使用以上述本發明之a1、a2的方法製得之熱處理用鋼板(鋼板a)，來製造本發明鋼板A之製造方法，且其特徵在於： 以滿足下述式(3)之條件，將以上述方式製得之熱處理用鋼板即鋼板a從(Ac1+25)℃起加熱至Ac3點之溫度，並於最高加熱溫度-10℃起至最高加熱溫度之溫度區中維持150秒以下，下述式(3)係將700℃起至以最高加熱溫度或(Ac3-20)℃之任一低溫為終點之溫度區中的經過時間除以10來計算；並且 將700℃起至550℃之間的平均冷卻速度設為25℃/秒以上，從加熱維持溫度起進行冷卻，且限制在滿足下述式(4)及式(5)之範圍內(以下亦稱為「最終熱處理」)，下述式(4)及式(5)係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算。
本發明製造方法A1a係製造本發明鋼板A1之製造方法，且其特徵在於： 將以本發明製造方法A製得之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在該高強度鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
本發明製造方法A1b係製造本發明鋼板A1之製造方法，且其特徵在於： 於以本發明製造方法A製得之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之單面或兩面，以電鍍形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
本發明製造方法A2係製造本發明鋼板A2之製造方法，且其特徵在於： 將本發明鋼板A1之鍍鋅層或鋅合金鍍層從450℃加熱至550℃，以對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行合金化處理。
說明本發明製造方法A的步驟條件。 鋼板加熱溫度：(Ac1+25)℃起至Ac3點 限定加熱速度之溫度區：700℃起至(Ac3-20)℃ 加熱條件：下述式(3) 將鋼板a從(Ac1+25)℃加熱至Ac3點。加熱時，於700℃起至(Ac3-20)℃之溫度區中，平均加熱速度係設為1℃/秒以上、或滿足下述式(3)之加熱條件。
鋼板加熱溫度若低於(Ac1+25)℃，鋼板中的雪明碳鐵會熔融殘留，而有機械特性降低的疑慮，故鋼板加熱溫度係設為(Ac1+25)℃以上。且宜在(Ac1+40)℃以上。
另一方面，鋼板加熱溫度上限係設為Ac3點以下。鋼板加熱溫度若高Ac3點，便無法承襲鋼板a之板條組織，而難以獲得針狀肥粒鐵。並且，由於無法獲得針狀肥粒鐵，麻田散鐵的形狀會成為塊狀且粗大的島狀麻田散鐵。
因此，鋼板加熱溫度若高於Ac3點，便無法達成本發明之鋼板所謀求的特性。又，鋼板加熱溫度若達到接近Ac3點，大部分的微觀組織會成為沃斯田鐵，板條組織會消失，故為了承襲鋼板a之板條組織以更加提高機械特性，鋼板加熱溫度宜設為(Ac3-10)℃以下，更宜設為(Ac3-20)℃以下。
700℃起至(Ac3-20)℃之溫度區中的加熱過程之溫度歷程若未滿足下述式(3)，則本發明鋼板A之微觀組織中，會大量生成粗大塊狀的麻田散鐵，而無法滿足式(A)，造成韌性劣化，故加熱過程之溫度歷程係設為滿足下述式(3)之加熱條件。
為減少粗大塊狀的麻田散鐵的量以充分提升韌性，更宜將下述式(3)之左邊的值限制在1.5以下。
Figure 02_image006
上述式(3)為將加熱步驟之從700℃起至以最高加熱溫度或(Ac3-20)℃之任一低溫為終點之溫度區中的經過時間除以10來計算之數式。Δt係經過時間的10分之1(秒)，WM 係各元素種類之組成(質量%)，fγ (n)係第n個區間之平均逆變態率，T(n)則係第n個區間之平均溫度(℃)。
式(3)係考慮到伴隨逆變態而產生的各向同性的沃斯田鐵晶粒之產生頻率、穩定化行為及成長速度之實驗式。式(3)中，包含化學組成之項表示各向同性的沃斯田鐵晶粒之產生頻率，此項越大則各向同性的沃斯田鐵晶粒越常產生。所產生的各向同性的沃斯田鐵若在化學性質上不穩定，在其後之熱處理中會被其他的針狀沃斯田鐵蠶食、或變態為麻田散鐵以外的相，故可抑制粗大的各向同性麻田散鐵的產生，而不會損害韌性。另一方面，若加熱中合金元素往各向同性的沃斯田鐵的濃化進展，在化學性質上會穩定化直到低溫都維持未變態之狀態而殘存，在冷卻中會變態為麻田散鐵而使韌性受損。
以fγ (n)表示之逆變態率越小，可供於分配合金元素之驅動力越大，並且越為高溫則原子的擴散越活躍，會加快合金元素之分配速度。
各向同性的沃斯田鐵之成長，尤其在逆變態率大的區域中驅動力會升高，而另一方面，越為逆變態率小的區域，則越不受周圍的針狀沃斯田鐵影響而能成長。
根據以上觀點整理由化學組成、逆變態率、溫度及時間構成之式的係數及指數而成的實驗式即為式(3)，式(3)之值越小，各向同性且粗大之麻田散鐵的產生越受到抑制。 加熱維持溫度區：最高加熱溫度-10℃起至最高加熱溫度 加熱維持時間：150秒以下
以上述條件加熱鋼板a，並於最高加熱溫度-10℃起至最高加熱溫度之溫度區的溫度下維持150秒以下。加熱維持時間若超過150秒，微觀組織會成為沃斯田鐵，恐會導致板條組織消失，故加熱維持時間設為150秒以下。且宜為120秒以下。 限定冷卻速度之溫度區：700℃起至550℃ 平均冷卻速度：25℃/秒以上
平均冷卻速度若小於25℃/秒，針狀肥粒鐵會過度成長而成為塊狀肥粒鐵，使針狀肥粒鐵分率過度減少。並且，除了針狀肥粒鐵之成長外，還會生成新的塊狀肥粒鐵，因此塊狀肥粒鐵分率會上升。
因此，700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度設為25℃/秒以上。且宜為35℃/秒以上，更宜為40℃/秒以上。
平均冷卻速度之上限雖無特別規定，但過度提高冷卻速度需要特殊設備及冷媒而導致高成本，並且難以控制冷卻停止溫度，故宜使其在200℃/秒以下。
將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算：下述式(4)及式(5) 將以平均冷卻速度25℃/秒以上在700℃起至550℃的溫度區中進行冷卻後之鋼板a限制在滿足下述式(4)及式(5)之範圍內，下述式(4)及式(5)係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算。
若未滿足下述式(4)及式(5)，變韌鐵變態及/或波來鐵變態會過度進行，而消耗未變態沃斯田鐵，因此無法獲得充分的量之麻田散鐵。因此，係將下述式(4)之左邊限制在1.0以下。
