TWI471425B - High strength steel sheet excellent in impact resistance and its manufacturing method, high strength galvanized steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

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TWI471425B
TWI471425B TW101127433A TW101127433A TWI471425B TW I471425 B TWI471425 B TW I471425B TW 101127433 A TW101127433 A TW 101127433A TW 101127433 A TW101127433 A TW 101127433A TW I471425 B TWI471425 B TW I471425B
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Naoki Maruyama
Akinobu Murasato
Akinobu Minami
Hajime Hasegawa
Chisato Wakabayashi
Tsuyoshi Oki
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

耐衝擊性優異之高強度鋼板及其製造方法、高強度鍍鋅鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係有關於一種高強度鋼板及其製造方法與一種高強度鍍鋅鋼板及其製造方法，特別是有關於一種具有優異的耐衝擊特性優異之高強度鋼板及其製造方法。本案係基於2011年7月29日於日本提申之日本專利特願2011-167661號主張優先權，在此係援用其內容。
 發明背景
近年，為了謀求汽車之輕量化並提高衝撞安全性，係要求提高汽車所使用之鋼板的強度，並提高耐衝擊特性。
為衝撞吸收能量大之高強度鋼板，在專利文獻1中係記載有下述高強度鋼板：具有由C：0.05至0.3%、Si：2.0%以下、Al：0.01至2.0%、Mn：0.5至4.0%、Ni：0至5.0%、P：0.1%以下、S：0.1%以下、N：0.01%以下且剩餘部分為Fe及不可避之不純物所構成，且滿足1.5-3.0×C≦Si+Al≦3.5-5.0×C及Mn+(Ni/3)≧1.0(%)，進一步而言，鋼板之烘烤硬化量在50MPa以上者。
又，在專利文獻2中，係記載有一具有高靜動比的高延性高張力鋼板，作為衝撞吸收性優異之高張力鋼板，其係具有由式VB≦(TSs/60)-1(TSs：靜態拉伸試驗之拉伸強度(MPa))所獲得之體機率VB的變韌鐵、C含量在1.2質 量%以下且體積率在5%以上之殘留奧斯田鐵，與剩餘部分為亞鐵鹽所構成之鋼組織，靜態拉伸試驗之降伏比在0.6以上，且動態拉伸試驗之拉伸強度與靜態拉伸試驗之拉伸強度的比TSd/TSs滿足由式TSd/TSs≧0.8+(300/TSs)(TSd：形變速度1000/s之動態拉伸試驗的拉伸強度(MPa))所獲得之關係。
又，在專利文獻3中，作為衝撃特性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，記載有下述製造方法：將具有C：0.08至0.18質量%、Si：1.00至2.0質量%、Mn：1.5至3.0質量%、P：0.03質量%以下、S：0.005%質量%以下、T.Al：0.01至0.1質量%之組成，且以式(Mn偏析度=(扁胚中心部Mn濃度-基礎Mn濃度)/基礎Mn濃度)所定義之Mn偏析度在1.05至1.10之扁胚熱軋，再進一步冷軋之後，以連續退火線750至870℃之2相區或單相區，保持時間60秒以上進行加熱，其後將720至600℃之溫域以平均冷卻速度10℃/s以下進行冷卻後，以平均冷卻速度10℃/s以上冷卻至350至460℃並保持30秒至20分鐘後，使其成為多邊形肥粒鐵+針狀肥粒鐵+變韌鐵+殘留奧斯田鐵+麻田散鐵之5相組織。
在專利文獻4中，係記載有一種合金化熔融鍍鋅鋼板，其係作為汽車用鋼板所使用之鋼板，以質量%計係含有C：0.05至0.25%、Si：0.5%以下、Mn：1至3%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.1至2%、N：未滿0.005%，且滿足Si+Al≧0.6%、(0.0006Al)%≦N≦0.0058%-(0.0026×Al)%、Al≦(1.25×C0.5-0.57Si+0.625Mn)%，剩餘 部份Fe及不可避的不純物所構成者。
在專利文獻5中記載有一種以下述鋼板為基材，並於其兩面施予合金化熔融鋅之鍍覆所得之物品，該鋼板係作為能量吸收特性優異之高強度合金化熔融鍍鋅鋼板而含有C：0.05至0.20質量%、Si：0.3至1.5質量%、Mn：1.0至2.5質量%、P：0.1質量%以下，且剩餘部分以合計佔25至50體積%之方式含有由Fe及不可避之不純物所構成的成分組成、麻田散鐵與殘留奧斯田鐵中所選出之1種或2種，而剩餘部份具有由肥粒鐵與變韌鐵所構成之微組織。
在專利文獻6中記載有屬下述結構者：作為表面性狀及衝擊吸收性優異之高延性型高張力冷軋鋼板，以重量比例計含有C：0.06至0.25%、Si：2.5%以下、Mn：0.5至3.0%、P：0.1%以下、S：0.03%以下、Al：0.1至2.5%、Ti：0.003至0.08%、N：0.01%以下，剩餘部分由Fe及不可避的不純物所構成，且Ti含量滿足(48/14)N≦Ti≦(48/14)N+(48/32)S+0.01之關係，冷軋-再結晶退火後的組織含有以體積率計為5%以上之殘留奧斯田鐵者。
在專利文獻7中係記載有：作為低溫韌性優異之高延性高強度鋼板，以面積%計，變韌鐵為60%以上、殘留γ為1至20%，剩餘部分實質上係由肥粒鐵所構成之組織，且殘留γ存在於變韌鐵粒內者。
[習知技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利2001-11565號公報
[專利文獻2]日本專利2002-294400號公報
[專利文獻3]日本專利2004-300452號公報
[專利文獻4]日本專利2006-307327號公報
[專利文獻5]日本專利2009-68039號公報
[專利文獻6]日本專利平10-130776號公報
[專利文獻7]日本專利平11-21653號公報
 發明概要
然而，在習知的技術中，就具有拉伸最大強度900MPa以上之高強度的鋼板而言，係被要求進一步提高耐衝擊特性。
有鑑於如上所述之現狀，本發明係提供一種具有優異耐衝擊特性的鋼板及其製造方法，以及一種在耐衝擊特性優異之高強度鋼板的表面形成鋅鍍層而構成之高強度鍍鋅鋼板及其製造方法。
本發明者等為了獲得一種可得到優異耐衝擊特性之拉伸最大強度900MPa以上的高強度鋼板，反覆致力進行了研究。其結果，本發明者等發現可設為下述鋼板：具有包含Al：0.001至0.050%、Ti：0.0010至0.0150%、N：0.0001至0.0050%之預定的化學成分，鋼板組織係在以板厚之1/4為中心之1/8厚至3/8厚的範圍內，含有以體積分率計為1至8%之殘留奧斯田鐵，前述殘留奧斯田鐵係平均長寬比在2.0 以下，前述殘留奧斯田鐵中的固溶Mn量為平均Mn量的1.1倍以上，且該鋼板組織含有平均粒徑在0.5μm以下之TiN粒子；且粒徑1μm以上之AlN粒子的密度在1.0個/mm2 以下。
亦即，上述的高強度鋼板係以上述範圍含有Al、Ti、N者，且係藉由生成平均粒徑在0.5μm以下之微細TiN粒子來抑制在低溫下成為破壞起點之平均粒徑在1μm以上之AlN粒子的生成者；因此係少數粒徑1μm以上之AlN粒子的密度在1.0個/mm2 以下者。因此，上述高強度鋼板係防止了以AlN粒子為起點之破壞者。