以高強度化的觀點來看，為了充分獲得未變態沃斯田鐵，宜將下述式(4)之左邊設為0.8以下，更宜為0.6以下。
就算滿足下述式(4)但未滿足下述式(5)時，C會於未變態沃斯田鐵中過度濃化，而有生成殘留沃斯田鐵的疑慮。藉由將下述式(5)之左邊限制在1.0以下，可限制C往未變態沃斯田鐵濃化，且可於之後的冷卻步驟中使其大部分變態為麻田散鐵。為了減少殘留沃斯田鐵，下述式(5)之左邊宜為0.8以下，且更宜為0.6以下。
Figure 02_image008
Figure 02_image010
上述式(4)及式(5)係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算之數式。Δt係經過時間的10分之1(秒)，Bs係Bs點(℃)，T(n)係各程序之平均溫度(℃)，WM 則係各元素種類之組成(質量%)。
式(4)為評估該溫度區中之變韌鐵變態的進行程度之指標，未滿足式(4)時則變韌鐵變態會過度進行。式(4)之由Bs起之過冷度所構成之項表示變韌鐵變態的驅動力，溫度越降則越大。另一方面，指數函數項表示熱活化性機制之變韌鐵變態的進行速度，溫度越升則越大。
式(5)為表示該溫度區中之由未變態沃斯田鐵而來之碳化物生成行為的指標，未滿足式(5)時會從未變態沃斯田鐵生成大量波來鐵及/或鐵系碳化物，過度消耗未變態沃斯田鐵，而無法獲得充分的量之麻田散鐵。於未變態沃斯田鐵中，碳會隨著變韌鐵變態而濃化，造成碳化物容易生成，故由與式(4)共通之Bs及溫度所構成之項若變大，式(5)之左邊也會變大，而碳化物的生成風險升高。不與式(4)共通之指數函數項表示熱活性化機制之碳化物的生成速度，溫度越高則越大。由其他化學組成及溫度構成之項係表示碳化物的生成驅動力之項，溫度越降則越大，或者會因添加可抑制碳化物生成之元素(Si、Al、Cr、Mo)而變小。
滿足式(4)及式(5)兩者時，由於充分的量之未變態沃斯田鐵會殘存至於該溫度區之停留後，且未變態沃斯田鐵中的固溶碳量停留於適當範圍，故透過其後的冷卻可獲得充分的量之麻田散鐵。
300℃起至室溫之平均冷卻速度若過小，有時C會從部分生成的麻田散鐵分配至未變態沃斯田鐵，而使沃斯田鐵殘存。基於此觀點，上述溫度區之平均冷卻速度宜為0.1℃/秒以上，更宜為0.5℃/秒以上。
本發明製造方法A中，亦可對經捲取後之鋼板施行軋縮率2.0%以下的表面光軋。藉由對經捲取後之鋼板施行軋縮率2.0%以下的表面光軋，可提高鋼板之材質、形狀及尺寸精度。
另外，本發明製造方法A中，亦可將經捲取後之鋼板從200℃加熱至600℃以進行回火。藉由此回火，可提高麻田散鐵之韌性。回火溫度若低於200℃，便無法充分提升麻田散鐵之韌性，故回火溫度宜為200℃以上，更宜為300℃以上。
另一方面，回火溫度若高於600℃，沃斯田鐵會分解為碳化物，恐會導致板條組織消失，故回火溫度宜為600℃以下，更宜為550℃以下。回火時間並未特別限定於特定範圍中。只要視鋼板之成分組成和至目前為止的熱歷程來適當設定即可。
回火處理時間若過長，有時會發生回火脆化現象，該回火脆化現象係於回火麻田散鐵中有粗大碳化物生成並脆化，因此處理時間以設為10000秒以下為宜。要避免脆化則較宜設為3600秒以下，設為1000秒以下更宜。
處理時間若過短，有時會造成鋼板內部溫度不均而使鋼板形狀惡化，故處理時間宜為1秒以上。為了充分獲得回火處理之改善韌性的效果，宜設處理時間為3秒以上，設為6秒以上更宜。
並且，本發明製造方法A中，可在表面光軋後進行回火，反之，亦可在回火後施行表面光軋。或者，亦可在回火之前及之後施行表面光軋。 鍍鋅層與鋅合金鍍層
藉由本發明製造方法A1a與本發明製造方法A1b，在本發明鋼板A的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。鍍敷法係以熔融鍍敷法或電鍍法為宜。
說明本發明製造方法A1a的步驟條件。
本發明製造方法A1a係將本發明鋼板A浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在本發明鋼板A的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。 ＜鍍敷浴溫度＞
鍍敷浴溫度係以450℃起至470℃為宜。鍍敷浴溫度若低於450℃，鍍敷液黏度會上升，難以正確控制鍍敷層厚度，而造成鋼板外觀受損，故鍍敷浴溫度係以450℃以上為宜。另一方面，鍍敷浴溫度若高於470℃，會從鍍敷浴產生大量煙霧，造成作業環境惡化，作業安全性降低，故鍍敷浴溫度係以470℃以下為宜。
即將浸漬於鍍敷浴之本發明鋼板A溫度宜為400℃至530℃。鋼板溫度若低於400℃，則為了將鍍敷浴溫度穩定維持在450℃以上需要大量熱量，而使鍍敷成本上升，故鋼板溫度係以400℃以上為宜。更宜在430℃以上。
另一方面，鋼板溫度若高於530℃，則為了將鍍敷浴溫度穩定維持在470℃以下需要排放大量的熱，而使鍍敷成本上升，故鋼板溫度係以530℃以下為宜。更宜在500℃以下。 ＜鍍敷浴組成＞
鍍敷浴為以鋅為主體之鍍敷浴，且宜為從鍍敷浴之總Al量減去總Fe量所得之有效Al量為0.01~0.30質量%之鍍敷浴。鋅鍍敷浴之有效Al量若小於0.01質量%，Fe會過度侵入鍍鋅層或鋅合金鍍層，使鍍敷密著性降低，故鋅鍍敷浴之有效Al量宜在0.01質量%以上。且更宜在0.04%以上。
另一方面，鋅鍍敷浴之有效Al量若大於0.30質量%，在基鐵與鍍鋅層或鋅合金鍍層之界面會過剩生成Al系氧化物，使鍍敷密著性明顯降低，故鋅鍍敷浴之有效Al量宜在0.30質量%以下。Al系氧化物在之後的合金化處理中會妨礙Fe原子及Zn原子的移動，而阻礙合金相形成，故鍍敷浴之有效Al量更宜為0.20質量%以下。
以提升鍍敷層之耐蝕性及加工性為目的，鍍敷浴亦可含有以下中之1種或2種以上：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及REM。
另，鍍敷附著量係將鋼板從鍍敷浴取出後，於鋼板表面噴附以氮為主體之高壓氣體，除去過剩的鍍敷液來調製。
說明本發明製造方法A1b的步驟條件。
本發明製造方法A1b係以電鍍在本發明鋼板A的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。 ＜電鍍＞
以一般的電鍍條件，在本發明鋼板A的鋼板單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。 鍍鋅層或鋅合金鍍層之合金化