又，在上述高強度鋼板中，屬破壞起點之殘留奧斯田鐵的體積分率僅有1至8%，殘留奧斯田鐵係具有平均長寬比在2.0以下之等向性優異的安定形狀，且，殘留奧斯田鐵中的固溶Mn量係設為平均Mn量1.1倍以上之化學上安定者。因此，上述高強度鋼板係防止了以殘留奧斯田鐵為起點之破壞者。
如此，在上述的高強度鋼板中，由於可防止以AlN粒子為起點之破壞及以殘留奧斯田鐵為起點之破壞，故可獲得優異的耐衝擊特性。
本發明係基於該見解而完成者，其要旨係如下所述。
(1)一種耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其特徵在於具有下述鋼板組織，且拉伸最大強度在900MPa以上；該鋼板組織係含有以質量%計為C：0.075至0.300%、Si：0.30至2.50%、Mn：1.30至3.50%、P：0.001至0.050%、S：0.0001至0.0050%、Al：0.001至0.050%、Ti：0.0010至0.0150%、 N：0.0001至0.0050%、O：0.0001至0.0030%，剩餘部分由鐵及不可避之不純物構成，在以板厚之1/4為中心之1/8厚至3/8厚的範圍內，含有以體積分率計為1至8%之殘留奧斯田鐵；前述殘留奧斯田鐵係平均長寬比在2.0以下，前述殘留奧斯田鐵中的固溶Mn量為平均Mn量的1.1倍以上，且該鋼板組織含有平均粒徑在0.5μm以下之TiN粒子；且粒徑1μm以上之AlN粒子的密度在1.0個/mm2 以下。
(2)如(1)所記載之耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其中前述鋼板組織係含有以體積分率計為10至75%以下之肥粒鐵，合計為10至50%之變韌肥粒鐵與變韌鐵中任一者或兩者，與10至50%以下的回火麻田散鐵； 珍珠岩係限制在以體積分率計為5%以下，初生麻田散鐵係限制在以體積分率計為15%以下。
(3)如(1)所記載之耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其係進一步含有以質量%計為Nb：0.0010至0.0150%、V：0.010至0.150%、B：0.0001至0.0100%之1種或2種以上。
(4)如(1)所記載之耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其係進一步含有以質量%計為Cr：0.01至2.00%、Ni：0.01至2.00%、Cu：0.01至2.00%、Mo：0.01至1.00%、W：0.01至1.00%之1種或2種以上。
(5)如(1)所記載之耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其係進一步含有合計為0.0001至0.5000質量%之Ca、Ce、Mg、Zr,Hf、REM之1種或2種以上。
(6)如(1)所記載之耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其中在表面形成有鋅鍍層。
(7)如(6)所記載之耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其中在前述鋅鍍層的表面形成有由包含磷氧化物及/或磷之複合氧化物所構成之皮膜。
(8)一種耐衝擊特性優異之高強度鋼板的製造方法，其係具備下述步驟：熱軋步驟，係將含有以質量%計為C：0.075至0.300%、Si：0.30至2.50%、Mn：1.30至3.50%、P：0.001至0.050%、S：0.0001至0.0050%、Al：0.001至0.050%、Ti：0.0010至0.0150%、N：0.0001至0.0050%、O：0.0001至0.0030%，且剩餘部分由鐵及不可避的不純物所構成之扁胚加入至1210℃以上，並在至少1100至1000℃之溫度範圍內，以滿足下述(式1)之條件來進行軋延，以在800℃與Ar3 變態點中較高的溫度以上且970℃以下之加工熱延溫度來完成軋延，在750℃以下之溫域中捲取，並以15℃/小時以下之平均冷卻速度來冷卻；冷軋步驟，係在前述熱軋步驟後，以30至75%之軋延率進行冷軋；與連續退火步驟，係在前述冷軋步驟後，將550至700℃之溫度範圍以10℃/秒以下的平均加熱速度來加熱，將最高加熱溫度設為(Ac1變態點+40)至1000℃間，在最高加熱溫度至700℃之溫度範圍內以1.0至10.0℃/秒之平均冷卻速度來冷卻，在700至500℃之溫度範圍內，以5.0至200.0℃/秒之平均冷卻速度來冷卻，並在350至450℃之溫度範圍停留處理30至1000秒來進行退火；
在(式1)中，i表示道數，Ti表示第i道次的加工溫度，ti表示從第i道次至i+1道次為止的經過時間，εi係表示第i道次的軋延率。
(9)一種耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其係在(8)所記載之製造方法的連續退火步驟中，在停留處理後施行電鍍鋅而在前述鋼板的表面形成鋅鍍層。
(10)一種耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其係在(8)所記載之製造方法的連續退火步驟中，在700至500℃之溫度範圍冷卻後，在350至450℃之溫度範圍的停留處理前，或前述停留處理之後，將前述鋼板浸漬於鋅鍍浴中而在前述鋼板的表面形成鋅鍍層。
(11)如(10)所記載之耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其中在浸漬於前述鋅鍍浴後，將前述鋼板再加熱至460至600℃，並保持2秒以上，使前述鋅鍍層合金化。
(12)如(10)所記載之耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其中在形成前述鋅鍍層後，在該鋅鍍層的表面賦予由包含磷氧化物與磷之任一者或兩者的複合氧化物所構成之皮膜。
(13)如(11)所記載之耐衝擊性優異之高強度鍍鋅 鋼板的製造方法，其中在使前述鋅鍍層合金化後，在該經合金化之鋅鍍層的表面，賦予由包含磷氧化物與磷之任一者或兩者的複合氧化物所構成之皮膜。
本發明之高強度鋼板由於可防止以AlN粒子為起點之破壞及以殘留奧斯田鐵為起點之破壞，故可獲得具有優異的耐衝擊特性，且拉伸最大強度在900MPa以上之高強度鋼板。又，依據本發明之高強度鋼板的製造方法，可提供具有優異的耐衝擊特性之拉伸最大強度900MPa以上之高強度鋼板。又，依據本發明，可提供一種高強度鍍鋅鋼板及其製造方法，該高強度鍍鋅鋼板係在耐衝擊特性優異之高強度鋼板的表面形成有鋅鍍層而製成者。
 用以實施發明之形態
(化學成分)
首先，就本發明之高強度鋼板的化學成分(組成)進行說明。再者，在以下的說明中，[%]係指[質量%]。
本發明之高強度鋼板係含有C：0.075至0.300%、Si：0.30至2.50%、Mn：1.30至3.50%、P：0.001至0.050%、S：0.0001至0.0050%、Al：0.001至0.050%、Ti：0.0010至0.0150%、N：0.0001至0.0050%、O：0.0001至0.0030%，且剩餘部分由鐵及不可避的不純物所構成者。
「C：0.075至0.300%」
C係用於提高高強度鋼板之強度而使其含有者。然而， 若C的含量超過0.300%則其熔接性將不足。從熔接性的觀點看來，C的含量宜為0.250%以下，且較宜為0.220%以下。另一方面，若C的含量未滿0.075%則強度將降低，而無法確保900MPa以上之拉伸最大強度。為了提高強度，C的含量宜為0.090%以上，且較宜為0.100%以上。
「Si：0.30至2.50%」
Si係用於抑制鋼板中鐵系碳化物之生成，並提高強度與成形性所必要的元素。然而，Si含量若超過2.50%則鋼板將脆化，且延性會惡化。從延性的觀點看來，Si的含量宜為2.20%以下，且較宜為2.00%以下。另一方面，Si的含量未滿0.30%時，在退火步驟中將大量地生成粗大的鐵系碳化物，而強度及成形性將惡化。從該觀點看來，Si的下限值宜為0.50%以上，且較宜為0.70%以上。
「Mn：1.30至3.50%」
Mn係用於提高鋼板強度而被添加於本發明之鋼板中。然而，Mn的含量若超過3.50%，則在鋼板的板厚中央部將生成粗大的Mn增稠部，而易引起脆化，且易引起經鑄造之扁胚破裂等的問題。又，Mn的含量若超過3.50%則熔接性亦會惡化。因此，Mn的含量必須設在3.50%以下。從熔接性的觀點看來，Mn的含量宜為3.20%以下，且較宜為3.00%以下。另一方面，若Mn的含量未滿1.30%，則由於在退火後的冷卻中將大量地形成軟質組織而變得難以確保900MPa以上之拉伸最大強度。由此看來，有將Mn的含量設在1.30%以上之必要。為了提高強度，Mn的含量宜為1.50% 以上，較宜為1.70%以上。
「P：0.001至0.050%」
P係有偏析於鋼板之板厚中央部的傾向，使熔接部脆化。由於P的含量若超過0.050%則熔接部將大幅地脆化之故，將P的含量限定在0.050%以下。P之含量的下限即便不特別制定也能發揮本發明的效果，但由於將P的含量設定在未滿0.001%將伴隨製造成本的大幅增加，故將0.001%設為下限值。
「S：0.0001至0.0050%」
S係會對熔接性與鑄造時及熱延時的製造性造成不好的影響。又，與Ti結合生成硫化物，妨礙Ti形成氮化物，且會間接地誘發Al氮化物的形成之故，將S含量的上限值設為0.0050%。由此觀點看來，S的含量宜設為0.035%以下，更宜設為0.0025%以下。S含量的下限即便不特別制定也能發揮本發明的效果，但由於將S的含量設為0.0001%以下則將伴隨製造成本的大幅增加之故，將0.0001%設為下限值。
「Al：0.001%至0.050%」
Al若大量地添加則將形成粗大的氮化物，使低溫時的斷面收縮率降低，並使耐衝擊特性降低，因此將Al含量的上限設為0.050%。為了避免粗大氮化物之生成，Al含量係宜設為0.035%以下。含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但由於將Al的含量設為未滿0.001%時將伴隨製造成本的大幅增加之故，將0.001%設為下限值。又，Al作為脫氧材料亦為有效之元素，由此觀點看來，宜將Al的含量設為 0.005%以上，更宜設為0.010%以上。
「N：0.0001至0.0050%」
由於N會形成在低溫下之破壞起點的粗大氮化物而降低耐衝擊特性，因此有抑制其添加量之必要。N的含量若超過0.0050%則該影響將呈顯著，因此將N含量的範圍設為0.0050%以下。由此觀點看來，N的含量宜為0.0040%以下，且較宜為0.0030%以下。N含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但將N含量設為未滿0.0001%時，將招致製造成本的大幅增加，因此，將0.0001%設為下限值。
「O：0.0001至0.0030%」
O會形成粗大的氧化物而產生在低溫下之破壞起點，因此，有抑制其含量之必要。若O的含量超過0.0030%，該影響將呈顯著，因此將O含量的上限設為0.0030%以下。由此觀點看來，O的含量宜為0.0020%以下且更宜為0.0010%以下。O含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但由於將O含量設定為未滿0.0001%時將伴隨製造成本之大幅增加之故，將0.0001%設定為下限值。
「Ti：0.0010至0.0150%」
Ti係藉由在適當的條件下施行熱軋而形成微細的氮化物來抑制粗大的Al氮化物之生成的元素，使低溫下之破壞起點減少，而提高耐衝擊特性。為了得到該效果，有將Ti含量設為0.0010%以上之必要，以將Ti的含量設為0.0030%以上為佳，且以將Ti含量設為0.0050%以上為更佳。另一方面，Ti的含量若超過0.0150%，則因微細碳氮化物之析出而 鋼板中軟質部位的成形性將惡化，反而使低溫時的斷面收縮率降低。因此，將Ti的含量設為0.0150%以下。從成形性的觀點看來，Ti的含量係以0.0120%以下為佳，且以0.0100%以下為較佳。
本發明之高強度鋼板視需要亦可進一步含有以下所示之元素。
「Nb：0.0010至0.0150%」
Nb係藉由在適當條件下施行熱軋形成微細的氮化物來抑制粗大Al氮化物之生成的元素，使低溫下之破壞起點減少。為了獲得該效果，宜將Nb含量設為0.0010%以上，較宜將Nb含量設為0.0030%以上，且更設為0.0050%以上。另一方面，當Nb含量超過0.0150%時，因微細碳氮化物之析出而鋼板中軟質部位的成形性將惡化，反而使低溫時的斷面收縮率降低之故，Nb的含量係宜為0.0150%以下。從成形性的觀點看來，Nb的含量係以0.0120%以下為較佳，且以0.0100%以下為更佳。
「V：0.010至0.150%」
V係藉由以適當條件施行熱軋形成微細的氮化物來抑制粗大Al氮化物之生成的元素，使低溫下之破壞起點減少。為了獲得該影響，有將V含量設為0.010%以上之必要，以將含量設為0.030%以上為佳，且以設為0.050%以上為更佳。另一方面，當V含量超過0.150%時，因微細碳氮化物之析出而鋼板中軟質部位的成形性將惡化，反而使低溫時的斷面收縮率降低之故，宜將V含量設為0.150%以下。從 成形性之觀點看來，V的含量係以0.120%以下為佳，且以0.100%以下為更佳。
「B：0.0001至0.0100%」
B係藉由在適當條件下施行熱軋形成微細的氮化物來抑制粗大Al氮化物之生成的元素，使低溫下之破壞起點減少。為了獲得該效果，宜將B含量設為0.0001%以上，且以將B含量設為0.0003%以上為佳，以設為0.0005%以上為更佳。又，B係抑制高溫下之相變態而對高強度化有效之元素，故亦可進一步添加，但因B含量若超過0.0100%將有損加熱時之加工性而降低生產性，故B的含量係以0.0100%以下為佳，且以0.0030%以下為更佳。
「Cr：0.01至2.00%」
Cr係抑制高溫下之相變態而對高強度化有效之元素，故亦可取代C及/或Mn之一部份來添加。Cr的含量若超過2.00%將有損加熱時之加工性而降低生產性，故Cr的含量係以2.00%以下為佳。Cr含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但為了充分地獲得藉由Cr所造成之高強度化效果，Cr的含量係以0.01%以上為佳。
「Ni：0.01至2.00%」
Ni係抑制高溫下之相變態而對高強度化有效之元素，亦可取代C及/或Mn的一部份來添加。由於Ni含量超過2.00%時將有損熔接性，因此Ni含量係以2.00%以下為佳。Ni含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但為了充分地獲得由Ni所造成之高強度化效果，Ni的含量係 以0.01%以上為佳。
「Cu：0.01至2.00%」
Cu係以微細粒子的形式存在於鋼中，藉以提高強度之元素，故可取代C及/或Mn之一部份來添加。由於Cu之含量若超過2.00%將有損熔接性，Cu含量係以2.00%以下為佳。Cu含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，為了充分地獲得由Cu所造成之高強度化效果，Cu的含量係以0.01%以上為佳。
「Mo：0.01至1.00%」
Mo係抑制高溫下之相變態而對高強度化有效之元素，故可取代C及/或Mn之一部份來添加。Mo含量若超過1.00%將有損加熱時的加工性而降低生產性。由此看來，Mo的含量係以1.00%以下為佳。Mo含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但為了充分地獲得由Mo所造成之高強度化效果，Mo含量係以0.01%以上為佳。
「W：0.01至1.00%」