本發明製造方法A2宜將鍍鋅層或鋅合金鍍層從450℃加熱至550℃以進行合金化，該鍍鋅層或鋅合金鍍層係以本發明製造方法A1a或本發明製造方法A1b形成於本發明鋼板A的單面或兩面。而加熱時間宜為2~100秒。
若加熱溫度低於450℃或加熱時間少於2秒，便無法充分進行合金化，而無法提升鍍敷密著性，故加熱時間宜為450℃以上，加熱時間宜為2秒以上。
另一方面，若加熱溫度高於550℃或加熱時間多於100秒，則合金化會過度進行，導致鍍敷密著性降低，故加熱溫度宜為550℃以下，加熱時間宜為100秒以下。 實施例
接下來，說明本發明實施例，惟，實施例中之條件係用以確認本發明之可實施性及效果而採用的一條件例。本發明並不受限於該等條件例。只要不脫離本發明要旨而可達成本發明之目的，本發明即可採用各種條件。 (實施例1：熱處理用鋼板之製造)
鑄造表1及表2所示成分組成之熔鋼，而製出鋼片。接著，以表3至表4所示條件對鋼片施行了熱軋延。 [表1]
Figure 02_image030
[表2]
Figure 02_image032
[表3]
Figure 02_image034
[表4]
Figure 02_image036
熱軋鋼板更進一步以表5起至表9所示條件進行處理，而作成熱處理用鋼板。
表5~表9中記載為「利用製造方法A」之實施例為以製造方法a1(不施行中間熱處理)製出的實施例。並且，冷軋延率2為「-」之熱軋鋼板係直接採用作為熱處理用鋼板。例如熱軋板10即直接採用作為熱處理用鋼板10。又，表5~表9中記載為「利用製造方法A」且冷軋延率2有填入數值的鋼板，係對熱軋鋼板以冷軋延率2之軋縮率進行冷軋延，再採用作為熱處理用鋼板。
另一方面，表5~表9中記載有中間熱處理條件之實施例為以製造方法a2(實施中間熱處理)製出的實施例。冷軋延率1為第一冷軋延之軋延率，冷軋延率2為第二冷軋延之軋延率。當各個軋延率為「-」時，並未進行該冷軋延。 [表5]
Figure 02_image038
[表6]
Figure 02_image040
[表7]
Figure 02_image042
[表8]
Figure 02_image044
[表9]
Figure 02_image046
於表10至表14中，顯示所製得之熱處理用鋼板的微觀組織。微觀組織中，M係指麻田散鐵，回火M係回火麻田散鐵，B係變韌鐵，BF係變韌肥粒鐵，塊狀α係塊狀肥粒鐵，殘留γ則係指殘留沃斯田鐵。 [表10]
Figure 02_image048
[表11]
Figure 02_image050
[表12]
Figure 02_image052
[表13]
Figure 02_image054
[表14]
Figure 02_image056
(實施例2：高強度鋼板之製造)
對表10至表14所示熱處理用鋼板，以表15至表20所示條件施行熱處理(最終熱處理)，藉此便能製得成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板。 [表15]
Figure 02_image058
[表16]
Figure 02_image060
[表17]
Figure 02_image062
[表18]
Figure 02_image064
[表19]
Figure 02_image066
[表20]
Figure 02_image068
對於一部分的熱處理用鋼板，除施行表15至表20所示熱處理之外，還以表21所示條件施行了鍍敷處理。另，表21中，GA係指合金化熔融鍍鋅鋼板，GI係指非合金化熔融鍍鋅鋼板，EG則指電鍍鋼板。 [表21]
Figure 02_image070
於表22至表27中，顯示所製得之高強度鋼板的微觀組織及所製得之高強度鋼板的特性。微觀組織中，針狀α係指針狀肥粒鐵，塊狀α係塊狀肥粒鐵，M係麻田散鐵，回火M係回火麻田散鐵，B係變韌鐵，BF係變韌肥粒鐵，殘留γ則係指殘留沃斯田鐵。 [表22]
Figure 02_image072
[表23]
Figure 02_image074
[表24]
Figure 02_image076
[表25]
Figure 02_image078
[表26]
Figure 02_image080
[表27]
Figure 02_image082
進行拉伸試驗及擴孔試驗，以評估強度及成形性。拉伸試驗係依據JIS Z 2241來進行。試驗片係設為JIS Z 2201所記載之5號試驗片，且將拉伸軸設為鋼板之寬度方向來進行。擴孔試驗係依據JIS Z 2256來進行。TS為590MPa以上之高強度鋼板中，由最大拉伸強度TS(MPa)、總延伸率El(%)及擴孔性λ(%)所構成之下述式(6)成立時，即判定為成形性-強度平衡優異之鋼板。 TS1.5 ×El×λ0.5 ≧3.5×106 ・・・(6)
另，於拉伸試驗及擴孔試驗中無法獲得充分強度及成形性-強度平衡之鋼板，便不進行之後的沙丕試驗及點熔接接頭評估試驗。
進行了沙丕衝擊試驗，以評估韌性。鋼板板厚小於2.5mm時，係使用積層沙丕試驗片來作為試驗片，該積層沙丕試驗片係將鋼板積層至板厚合計大於5.0mm為止並以螺栓緊固，且製出深度2mm的V形凹槽。除此之外的條件係依據JIS Z 2242來進行。
脆裂表面率成為50%以上之延展性-脆性轉變溫度TTR 為-40℃以下，且脆性轉變後之衝擊吸收能量EB 與室溫下之衝擊吸收能量ERT 之比、即EB /ERT 成為0.15以上時，判定為韌性優異之鋼板。此處，延展性-脆性轉變溫度TTR 係脆裂表面率成為50%時之溫度。脆性轉變後之衝擊吸收能量EB 係指對於衝擊試驗溫度的降低，吸收能量完全降至平坦為止時者。
為評估熔接性，進行點熔接接頭之剪切試驗及十字拉伸試驗。剪切試驗係依據JIS Z 3136來進行，十字拉伸試驗則依據JIS Z 3137來進行。要評估的接頭係重疊2片目標鋼板，且調節熔接電流使熔融部直徑成為板厚之平方根的4.0倍，進行點熔接而作成。剪切試驗中之接頭強度ET 與十字拉伸試驗中之接頭強度EC 之比EC /ET 成為0.35以上時，即判定為熔接性優異之鋼板。
熱處理用鋼板1c、1d、1f、2a、3d、5a、9c、18a、24b、25b、27b、30c、32d、47c、50b、53~62、65、66、67及68係並未滿足用以製造本發明鋼板A之要件的熱處理用鋼板之例，而經將該等熱處理用鋼板進行熱處理後之實驗例6、7、10、24、36、45、63、66、70、78、85、123、131、137~146及149至154無法獲得充分特性。