W係抑制高溫下之相變態而對高強度化有效之元素，故亦可取代C及/或Mn之一部份來添加。由於W之含量若超過1.00%將有損加熱時的加工性而降低生產性，因此W的含量係以1.00%以下為佳。W含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但為了充分地獲得由W所造成之高強度化效果，W的含量係以0.01%以上為佳。
「Ca、Ce、Mg、Zr,Hf、REM之1種或2種以上合計為0.0001至0.5000%」
Ca、Ce、Mg、Zr,Hf、REM係對成形性之改善有效的元素，可添加1種或2種以上。然而，Ca、Ce、Mg、Zr,Hf、REM之1種或2種以上之含量合計若超過0.5000%，反而有損害延性的疑慮。因此，各元素之含量的合計係以0.5000%以下為佳。Ca、Ce、Mg、Zr,Hf、REM之1種或2種以上含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但為了充分地獲得改善鋼板成形性的效果，各元素之含量的合計係以0.0001%以上為佳。從成形性的觀點看來，Ca、Ce、Mg、Zr,Hf、REM之1種或2種以上之含量的合計係以0.0005%以上為較佳，且以0.0010%以上為更佳。
再者，REM係Rare Earth Metal之省略，指的是屬於鑭系的元素。在本發明中，REM及Ce多以稀土金屬合金的方式添加，有時係以複合La及Ce以外之其他鑭系之元素的方式含有。就不可避之不純物而言，即便含有該等La及Ce以外之鑭系的元素亦可發揮本發明之效果。又，即便添加金屬La及Ce亦可發揮本發明之效果。
(鋼板組織)
規定本發明之高強度鋼板組織的理由係如下所述。
「TiN粒子」
本發明之高強度鋼板的鋼板組織係含有平均粒徑0.5μm以下之TiN粒子者。粗大的TiN粒子雖將成為破壞的起點，但平均粒徑0.5μm以下之微細的TiN粒子並不會產生作為破壞起點的作用。TiN粒子之平均粒徑，為了有效地防止TiN粒子成為破壞起點，並進一步提高高強度鋼板的耐衝撃 特性，係以0.3μm以下為佳，並以0.1μm以下為較佳。
TiN粒子的平均粒徑例如係可藉由以下所示之方法來求得。
亦即，從平行於軋製方向之板厚截面，利用萃取印模法作成含有TiN粒子之穿透式電子顯微鏡(TEM)用樣本，使用穿透式電子顯微鏡來觀察10個以上的TiN粒子。各TiN粒子之粒徑係定為具有與利用影像分析所獲得之TiN粒子粒子的投影面積相等面積之圓的直徑。接著，針對10個以上的TiN粒子來測定粒徑，從其平均值來求取TiN粒子之平均粒徑。
「AlN粒子」
又，本發明之高強度鋼板的鋼板組織粒徑在1μm以上之AlN粒子的密度係在1.0個/mm2 以下。粒徑1μm以上之粗大的AlN粒子將成為破壞起點。由於本發明之高強度鋼板的鋼板組織係粒徑1μm以上之AlN粒子的密度在1.0個/mm2 以下之故，可防止以AlN粒子為起點之破壞。為了更有效地防止以AlN粒子為起點之破壞，粒徑1μm以上之AlN粒子的密度宜在0.5個/mm2 以下，更宜在0.1個/mm2 以下。
再者，該等TiN粒子之平均粒徑的測定，及粒徑1μm以上之AlN粒子之密度的測定，除了粒子數少之鋼板最表面，係可在鋼板中任意的板厚位置測定皆可。例如，與後述之殘留奧斯田鐵及肥粒鐵等相同，宜在作為代表鋼板之領域的1/8至3/8厚的位置進行測定。
在本發明中，粒徑1μm以上之AlN粒子係指以圓 當量直徑d計為1μm以上之AlN粒子。圓當量直徑d係指具有與藉由影像分析所獲得之粒子的投影面積S相同面積的圓之直徑，可由下式求得。d=(4S/π)
本發明之AlN粒子之密度係例如可藉由以下所示方法來求得。
亦即，使用場致發射型掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)來觀察平行於軋製方向之板厚截面10.0mm2 以上之面積，計數1μm以上之AlN粒子的個數，並算出密度。再者，AlN粒子的成分係可使用併設於FE-SEM之能量分散型X射線分光器來確認。
本發明之高強度鋼板的鋼板組織係在以板厚之1/4為中心之1/8厚至3/8厚的範圍內，含有以體積分率計為1至8%之殘留奧斯田鐵者，殘留奧斯田鐵之平均長寬比為2.0以下，且殘留奧斯田鐵中的固溶Mn量在平均Mn量之1.1倍以上者。
再者，在鋼板組織整體中，期望含有以體積分率計為1至8%殘留奧斯田鐵。然而，以鋼板板厚之1/4為中心之1/8厚至3/8厚的範圍內之金屬組織係代表鋼板整體的組織。因此，在鋼板之1/8厚至3/8厚的範圍內。若含有以體積分率計為1至8%之殘留奧斯田鐵，則可視為實質上在鋼板組織整體中含有以體積分率計為1至8%之殘留奧斯田鐵。因此，在本發明中，規定了在母材鋼板之1/8厚至3/8厚之範圍中殘留奧斯田鐵的體積分率之範圍。
進一步，在本發明之高強度鋼板的鋼板組織中， 在以板厚之1/4為中心之1/8厚至3/8厚的範圍內，除了殘留奧斯田鐵之外，以體積分率計含有：10至75%以下之肥粒鐵及合計為10至50%之變韌肥粒鐵與變韌鐵中任一者或兩者；珍珠岩宜限制在以體積分率計為5%以下；初生麻田散鐵則宜限制在以體積分率計為15%以下。當本發明之高強度鋼板為具有該種鋼板組織者時，其係呈具有較優異之成形性者。
再者，同樣地，該等肥粒鐵等的金屬組織係期望在鋼板組織整體中為預定的範圍。然而，以鋼板板厚之1/4為中心之1/8厚至3/8厚的範圍內的金屬組織，係代表鋼板整體的組織。因此，在鋼板之1/8厚至3/8厚的範圍中，以體積分率計係含有：10至75%以下的肥粒鐵及合計為10至50%之變韌肥粒鐵與變韌鐵中之一者或兩者；與5至50%以下的回火麻田散鐵，且若將珍珠岩限制在以體積分率計為5%以下，初生麻田散鐵限制在以體積分率計為15%以下時，則實質上可視為在鋼板的組織整體中，該等肥粒鐵等之金屬組織係在預定範圍內。因此，在本發明中，規定了在鋼板之1/8厚至3/8厚的範圍內，該等肥粒鐵等之金屬組織的體積分率範圍。
「殘留奧斯田鐵」
殘留奧斯田鐵，為了大幅提高強度及延性，必須在無損低溫下斷面收縮率的範圍內含有殘留奧斯田鐵。殘留奧斯田鐵的體積率若未滿1%，則強度及延性的提高將不充分，故以此為下限。從強度及成形性的觀點看來，殘留奧 斯田鐵的量宜設為1.5%以上，而以設為2.0%以上為較佳。另一方面，殘留奧斯田鐵由於將成為破壞起點而使彎曲性大幅惡化之故，在鋼板組織中必須將其限制在以體積分率計為8%以下。就提高彎曲性而言，係以將殘留奧斯田鐵之體積分率設成6%以下為較佳。
又，殘留奧斯田鐵在用於防止以殘留奧斯田鐵為起點之破壞方面，係以殘留奧斯田鐵具有安定形狀且作成化學上安定之物為佳。
在本發明中，係將殘留奧斯田鐵的平均長寬比設為2.0以下，且具有等向性優異之安定的形狀。為了將殘留奧斯田鐵的形狀形成更安定的樣子，殘留奧斯田鐵的平均長寬比係以1.8以下為佳，且以1.6以下為較佳。殘留奧斯田鐵之平均長寬比的下限係設為1.0。若平均長寬比超過2.0，則在低溫下經拉伸後部分殘留奧斯田鐵易變態成麻田散鐵，產生破壞起點，斷面收縮率惡化。
在本發明中，係將殘留奧斯田鐵中的固溶Mn量設為平均Mn量之1.1倍以上「(殘留奧斯田鐵中的固溶Mn量/平均Mn量)≧1.1」，使殘留奧斯田鐵在化學上安定。為了使殘留奧斯田鐵在化學上更加安定，係以殘留奧斯田鐵中之固溶Mn量為平均Mn量之1.2倍以上為佳，且以1.3倍以上為較佳。上限雖無特別設定，但若在2.0倍以上就需要特殊的設備，而以2.0倍為實際的上限。
「肥粒鐵」
肥粒鐵係對低溫下之斷面收縮率的提高有效之組織， 在鋼板組織中以體積分率計宜含有10至75%。肥粒鐵的體積分率未滿10%時，恐有無法獲得足夠的斷面收縮率之疑慮。鋼板組織中所含有之肥粒鐵的體積分率，從斷面收縮率的觀點看來係以含有15%以上為較佳，且以含有20%以上為更佳。另一方面，由於肥粒鐵係軟質的組織之故，若體積分率超過75%有時將無法獲得充分的強度。就充分提高鋼板的拉伸強度而言，宜將包含於鋼板組織中之肥粒鐵的體積分率設為65%以下，並以設為50%以下為佳。
「珍珠岩」
珍珠岩若變多，延性將惡化。由此看來，包含於鋼板組織中之珍珠岩的體積分率係宜限制在5%以下，並以2%以下為較佳。
「變韌肥粒鐵、變韌鐵」
變韌肥粒鐵與變韌鐵係強度與延性之平衡優異的組織，在鋼板組織中宜含有體積分率之合計為10至50%的變韌肥粒鐵與變韌鐵中任一者或兩者。又，變韌肥粒鐵與變韌鐵係具有軟質的肥粒鐵與硬質的麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留奧斯田鐵之中間強度的微組織，從拉伸凸緣性的觀點看來係以含有15%以上為較佳，且以含有20%以上為更佳。另一方面，變韌肥粒鐵與變韌鐵之體積分率若合計超過50%，則由於降伏應力過度提高、形狀凍結性惡化之故而不宜。再者，變韌肥粒鐵及變韌鐵係可僅含有其中任一種，亦可兩者皆含有。
「初生麻田散鐵」
初生麻田散鐵雖可大幅提高拉伸強度，但另一方面會成為破壞起點而使低溫下的斷面收縮率大幅惡化之故，在鋼板組織中係宜限制在以體積分率計15%以下。為了提高低溫下的斷面收縮率，係以將初生麻田散鐵之體積分率設在10%以下為較佳，且以設為5%以下為更佳。
「回火麻田散鐵」
回火麻田散鐵係可使拉伸強度大幅提高的組織，在鋼板組織中以體積分率計亦可含有50%以下。從拉伸強度的觀點看來，回火麻田散鐵之體積分率係以設在10%以上為佳。另一方面，鋼板組織中所包含之回火麻田散鐵的體積分率若超過50%，則由於降伏應力過度提高、形狀凍結性惡化之故而不宜。
「其他」
在本發明之高強度鋼板的鋼板組織中，亦可含有粗大的雪明碳鐵等上述以外的組織。然而，在鋼板組織中若粗大的雪明碳鐵變多，則彎曲性將惡化。由此看來，鋼板組織中所含有之粗大的雪明碳鐵的體積分率係以10%以下為佳，且以5%以下為較佳。
本發明之高強度鋼板的鋼板組織中所含有之各組織的體積分率係可藉由例如以下所示之方法來測定。
殘留奧斯田鐵之體積分率係可在平行於鋼板板面之1/8厚至3/8厚的範圍之任意的面進行X射線繞射試驗，算出殘留奧斯田之面積分率，並將其視為在1/8厚至3/8厚之範圍的體積分率。
再者，在1/8厚至3/8厚之範圍的微組織若係測定均質性高、夠廣的領域，則無論在1/8厚至3/8厚的任一點測定，都可獲得代表1/8厚至3/8厚之範圍之為組織分率。具體而言，係以在平行於鋼板板面之1/4厚的面上，以250000平方μm以上之範圍來進行X射線繞射試驗為佳。
又，除殘留奧斯田鐵外的微組織(肥粒鐵、變韌肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵、珍珠岩、初生麻田散鐵)分率係可在1/8厚至3/8厚之範圍內以電子顯微鏡觀察測定。具體而言係以垂直於母材鋼版之版面且平行於軋製方向(軋延方向)的面作為觀察面來採取試樣，研磨、硝太蝕刻觀察面。接著，在以板厚1/4為中心之1/8厚至3/8厚的範圍內以場致發射型掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察來測定面積分率。此時，例如，在1/8厚至3/8厚之範圍內，彼此相隔1mm以上之間隔並在經設定之3個以上的視野內利用電子顯微鏡來進行觀察。接著，算出在觀察面積合計為5000平方μm以上之範圍內的肥粒鐵等各組織的面積分率，而可將其視為1/8厚至3/8厚範圍內之各組織的體積分率。
肥粒鐵係塊狀的結晶粒，且內部為不含長徑100nm以上之鐵系碳化物的領域。再者，肥粒鐵的體積分率係在最高加熱溫度下之殘存肥粒鐵與在肥粒鐵變態溫域新生成之肥粒鐵的體積分率之和。
變韌肥粒鐵係板晶狀之結晶粒的集合，且為板晶內部不含長徑20nm以上之鐵系碳化物者。
變韌鐵係板晶狀之結晶粒的集合，且係板晶內部具有複數之長徑20nm以上的鐵系碳化物，且其等碳化物係單一的變體，即屬於朝同一方向伸長之鐵系碳化物群者。在此，朝同一方向伸長之鐵系碳化物群係意指鐵系碳化物之伸長方向的差異在5°以內者。
回火麻田散鐵係板晶狀之結晶粒的集合，且係板晶內部具有複數之長徑20nm以上的鐵系碳化物，且其等碳化物係複數的變體，即屬於朝不同方向伸長之鐵系碳化物群者。
再者，使用FE-SEM來觀察板晶狀結晶粒內部的鐵系碳化物，藉由觀察其伸長方向，可容易地區別出變韌鐵與回火麻田散鐵。
又，初生麻田散鐵及殘留奧斯田鐵在硝太蝕刻中並不會被充分地腐蝕。因此，在藉由FE-SEM之觀察中，就上述組織(肥粒鐵、變韌肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵)而言係可明顯地被區別。
因此，初生麻田散鐵的體積分率係可以下述形式求得：以FE-SEM所觀察到之未受腐蝕領域的面積分率與藉由X射線所測定之殘留奧斯田鐵的面積分率之差分。
(鋅鍍層)
又，在本發明中，係可形成在高強度鋼板的表面形成有鋅鍍層而成之耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板。鋅鍍層即便被合金化亦可。在高強度鋼板的表面形成有鋅鍍層時，將呈具有優異之耐蝕性者。又，在高強度鋼板的表面，形成有經合金化之鋅鍍層時，將呈塗料密著性優異者。又， 就鋅鍍層或合金化鋅鍍層而言，亦可以不純物形式含有Al。
合金化鋅鍍層係亦可含有Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM之1種或2種以上，或者，混入有其等者亦可。合金化鋅鍍層係含有上述元素之1種或2種以上，或即便是經混入而成者，亦無損本發明之效果，有時亦可適宜地因其含量而改善耐蝕性或加工性等。
就鋅鍍層或合金化鋅鍍層之附著量而言，雖然並未設有特別的限制，但從耐蝕性的觀點看來期望為20g/m2 以上，從經濟性的觀點看來期望為150g/m2 以下。又，鋅鍍層或合金化鋅鍍層之平均厚度係設為1.0μm以上、50μm以下。若未滿1.0μm則無法獲得充分的耐蝕性。宜設定為2.0μm以上。另一方面，若超過50.0μm則不經濟，且有損鋼板強度，故不宜。從原料成本的觀點看來，鋅鍍層或合金化鋅鍍層的厚度越薄越好，宜在30.0μm以下。
鍍層的平均厚度係將平行於鋼板之軋製方向之板厚截面加工成鏡面，並使用FE-SEM來觀察，測定在鋼板之表面與背面各5處，合計10處之鍍層厚度，以其平均值為鍍層厚度。
再者，施予合金化處理時，合金化鋅鍍層之鐵的含量係為了確保良好的耐剝落性而設為8.0%以上，且以9.0%以上為佳。又，合金化鋅鍍層中鐵的含量係為了確保良好的耐粉碎性而設為12.0%以下，且以11.0%以下為佳。
又，在本發明中，亦可在上述鋅鍍層或經合金化 之鋅鍍層的表面，形成由含磷氧化物及/或磷之複合氧化物所構成之皮膜。由含磷氧化物及/或磷之複合氧化物所構成之皮膜係可在加工鋼板時發揮潤滑劑的機能，而保護形成於鋼板表面之鋅鍍層。
(製造方法)
接著，就製造本發明之高強度鋼板的方法進行詳細的說明。
要製造本發明之高強度鋼板，首先，要鑄造具有上述化學成分(組成)之扁胚。
供熱軋之扁胚係可使用連續鑄造扁胚或以薄扁胚鑄胚等所製造者。本發明之高強度鋼板的製造方法係適用於如在鑄造後直接進行熱軋之連續鑄造-直接軋製(CC-DR)等製程。
(熱軋步驟)
在熱軋步驟中，扁胚加熱溫度係為了充分的溶解在鑄造時所生成之Ti系內含物且在鋼中使Ti均勻地固溶，而必須設在1210℃以上，且以設為1225℃以上為佳。又，扁胚加熱溫度若過低，則加工軋製溫度將非所欲地低於Ar3變態點。其結果，將在肥粒鐵及奧斯田鐵之二相區進行軋製，熱延板組織將呈不均質之混粒組織，即便經過冷軋步驟及連續退火步驟亦無法消解不均質的組織，而呈延性及彎曲性低劣的鋼板。又，扁胚加熱溫度的降低將招致過度之軋製荷重的增加，而有招致軋製困難、軋製後之鋼板形狀不良等擔憂。扁胚加熱溫度之上限即使不特別限定，本發明 之效果亦得以發揮，但若將加熱溫度過度地設定為高溫，在經濟上並不適當，因此扁胚加熱溫度的上限係期望設為1350℃以下。
再者，Ar3 變態點係藉由下式計算。
Ar3 =901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al
在上述式中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo、Al係個元素之含量[質量%]。未含有之元素係以0來計算。