熱處理用鋼板65~68係在850℃起至550℃為止中平均冷卻速度較低之例，熱軋鋼板之微觀組織中的板條狀組織少，且含有塊狀肥粒鐵。因此，對本鋼板施行熱處理之實驗例149~152中，無法充分獲得針狀肥粒鐵且存在有大量塊狀肥粒鐵，故強度-成形性平衡、韌性及熔接性差。
熱處理用鋼板5a、50b係熱軋延後之捲取溫度過高之例，熱軋鋼板之微觀組織中的板條狀組織少，且含有大的Mn濃化區域。因此，對本鋼板施行熱處理之實驗例24和131中，無法充分獲得針狀肥粒鐵，存在有大於2%的殘留沃斯田鐵，並且存在有大量粗大且塊狀之島狀麻田散鐵，故強度-成形性平衡、韌性及熔接性差。
熱處理用鋼板9c、32d係熱軋延後之Bs點起至(Bs-80)℃之溫度區中的鋼板溫度變化未滿足式(1)之例，熱軋鋼板之微觀組織含有大的Mn濃化區域，且還具有粗大塊狀的殘留沃斯田鐵。因此，對本鋼板施行熱處理之實驗例36和85中，會得到含有過多殘留沃斯田鐵之鋼板，而韌性差。
熱處理用鋼板2a為熱軋延後之捲取溫度過高之例，熱軋鋼板之微觀組織不含板條組織，且含有大的Mn濃化區域。因此，對本鋼板施行熱處理之實驗例10中，無法獲得針狀肥粒鐵，且會獲得含有許多殘留沃斯田鐵之組織，而強度-成形性平衡、韌性及熔接性差。
熱處理用鋼板1c係在對熱軋鋼板施行熱處理以製造鋼板a時，於加熱過程之700℃起至(Ac3-20)℃之溫度區中的鋼板溫度歷程未滿足式(2)之例，在鋼板中形成有過多的Mn濃化區域。因此，對本鋼板施行熱處理之實驗例6中，會得到含有過多殘留沃斯田鐵之鋼板，而韌性差。
熱處理用鋼板1d和24b係在對中間熱處理用鋼板施行中間熱處理來製造鋼板a時，最高加熱溫度過低之例，無法獲得充分的板條狀組織，前述中間熱處理用鋼板係對於熱軋鋼板以大於10%之軋縮率施行冷軋延而製得。因此，對本鋼板施行熱處理之實驗例7和63中，無法獲得充分的針狀肥粒鐵，而強度-成形性平衡及熔接性劣化，並且由於隨著針狀肥粒鐵減少，粗大塊狀的麻田散鐵亦增加，故韌性也劣化。
熱處理用鋼板30c係在對中間熱處理用鋼板施行中間熱處理以製造鋼板a時，700℃起至550℃中之冷卻速度過慢之例，無法獲得充分的板條狀組織，前述中間熱處理用鋼板係對熱軋鋼板以大於10%之軋縮率施行冷軋延而製得。因此，對本鋼板施行熱處理之實驗例78中，無法獲得充分的針狀肥粒鐵，而強度-成形性平衡及熔接性劣化，並且由於隨著針狀肥粒鐵減少，粗大塊狀的麻田散鐵亦增加，故韌性也劣化。
熱處理用鋼板25b和47c係在對中間熱處理用鋼板施行中間熱處理以製造鋼板a時，Bs點起至(Bs點-80)℃之冷卻速度過慢之例，且熱軋鋼板之微觀組織具有粗大塊狀的殘留沃斯田鐵，前述中間熱處理用鋼板係對熱軋鋼板以大於10%之軋縮率施行冷軋延而製得。因此，對本鋼板施行熱處理之實驗例66和123中，大量生成粗大塊狀的麻田散鐵，而韌性差。
熱處理用鋼板27b係在對中間熱處理用鋼板施行中間熱處理以製造鋼板a時，(Bs點-80)℃起至Ms點中之停留時間過長之例，且熱軋鋼板之微觀組織具有粗大塊狀的殘留沃斯田鐵，前述中間熱處理用鋼板係對熱軋鋼板以大於10%之軋縮率施行冷軋延而製得。因此，對本鋼板施行熱處理之實驗例70中，大量生成粗大塊狀的麻田散鐵，而韌性差。
熱處理用鋼板18a係在對中間熱處理用鋼板施行中間熱處理以製造鋼板a時，Ms點起至(Ms點-50)℃之冷卻速度過快之例，且熱軋鋼板之微觀組織具有粗大塊狀的殘留沃斯田鐵，前述中間熱處理用鋼板係對熱軋鋼板以大於10%之軋縮率施行冷軋延而製得。因此，對本鋼板施行熱處理之實驗例70中，大量生成粗大塊狀的麻田散鐵，而韌性差。
熱處理用鋼板1f和3d係在對熱軋鋼板施行冷軋延以製造鋼板a時，儘管已以大於10%之軋縮率施行冷軋延，但於冷軋延後並無施行中間熱處理，故仍無法獲得充分的板條狀組織。因此，對本鋼板施行熱處理之實驗例153和154中，無法獲得充分的針狀肥粒鐵，強度-成形性平衡及熔接性劣化，並且熔接性差。
實驗例2、4、5、17、19、21、50、52、60、62、89、92及126係雖使用有已成為預定合金組織之熱處理用鋼板(鋼板a)，但因熱處理條件在本發明範圍外，而無法獲得充分特性之例。
實驗例2係在將熱處理用鋼板1a進行熱處理時，加熱過程中之溫度歷程未滿足式(3)之例，其會成為粗大塊狀的麻田散鐵多且未滿足式(A)之鋼板，而韌性差。
實驗例4係在將熱處理用鋼板1b進行熱處理時，加熱過程中之最高加熱溫度過低之例，實施例50則係在將熱處理用鋼板19a進行熱處理時，加熱過程中之最高加熱溫度過低之例，其等會有大量雪明碳鐵熔融殘留，而無法獲得充分的強度-成形性平衡。
實驗例5係在將熱處理用鋼板1b進行熱處理時，加熱過程中之最高加熱溫度過高之例，實施例92則係在將熱處理用鋼板35a進行熱處理時，加熱過程中之最高加熱溫度過高之例，其等無法獲得針狀肥粒鐵，強度-成形性平衡及熔接性劣化，並且由於隨著針狀肥粒鐵減少，粗大塊狀的麻田散鐵亦增加，故韌性也劣化。
實驗例52係在將熱處理用鋼板19b進行熱處理時，在加熱過程中之最高加熱溫度下的維持時間過長之例，其無法獲得充分的量之針狀肥粒鐵，強度-成形性平衡及熔接性劣化，並且由於隨著針狀肥粒鐵減少，粗大塊狀的麻田散鐵亦增加，故韌性也劣化。
實驗例19係在將熱處理用鋼板3b進行熱處理時，冷卻過程之在700℃起至550℃之平均冷卻速度過慢之例，實驗例62係在將熱處理用鋼板24a進行熱處理時，冷卻過程之在700℃起至550℃之平均冷卻速度過慢之例，實驗例89則係在將熱處理用鋼板34a進行熱處理時，冷卻過程之在700℃起至550℃之平均冷卻速度過慢之例，其等因針狀肥粒鐵減少，故強度-成形性平衡及熔接性劣化。
實驗例21係在將熱處理用鋼板3c進行熱處理時，於冷卻過程中未滿足式(4)之例，實驗例60則係在將熱處理用鋼板23進行熱處理時，於冷卻過程中未滿足式(4)之例，其等因變韌鐵變態過度進行而使碳於未變態沃斯田鐵中濃化，熱處理後之鋼板中存在大量殘留沃斯田鐵，故韌性劣化。
實驗例17係在將熱處理用鋼板3a進行熱處理時，於冷卻過程中未滿足式(5)之例，實驗例126則係在將熱處理用鋼板48a進行熱處理時，於冷卻過程中未滿足式(5)之例，其等過度生成波來鐵而無法獲得充分的量之麻田散鐵，強度大幅劣化。
於表22至表29示出特性之鋼板中，除上述比較例外之鋼板為符合本發明條件之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板。
尤其，實驗例1、3、8、16、30、32、41、42、46、56、57、67、71、77、88、93、94、98、100、102、103、109、113、114、117、119、122、129、132及136，係對熱處理用鋼板施行適當熱處理，而進行麻田散鐵變態後，施行回火處理使麻田散鐵成為強韌的回火麻田散鐵，而大幅改善了特性之例。
實驗例31、99及116係對熱處理後之高強度鋼板施行了電鍍之例。實驗例119係對回火處理後之鋼板施行了電鍍之例。實驗例93及103係對熱處理後之鋼板施行了電鍍後，施行回火處理之例。
實驗例9、32及55係於熱處理步驟中在550℃起至300℃之間停留後立即浸漬於鋅浴，並於其後冷卻至室溫而製得之高強度熔融鍍鋅鋼板。尤其，實驗例32係在冷卻至室溫後，更施行了回火處理之例。
實驗例20、91、102及118係於熱處理步驟中，從700℃冷卻至550℃後，在即將停留於550℃起至300℃之間之前浸漬於鋅浴而製得之高強度熔融鍍鋅鋼板。尤其，實驗例102係在冷卻至室溫後，更施行了回火處理之例。
實驗例3、54及121係於熱處理步驟中，在550℃起至300℃之間停留後立即浸漬於鋅浴，再加熱以施行合金化處理，並於其後冷卻至室溫而製得之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。尤其，實驗例3係在冷卻至室溫後，更施行了回火處理之例。
實驗例72、75、94及125係於熱處理步驟中，從700℃冷卻至550℃後，在即將停留於550℃起至300℃之間之前浸漬於鋅浴，再加熱以施行合金化處理而製得之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。尤其，實驗例94係在冷卻至室溫後，更施行了回火處理之例。
實驗例87、100及106係於熱處理步驟中，在停留於550℃起至300℃之間時浸漬於鋅浴，再加熱以施行合金化處理而製得之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。尤其，實驗例100係在冷卻至室溫後，更施行了回火處理之例。
實驗例67及132係在回火處理的加熱中浸漬於鋅浴，並於其後同時進行合金化處理與回火處理而製得之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。
如前所述，根據本發明，可提供一種成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板。本發明之高強度鋼板係適合於汽車的大幅輕量化之鋼板，故本發明在鋼板製造產業及汽車產業中可利用性高。
1:塊狀肥粒鐵 2:粗大塊狀麻田散鐵 3:針狀肥粒鐵 4:麻田散鐵區域
圖1係顯示一般的高強度鋼板之組織結構的示意圖。
圖2係顯示本發明之高強度鋼板之組織結構的示意圖。
3:針狀肥粒鐵
4:麻田散鐵區域

Claims (39)

  1. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其特徵在於： 該鋼板之成分組成以質量%計為： C：0.05~0.30%、 Si：2.50%以下、 Mn：0.50~3.50%、 P：0.100%以下、 S：0.0100%以下、 Al：0.001~2.000%、 N：0.0150%以下及 O：0.0050%以下，且 剩餘部分：由Fe及無法避免的不純物構成； 從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織以體積%計包含： 針狀肥粒鐵：20%以上、 麻田散鐵：10%以上， 且限制為： 塊狀肥粒鐵：20%以下、 殘留沃斯田鐵：2.0%以下，及 除上述全部組織再加上變韌鐵及變韌肥粒鐵之組織以外的組織：5%以下；並且 前述麻田散鐵滿足下述式(A)；
    Figure 03_image001
    此處，di 係1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織中，第i大的島狀麻田散鐵之圓等效直徑[μm]；ai 係1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)的區域之微觀組織中，第i大的島狀麻田散鐵之長寬比。
  2. 如請求項1之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成更含有以下中之1種或2種以上元素，以取代一部分的Fe： 以質量%計， Ti：0.30%以下、 Nb：0.10%以下及 V：1.00%以下。
  3. 如請求項1之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成更含有以下中之1種或2種以上元素，以取代一部分的Fe： 以質量%計， 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、 Sn：1.00%以下及 Sb：0.20%以下。
  4. 如請求項2之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成更含有以下中之1種或2種以上元素，以取代一部分的Fe： 以質量%計， 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、 Sn：1.00%以下及 Sb：0.20%以下。
  5. 如請求項1之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成更含有以質量%計合計0.0100%以下之Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM中之1種或2種以上元素，以取代一部分的Fe。
  6. 如請求項2之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成更含有以質量%計合計0.0100%以下之Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM中之1種或2種以上元素，以取代一部分的Fe。
  7. 如請求項3之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成更含有以質量%計合計0.0100%以下之Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM中之1種或2種以上元素，以取代一部分的Fe。