在本發明中，加熱至上述扁胚加熱溫度後，至少在1100至1000℃之溫度範圍內，以滿足下述(式1)之條件來施行軋延。在(式1)中，i為道數、Ti為第i道次之加工溫度，ti係自第i道次至第i+1道次所經過的時間，εi係表示第i道次的軋延率。
要抑制粗大的Ti氮化物或Al氮化物之生成，製造含有微細TiN粒子之鋼板，必須藉由在1100至1000℃之溫度範圍內的熱軋，將屬Ti氮化物之生成部位的差排大量地導入鋼中。然而，在1100至1000℃之溫度範圍中，藉加工所導入之差排易因Fe原子的擴散而消滅。因此，必須以較短的時間連續進行下述加工(軋延)：可獲得僅使差排被充分導入之應變量的加工。即，必須將道數設為複數，並將相鄰道間之經過時間設定為短時間，且適切地控制在各道之加 工溫度及軋延率。
在熱軋步驟中，可在從加熱爐將扁胚取出至以850℃或Ar3 溫度較高者為下限之軋製完成溫度為止之溫域內進行任意道數的軋延。在該熱軋中，由於在從1100℃至1000℃之範圍所進行之軋延將強烈地影響造成問題之TiN及AlN粒子的分散狀況，因此使用(式1)來規定同溫度範圍內的熱延條件。
在超過1100的溫度範圍內所施行之軋延由於係即刻消滅變形時所導入之差排，故不會發揮作為TiN之析出部位之效用，而不影響造成問題之TiN及AlN粒子的分散狀態。另一方面，直到在未滿1000℃之範圍內施行軋製為止，可能形成粗大TiN及AlN之粒子的核生成已完成，而之後(未滿1000℃之溫度範圍)之軋製不會影響造成問題之TiN及AlN粒子的分散狀態。
一般而言，在從加熱爐取出至軋製完成為止之間施行8至25道之軋製。在1100℃至1000℃之範圍內施行的軋延係2至10道。在該溫度範圍內之軋延一般係從板厚200至500mm開始，進行軋製至10至50mm為止。版幅一般而言係500至2000mm。再者，鋼板的溫度係表面的溫度，雖不論其測定方法，但例如亦可使用熱電偶來直接測定。
在(式1)中，具體而言，例如，道數i係可設定為2至10之範圍，且宜為5至8之範圍。從第i道次至第i+1道次為止的經過時間係可設為2至300秒之範圍，且宜為5至180秒之範圍，更宜為10至120秒之範圍。
又，在1100至1000℃之溫度範圍內的熱軋之起始道的第1道次之加工溫度係可設為1100至1050℃之範圍，且宜為1090至1065℃之範圍。第i道次的軋延率係可設為5至50%之範圍，且宜為15至35%之範圍。
(式1)係表示TiN粒子之生成動作的經驗式，係將下述搭配而得者：以表示粒子生成的驅動力之多項式的項、表示原子之擴散係數之exp項與時間t之乘積來表示原子的擴散距離，將伴隨製程所導入之差排的量以應變量ε代表來表示。(式1)所示之值若低於1.0，則TiN之生成不充足，固溶N將殘留直至熱軋到1000℃時為止，而生成粗大的AlN。另一方面，(式1)所示之值若超過5.0，則TiN之生成將過度活躍，TiN的粗大化加速，反而造成特性損害。
在本發明中，藉由在至少1100至1000℃之溫度範圍內以滿足上述(式1)的條件進行軋延，可將相鄰之複數道間之經過時間控制在較短的時間，且可適切地控制各道之加工溫度及軋延率，因此可將屬Ti氮化物生成部位之差排大量導入鋼中，而能在鋼中生成微細的Ti氮化物。再者，關於在超過1100℃之溫度範圍所施行的軋延，及在未滿1000℃之溫度範圍所施行的軋延，並無特別限定。例如，可在超過1100℃之溫度範圍以滿足上述(式1)之條件來進行軋延，亦可以不滿足上述(式1)之條件來進行軋延。或者，在超過1100℃之溫度範圍不進行軋延亦可。同樣地，可在未滿1000℃之溫度範圍以滿足上述(式1)之條件來進行軋延，亦可以不滿足上述(式1)之條件來進行軋延。
在本發明中，至少在1100至1000℃之溫度範圍內，以滿足上述(式1)之條件來進行軋延後，以800℃與Ar3 變態點中較高之溫度以上且970℃以下之加工熱延溫度來收尾，並在750℃以下之溫域進行捲取。再者，加工軋製後之板厚係例如為2mm至10mm。加工軋製溫度若為未滿800℃，則加工軋製時的軋製荷重將變高，而有招致難以進行熱軋，或熱軋後所獲得之熱延鋼板的形狀不良等擔憂。又，加工軋製溫度若未滿Ar3 變態點，則有時熱軋將呈肥粒鐵及奧斯田鐵之二相區軋製，而熱延鋼板的組織變成不均質的混粒組織。另一方面，加工軋製溫度之上限若在970℃以上，則TiN的生成不充足，而有剩餘的N與Al生成氮化物之可能性。
在本發明中，於熱軋步驟中，由於係以在1100至1000℃之溫度範圍內以滿足上記(式1)之條件來施行熱軋，並以800℃與Ar3 變態點中較高之溫度以上且970℃以下之加工熱延溫度來收尾，故可抑制1100至1000℃之溫度範圍內之粗大的Ti氮化物生成，且在1000℃至加工熱延溫度為止之間生成微細的TiN粒子。其結果，最終所獲得之高強度鋼板係具有優異之耐衝擊特性者。
為了防止熱延鋼板之表面所形成之氧化物的厚度過度地增大而酸洗性惡化，將捲取溫度設為750℃以下。為了進一步提高酸洗性，捲取溫度宜為720℃以下，且更宜為700℃以下。
另一方面，若捲取溫度未滿500℃則熱延鋼板的強度將 過度地提高，而難以進行冷軋之故，宜將捲取溫度設為500℃以上。為了減輕冷軋的負荷，宜將捲取溫度設為550℃以上，且更宜設為600℃以上。
接下來，將在上述之溫域中捲取之熱延鋼板以15℃/小時以下之平均冷卻速度來冷卻。藉此，可加速固溶於鋼板中之Mn的分配，並選擇性地將殘留奧斯田鐵殘留在Mn經增稠的領域，而能增加殘留奧斯田鐵中的固溶Mn量。其結果，最終所獲得之高強度鋼板係殘留奧斯田鐵中之固溶Mn量為平均Mn量之1.1倍以上者。捲取後之Mn的分配係越高溫則越易加速。因此，必須特別在從捲取溫度起(捲取溫度-50℃)之範圍內，將鋼板的冷卻速度設為15℃/小時以下。
接著，在依此所製得的熱延鋼板中，宜進行酸洗。酸洗係將熱延鋼板表面的氧化物除去者，故對用於提高鋼板之鍍性而言是重要的。又，酸洗係可進行一次，亦可分成複數次來進行。
(冷軋步驟)
接著，對酸洗後之熱延鋼板，為了將殘留奧斯田鐵形成為具有優異等向性之安定形狀者，進行以30至75%之軋延率來冷軋之冷軋步驟。若軋延率未滿30%，就無法將殘留奧斯田鐵的形狀形成為安定的樣子，最後所獲得之高強度鋼板便無法形成殘留奧斯田鐵之平均長寬比在2.0以下者。為了將殘留奧斯田鐵形成為具有安定形狀者，冷軋步驟之軋延率宜為40%以上，更宜為45%以上。另一方面，在軋延率超過75%之冷軋中，冷軋荷重變得過大而難以進行 冷軋。由此看來，軋延率係以75%以下為佳。從冷軋荷重的觀點看來，軋延率係以70%以下為更佳。
再者，在冷軋步驟中，不需特別規定關於軋製道的次數、各軋製道各別的軋延率就可發揮本發明的效果。
(連續退火步驟)
接著，將冷軋步驟後所獲得之冷軋鋼板，穿過連續退火線來進行連續退火步驟。在本發明之連續退火步驟中，係進行下述退火：在550至700℃之溫度範圍以10℃/秒以下之平均加熱速度來加熱，將最高加熱溫度設在(Ac1變態點+40)至1000℃間，在最高加熱溫度至700℃之溫度範圍內以1.0至10.0℃/秒之平均冷卻速度來冷卻，在350至450℃之溫度範圍內停留處理30至1000秒。藉此，可獲得本發明之高強度鋼板。
在連續退火步驟中，將550至700℃之溫度範圍以10℃/秒以下之平均加熱速度加熱，藉此充分地加速冷軋鋼板的再結晶，殘留奧斯田鐵的形狀呈等向性更加優異之安定的樣子，最後殘留之奧斯田鐵係呈接近球狀之形狀。550至700℃之溫度範圍內之平均加熱速度若超過10℃/秒，就變得無法將殘留奧斯田鐵的形狀形成為安定的樣子。
又，連續退火步驟之最高最高加熱溫度未滿(Ac1變態點+40)℃時，在鋼板中有許多粗大的鐵系碳化物殘溶，成形性顯著惡化，因此，將最高加熱溫度設為(Ac1變態點+40)℃以上。從成形性的觀點看來，最高加熱溫度宜設為(Ac1變態點+50)℃以上，更宜設為(Ac1變態點+60)℃以上。另一方面，最高加熱溫度若超過1000℃，將促進原子的 擴散，Si、Mn、Al分配變弱，因此將最高加熱溫度設為1000℃以下。要控制殘留奧斯田鐵中的Si、Mn、Al量，最高加熱溫度係以Ac3變態點溫度以下為佳。