  8. 如請求項4之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成更含有以質量%計合計0.0100%以下之Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM中之1種或2種以上元素，以取代一部分的Fe。
  9. 如請求項1之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述微觀組織之麻田散鐵以體積%計包含相對於總麻田散鐵為30%以上之回火麻田散鐵，且該回火麻田散鐵中析出有平均直徑1.0μm以下之微細碳化物。
  10. 如請求項2之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述微觀組織之麻田散鐵以體積%計包含相對於總麻田散鐵為30%以上之回火麻田散鐵，且該回火麻田散鐵中析出有平均直徑1.0μm以下之微細碳化物。
  11. 如請求項3之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述微觀組織之麻田散鐵以體積%計包含相對於總麻田散鐵為30%以上之回火麻田散鐵，且該回火麻田散鐵中析出有平均直徑1.0μm以下之微細碳化物。
  12. 如請求項4之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述微觀組織之麻田散鐵以體積%計包含相對於總麻田散鐵為30%以上之回火麻田散鐵，且該回火麻田散鐵中析出有平均直徑1.0μm以下之微細碳化物。
  13. 如請求項5之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述微觀組織之麻田散鐵以體積%計包含相對於總麻田散鐵為30%以上之回火麻田散鐵，且該回火麻田散鐵中析出有平均直徑1.0μm以下之微細碳化物。
  14. 如請求項6之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述微觀組織之麻田散鐵以體積%計包含相對於總麻田散鐵為30%以上之回火麻田散鐵，且該回火麻田散鐵中析出有平均直徑1.0μm以下之微細碳化物。
  15. 如請求項7之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述微觀組織之麻田散鐵以體積%計包含相對於總麻田散鐵為30%以上之回火麻田散鐵，且該回火麻田散鐵中析出有平均直徑1.0μm以下之微細碳化物。
  16. 如請求項8之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述微觀組織之麻田散鐵以體積%計包含相對於總麻田散鐵為30%以上之回火麻田散鐵，且該回火麻田散鐵中析出有平均直徑1.0μm以下之微細碳化物。
  17. 如請求項1至16中任一項之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，前述高強度鋼板的單面或兩面具有鍍鋅層或鋅合金鍍層。
  18. 如請求項17之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板，其中前述鍍鋅層或鋅合金鍍層為合金化鍍層。
  19. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項1至8中任一項之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 將如請求項1至8中任一項之成分組成的鋼片供於熱軋延，並在850℃起至1050℃中完成熱軋延，作成熱軋延後的鋼板； 以平均冷卻速度30℃/秒以上將前述熱軋延後的鋼板從850℃冷卻至550℃為止，並於下述式所定義之變韌鐵變態開始溫度Bs點以下之溫度下進行捲取； 以滿足下述式(1)之條件從Bs點冷卻至(Bs點-80)℃為止，以作成熱軋鋼板； 對前述熱軋鋼板施行軋縮率10%以下之冷軋延，以製造出熱處理用鋼板，或者不對前述熱軋鋼板施行軋縮率10%以下之冷軋延，即製造出熱處理用鋼板； 以滿足下述式(3)之條件，將前述熱處理用鋼板從(Ac1+25)℃起加熱至Ac3點之溫度，並於最高加熱溫度-10℃起至最高加熱溫度之溫度區中維持150秒以下，下述式(3)係將700℃起至以最高加熱溫度或(Ac3-20)℃之任一低溫為終點之溫度區中的經過時間除以10來計算，且 將700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度設為25℃/秒以上，從加熱維持溫度起進行冷卻，並且 限制在滿足下述式(4)及式(5)之範圍內進行冷卻，下述式(4)及式(5)係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算； Bs點(℃)=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]：元素之質量%
    Figure 03_image004
    Bs：Bs點(℃) WM ：各元素之組成(質量%) Δt(n)：從熱軋延後之冷卻起歷經捲取再冷卻至400℃為止之期間中，從(Bs-10×(n-1))℃至(Bs-10×n)℃為止的經過時間(秒)
    Figure 03_image006
    Δt：經過時間的10分之1(秒) WM ：各元素種類之組成(質量%) fγ(n)：第n個區間之平均逆變態率 T(n)：第n個區間之平均溫度(℃)
    Figure 03_image008
    Figure 03_image010
    Δt：經過時間的10分之1(秒) Bs：Bs點(℃) T(n)：各程序之平均溫度(℃) WM ：各元素種類之組成(質量%)。