在最高加熱溫度至700℃之溫度範圍內，由於平均冷卻速度超過10.0℃/秒時鋼板中的肥粒鐵分率易變得不均一，成形性惡化，因此將平均冷卻速度的上限設為10.0℃/秒。另一方面，平均冷卻速度未滿1.0℃/秒時，肥粒鐵及珍珠岩大量地生成，而無法獲得殘留奧斯田鐵，因此將平均冷卻速度的下限設為1.0℃/秒。要獲得殘留奧斯田鐵，宜將平均冷卻速度設為2.0℃/秒以上，更宜設為3.0℃/秒以上。
在700至500℃之溫度範圍內，當平均冷卻速度未滿5.0℃/秒時，因珍珠岩及/或鐵系碳化物大量地生成，而沒有剩下殘留奧斯田鐵，故將平均冷卻速度的下限設為5.0℃/秒以上。由此觀點看來，平均冷卻速度係以7.0℃/秒以上為佳，且以8.0℃/秒以上為較佳。另一方面，雖然即使不特別設定平均冷卻速度的上限也能發揮本發明的效果，但若要使平均冷卻速度超過200℃/秒需要特殊的設備之固，從成本的觀點出發，將平均冷卻速度的上限設為200℃/秒。
進一步，為了加速變韌鐵變態而獲得奧斯田鐵，在350至450℃之溫度範圍內進行保持30至1000秒之停留處理。停留的時間短時，變韌鐵變態無法進行，成為殘留奧斯田鐵之C的增稠不充分，而無法充分地剩下殘留奧斯田鐵。由此觀點出發，將停留時間的下線設為30秒。停留時 間係以40秒以上為佳，且以60秒以上為更佳。另一方面，停留時間過長時，將生成鐵系碳化物，C以鐵系碳化物形式被耗費，而無法充分地獲得殘留奧斯田鐵，因此將停留時間設為1000秒以下。由此觀點看來，停留時間係以800秒以下為佳，且以600秒以下為較佳。
進一步，在本發明中，亦可在上述製造方法之連續退火步驟中，藉由在上述停留處理後施行電鍍鋅，在鋼板表面形成鋅鍍層，來形成高強度鍍鋅鋼板。
又，在本發明中，亦可在上述製造方法之連續退火步驟中，在700至500℃之溫度範圍的冷卻後、350至450℃之溫度範圍的停留處理之前，或停留處理之後，將鋼板浸漬於鋅鍍浴而在前述鋼板表面形成鋅鍍層，藉以形成高強度鍍鋅鋼板。
藉此，可製得表面形成有鍍鋅層之耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板。
作為鋅鍍浴，雖非經特別限定者，但即便在鋅鍍浴中混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM之1種或2種以上亦無損本發明之效果，且視其量亦有改善耐蝕性及加工性等較佳情況。又，在鋅鍍浴中亦可含有Al。此時，浴中的Al濃度宜設為0.05%以上且0.15%以下。
又，合金化處理的溫度係以480至560℃為佳，合金化處理的滯留時間係以15至60秒為佳。
進一步，將鋼板浸漬於鋅鍍浴後，亦可將鋼板再 加熱至460℃至600℃為止並維持2秒以上，再施行使鋅鍍層合金化之合金化處理。
藉由進行這樣的合金化處理，使鋅鍍層合金化所形成之Zn-Fe合金在表面形成，而獲得表面具有經合金化之鋅鍍層的高強度鍍鋅鋼板。
進一步，在該等高強度鍍鋅鋼板的鋅鍍層或經合金化之鋅鍍層表面，亦可賦予由含磷氧化物及/或磷之複合氧化物所構成之皮膜。
在本實施形態中，在合金化處理後，宜在200至350℃之溫度下滯留30至1000秒。藉此，鋼板組織呈含回火麻田散鐵者。
又，亦可在合金化處理後，取代在200至350℃之溫度下滯留30至1000秒，而將合金化處理後的鋼板冷卻至350℃以下使麻田散鐵生成後，再加熱至350℃以上、550℃以下之溫度範圍，並使其滯留2秒以上，藉此使其生成回火麻田散鐵。又，亦可將在連續退火步驟中冷卻至500℃以下之溫域的鋼板，進一步冷卻至350℃以下而生成麻田散鐵後再加熱，並滯留於400至500℃，藉此在母材鋼板組織中生成回火麻田散鐵。
再者，本發明並非受限於上述例子者。例如，為了提高鍍層密著性，亦可對退火前的鋼板施予由選自Ni、Cu、Co、Fe之1種或複數種所構成之鍍覆。
又，再本實施形態中，亦可對退火後的鋼板施予以形狀矯正為目的之調質軋製。但，退火後之軋延率若超 過10%，則由於軟質肥粒鐵部加工硬化後延性將大幅惡化之故，軋延率係以未滿10%為佳。
[實施例]
將本發明使用實施例來進一步詳細說明。
鑄造具有表1及表2所示之A至AF化學成分(組成)與表3所示之BA至BC化學成分(組成)的扁胚，鑄造後立刻以表4至表7所示條件(扁胚加熱溫度、軋製開始溫度、1100至1000℃之溫度範圍的熱軋之(式1)值、加工熱延溫度)來熱軋、冷卻，以表4至表7所示捲取溫度來捲取，以表4至表7所示平均冷卻速度來冷卻、實施酸洗。其後，施行利用表4至表7所示軋延率之冷軋。
接著，以表8至表11所示條件施行退火來形成實驗例1至108、201至208之鋼板。在退火步驟中，將550至700℃之溫度範圍以表6至表8所示平均加熱速度來加熱，再加熱至表8至表11所示之最高加熱溫度為止，並將最高加熱溫度至700℃之溫度範圍以表8至表11所示平均冷卻速度(冷卻速度1)來冷卻，將700至500℃之溫度範圍以表8至表11所示平均冷卻速度(冷卻速度2)來冷卻，並在350至450℃之溫度範圍內進行以表8至表11所示時間來停留之停留處理，其後冷卻至室溫。
冷卻至室溫後，在實驗例6至20、實驗例70至108施行0.15%之冷軋，在實驗例23施行1.50%之冷軋，在實驗例28施行1.00%之冷軋，在實驗例31至55中則施行0.25%之冷軋。
又，在實驗例34、44、78、81中，在退火步驟後以電鍍線來施行電鍍，形成電鍍鋅鋼板。
在實驗例19、24、84中，以冷卻速度2冷卻至500℃為止後，在冷卻至350至450℃之溫度範圍為止的期間浸漬於鋅鍍浴中，形成熔融鍍鋅鋼板。
又，在實驗例29、87中，在350至450℃之溫度範圍內的停留處理後，在浸漬於鋅鍍浴後冷卻至室溫為止，形成熔融鍍鋅鋼板。
在實驗例4、14、75中，以冷卻速度2冷卻至500℃後，直到冷卻至350至450℃之溫度範圍為止的期間浸漬於鋅鍍浴中，進一步施予以在8至表11所示合金化溫度下保持30秒之合金化處理，而形成合金化熔融鍍鋅鋼板。
又，在實驗例9、58、72中，在350至450℃之溫度範圍內之停留處理後，浸漬於鋅鍍浴中，並進一步在表8至表11所示合金化溫度下保持30秒以施行合金化處理，形成合金 化熔融鍍鋅鋼板。
又，在實驗例14及72中，在鋅鍍層的表面賦予由含磷之複合氧化物所構成的皮膜。
再者，表8至表11所示「CR」係指冷軋鋼板，「GA」係指合金化熔融鍍鋅鋼板，「GI」係指熔融鍍鋅鋼板，「EG」係指電鍍鋅鋼板。
觀察實驗例1至108、201至208之鋼板中1/8厚至3/8厚之範圍的微組織並測定體積分率。其結果係如表12至表15所示。在表12至表15中，「F」係指肥粒鐵，「B」係指變韌鐵，「BF」係指變韌肥粒鐵，「TM」係指回火麻田散鐵，「M」係指初生麻田散鐵，「殘留γ」係指殘留奧斯田鐵。
微組織分率中殘留奧斯田鐵量係藉由在將板厚截面切出並研磨成鏡面之截面上併設有場致發射型掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)之電子背向散射繞射(EBSD：Electron Back Scattaring Diffraction)解析機來測定，此外，可將研磨成鏡面之截面進行硝太蝕刻，並用FE-SEM觀察求得。
又，作為殘留奧斯田鐵(γ)之平均長寬比(γ長寬 比)，係綜合下述兩測定的結果求得40個殘留奧斯田鐵之長寬比的平均值：在藉由前述EBSD解析機所獲得之殘留奧斯田鐵的圖中，測定最大的20個殘留奧斯田鐵之長寬比的結果，與作成觀察與板表面平行之1/4厚之面的試驗片，同樣的進行EBSD解析並測定最大的20個殘留奧斯田鐵之長寬比的結果。
又，作為TiN粒子之平均粒徑(TiN平均尺寸)，係從觀察微組織體積分率的面，藉由萃取印模法作成穿透式電子顯微鏡(TEM)用的樣本，以TEM來測定10個TiN的粒徑(圓當量直徑)，並求取其平均值。
作為粒徑1μm以上之AlN粒子的密度，係在觀察微組織體積分率的面，以FE-SEM來觀察10.0mm2 之範圍的內含物，測定圓當量直徑超過1.0μm之內含物的組成，計數AlN與經確認之內含物的個數，來求取密度。