  20. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項1至8中任一項之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 將如請求項1至8中任一項之成分組成的鋼片供於熱軋延，並在850℃起至1050℃中完成熱軋延，作成熱軋延後的鋼板； 以平均冷卻速度30℃/秒以上將前述熱軋延後的鋼板從850℃冷卻至550℃為止，並於下述式所定義之變韌鐵變態開始溫度Bs點以下之溫度下進行捲取； 以滿足下述式(1)之條件從Bs點起冷卻至(Bs點-80)℃為止，以製造出熱軋鋼板； 對前述熱軋鋼板施行第一冷軋延，以製造出中間熱處理用鋼板，或者不對前述熱軋鋼板施行第一冷軋延，即製造出中間熱處理用鋼板； 以滿足下述式(2)之條件，將前述中間熱處理用鋼板加熱至(Ac3-20)℃以上之溫度，下述式(2)係將700℃起至(Ac3-20)℃之溫度區中的經過時間除以10來計算； 接著，將700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度設為30℃/秒以上，且將Bs點起至(Bs-80)℃之溫度區的平均冷卻速度設為20℃/秒以上，從加熱溫度起進行冷卻後，將(Bs-80)℃起至Ms點之停留時間設為1000秒以下，並將Ms點起至(Ms-50)℃之平均冷卻速度限制在100℃/秒以下進行冷卻，以作成中間熱處理鋼板； 對前述冷卻後之中間熱處理鋼板施行軋縮率10%以下之第二冷軋延，以製造出熱處理用鋼板，或者不對前述冷卻後之中間熱處理鋼板施行軋縮率10%以下之第二冷軋延，即製造出熱處理用鋼板； 以滿足下述式(3)之條件，將前述熱處理用鋼板從(Ac1+25)℃起加熱至Ac3點之溫度，並於最高加熱溫度-10℃起至最高加熱溫度之溫度區中維持150秒以下，下述式(3)係將700℃起至以最高加熱溫度或(Ac3-20)℃之任一低溫為終點之溫度區中的經過時間除以10來計算，並且 將700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度設為25℃/秒以上，從加熱維持溫度起進行冷卻，且限制在滿足下述式(4)及式(5)之範圍內進行冷卻，下述式(4)及式(5)係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算； Bs點(℃)=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]：元素之質量%
    Figure 03_image004
    Bs：Bs點(℃) WM ：各元素之組成(質量%) Δt(n)：從熱軋延後之冷卻起歷經捲取再冷卻至400℃為止之期間中，從(Bs-10×(n-1))℃至(Bs-10×n)℃為止的經過時間(秒) Ms點(℃)=561-474[C]-33・[Mn] -17・[Cr]-17・[Ni]-21・[Mo] -11・[Si]+30・[Al] [元素]：元素之質量%
    Figure 03_image013
    Δt：經過時間的10分之1(秒) fγ (n)：第n個區間之平均逆變態率 T(n)：第n個區間之平均溫度(℃)
    Figure 03_image006
    Δt：經過時間的10分之1(秒) WM ：各元素種類之組成(質量%) fγ(n)：第n個區間之平均逆變態率 T(n)：第n個區間之平均溫度(℃)
    Figure 03_image008
    Figure 03_image010
    Δt：經過時間的10分之1(秒) Bs：Bs點(℃) T(n)：各程序之平均溫度(℃) WM ：各元素種類之組成(質量%)。
  21. 如請求項20之熱處理用鋼板之製造方法，其中前述第一冷軋延之軋縮率為80%以下。
  22. 如請求項20之熱處理用鋼板之製造方法，其中前述第一冷軋延係施行軋縮率大於10%之冷軋延。
  23. 如請求項21之熱處理用鋼板之製造方法，其中前述第一冷軋延係施行軋縮率大於10%之冷軋延。
  24. 如請求項19之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其係將前述熱處理用鋼板以限制在滿足前述式(4)及式(5)之範圍下進行冷卻後所得鋼板，施行從200℃加熱至600℃的回火處理，且前述式(4)及式(5)係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算。
  25. 如請求項20之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其係將前述熱處理用鋼板以限制在滿足前述式(4)及式(5)之範圍下進行冷卻後所得鋼板，施行從200℃加熱至600℃的回火處理，且前述式(4)及式(5)係將以550℃或Bs點之任一較低者為起點且至300℃為止的溫度區中之停留時間除以10來計算。
  26. 如請求項24之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其在前述回火處理之前，施行軋縮率2.0%以下的調質軋延。
  27. 如請求項25之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，其在前述回火處理之前，施行軋縮率2.0%以下的調質軋延。
  28. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項17之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項19之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，於550~300℃的停留中浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴，以在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
  29. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項17之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項20之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，於550~300℃的停留中浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴，以在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
  30. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項17之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項19之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，停留於550℃至300℃中，並在冷卻至室溫後，以電鍍在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
  31. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項17之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項20之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，停留於550℃至300℃中，並在冷卻至室溫後，以電鍍在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
  32. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項17之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項24之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，於回火處理中浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴，以在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
  33. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項17之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項25之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，於回火處理中浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴，以在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
  34. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項17之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項24之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，進行回火處理並冷卻至室溫後，以電鍍在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
  35. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項17之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項25之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，進行回火處理並冷卻至室溫後，以電鍍在鋼板的單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
  36. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項18之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項34之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，於浸漬於鍍敷浴後，接著在300℃至550℃停留之期間，將鍍鋅層或鋅合金鍍層從450℃加熱至550℃，以對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行合金化處理。
  37. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項18之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項35之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，於浸漬於鍍敷浴後，接著在300℃至550℃停留之期間，將鍍鋅層或鋅合金鍍層從450℃加熱至550℃，以對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行合金化處理。
  38. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項18之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項30之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，將回火處理中之鍍敷層或鋅合金鍍層的加熱溫度設為450℃起至550℃，對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行合金化處理。
  39. 韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法，係製造如請求項18之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板， 該製造方法之特徵在於： 在如請求項31之成形性、韌性及熔接性優異的高強度鋼板之製造方法中，將回火處理中之鍍敷層或鋅合金鍍層的加熱溫度設為450℃起至550℃，對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行合金化處理。
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TWI823427B (zh) * 2021-06-15 2023-11-21 日商杰富意鋼鐵股份有限公司 熔接結構體

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