相對於平均Mn量(WMn)之殘留奧斯田鐵中的固溶Mn量(WMnγ)之比(WMnγ/WMn)，係藉由以下所示方法測定WMn與WMnγ來求取。
即，在求取微組織分率的觀察面上，在與EBSD解析相 同的範圍內進行EPMA解析，從所獲得之Mn濃度圖來求得WMn，進一步藉由將Mn濃度圖與殘留奧斯田鐵圖重疊，僅抽出殘留奧斯田鐵中Mn濃度的測定值，以其平均值的形式求得WMnγ。
在表16至表19係表示將實驗例1至108、201至208之鋼板的特性藉由以下所示方法評價後的結果。
從實驗例1至108、201至208之鋼板依循JIS Z 2201之規定採取拉伸試驗片，並依循JIS Z 2241之規定進行拉伸試驗，測定降伏應力「YS」、拉伸強度「TS」、全伸長量「EL」。
又，進行評價凸緣性之擴孔試驗(JFST1001)，算出拉伸凸緣性之指標的擴孔極限值「λ」。
又，將同一拉伸試驗片浸漬於加了液態氮的酒精中，冷卻至-60℃為止，取出後立刻進行拉伸試驗，求得破斷部的斷面收縮比(斷面收縮率)。
如表16至表19所示，實驗例1至108、201至208中屬本發明之實施例的實驗例係全部拉伸強度在900MPa以上，且斷面收縮率的結果高達20%以上，為耐衝擊性優異者。
相對於此，在實驗例1至108中屬比較例之實驗例係拉伸強度未滿900MPa及/或斷面收縮率的結果低，而非為高強度且耐衝擊性優異者。
又，實驗例14及72係在鋅鍍層的表面賦予由含磷之複合氧化物所構成之皮膜的例子，可獲得良好的特性。
實驗例5係熱軋前之扁胚加熱溫度低的例子，殘存有粗大的TiN，且低溫下的斷面收縮率較差。
實驗例係(式1)之值大的例子，存在有粗大的TiN，實驗例59係(式1)之值小的例子，存在粗大的AlN。實驗例10及實驗例59係低溫下的斷面收縮率較差。
實驗例15係熱軋之加工熱延溫度低的例子，因形成微組織朝一方向伸長之非均質者，故延性、拉伸凸緣性、 低溫下之斷面收縮率較差。
實驗例20係在熱軋後高捲取的例子，由於形成微組織非常粗大者之故，延性、拉伸凸緣性、低溫下的斷面收縮率較差。
實驗例25係捲取後之平均冷卻速度高、WMnγ/WMn低、對殘留奧斯田鐵之Mn增稠不充分，且低溫下之斷面收縮率較差。
實驗例35由於退火的平均加熱速度大、殘留奧斯田鐵之長寬比(γ長寬比)大之故，低溫下之斷面收縮率較差。
實驗例40係退火之最高加熱溫度低的例子，由於大量含有呈破壞起點之粗大的鐵系碳化物之故，延性、拉伸凸緣性及低溫下的斷面收縮率較差。
實驗例45係至700℃為止之冷卻速度過高，而無法獲得充分的軟質組織之故，延性及低溫下之斷面收縮率較差。
實驗例50係冷卻速度1過低，生成粗大的碳化物，無法充分地獲得硬質組織，強度較差，延性、拉伸凸緣性及低溫下之斷面收縮率較差。
實驗例54係350至450℃之停留時間短，殘留奧斯田鐵少，延性及低溫下之斷面收縮率較差。
實驗例55係在350至450℃之停留時間長，殘留奧斯田鐵少，且生成有粗大的碳化物，延性及低溫下斷面收縮率較差。
實驗例60係冷卻速度2低，生成粗大的碳化物， 延性、拉伸凸緣性、低溫下之斷面收縮率較差。
實驗例103至108係化學成分脫離預定之範圍的例子，任一者皆無法獲得充足的低溫下斷面收縮率。

Claims (12)

  1. 一種耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其特徵在於：含有以質量%計為：C：0.075至0.300%、Si：0.30至2.50%、Mn：1.30至3.50%、P：0.001至0.050%、S：0.0001至0.0050%、Al：0.001至0.050%、Ti：0.0010至0.0150%、N：0.0001至0.0050%、O：0.0001至0.0030%、剩餘部分由鐵及不可避之不純物構成；在以板厚之1/4為中心之1/8厚至3/8厚的範圍內，含有以體積分率計為1至8%之殘留奧斯田鐵，前述殘留奧斯田鐵的平均長寬比在2.0以下，且前述殘留奧斯田鐵中的固溶Mn量為平均Mn量的1.1倍以上；又具有含平均粒徑0.5μm以下之TiN粒子，且粒徑1μm以上之AlN粒子的密度在1.0個/mm2 以下之鋼板組織；且拉伸最大強度在900MPa以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其中前述鋼板組織在前述母材鋼板之1/8厚至3/8厚的範圍內，含有以體積分率計為10至75%以下之肥粒鐵 與合計為10至50%之變韌肥粒鐵及變韌鐵中之任一者或兩者，與10至50%以下之回火麻田散鐵；珍珠岩係限制在以體積分率計為5%以下，初生麻田散鐵係限制在以體積分率計為15%以下。
  3. 如申請專利範圍第1項之耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其係進一步含有以質量%計為：Nb：0.0010至0.0150%、V：0.010至0.150%、B：0.0001至0.0100%、Cr：0.01至2.00%、Ni：0.01至2.00%、Cu：0.01至2.00%、Mo：0.01至1.00%、W：0.01至1.00%，以及合計為0.0001至0.5000%的Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之1種或2種以上。
  4. 如申請專利範圍第1項之耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其係在表面形成有鋅鍍層者。
  5. 如申請專利範圍第4項之耐衝擊特性優異之高強度鋼板，其係在前述鋅鍍層的表面形成有由含磷氧化物及/或磷之複合氧化物所構成之皮膜。
  6. 一種耐衝擊特性優異之高強度鋼板的製造方法，其係具備下述步驟：熱軋步驟，係將含有以質量%計為： C：0.075至0.300%、Si：0.30至2.50%、Mn：1.30至3.50%、P：0.001至0.050%、S：0.0001至0.0050%、Al：0.001至0.050%、Ti：0.0010至0.0150%、N：0.0001至0.0050%、O：0.0001至0.0030%、剩餘部分由鐵及不可避的不純物所構成之扁胚加熱至1210℃以上，且在至少1100至1000℃之溫度範圍內以滿足下述(式1)條件進行軋延，在800℃與Ar3 變態點中較高溫度以上且970℃以下之加工熱延溫度下完成軋延，在750℃以下之溫域進行捲取，並以15℃/小時以下之平均冷卻速度來冷卻者；冷軋步驟，係在前述熱軋步驟後，以30至75%之軋延率進行冷軋者；連續退火步驟，係在前述冷軋步驟後，進行下述退火：將550至700℃之溫度範圍以10℃/秒以下之平均加熱速度來加熱，將最高加熱溫度設在(Ac1 變態點+40)至1000℃間，並在最高加熱溫度至700℃之溫度範圍內以1.0至10.0℃/秒之平均冷卻速度來冷卻，在700至500℃之溫度範圍內以5.0至200.0℃/秒之平均冷卻速度來冷卻，並在350至450℃之溫度範圍進行30至1000秒之停留 處理； (式1)中，i表示道次數，Ti表示第i道次的加工溫度，ti表示從第i道次至i+1道次為止的經過時間，εi係表示第i道次的軋延率。
  7. 如申請專利範圍第6項之耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其中前述扁胚進一步含有以質量%計為：Nb：0.0010至0.0150%、V：0.010至0.150%、B：0.0001至0.0100%、Cr：0.01至2.00%、Ni：0.01至2.00%、Cu：0.01至2.00%、Mo：0.01至1.00%、W：0.01至1.00%，以及合計為0.0001至0.5000%的Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之1種或2種以上。
  8. 一種耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其係在如申請專利範圍第6項之製造方法的連續退火步驟 中，在停留處理之後施予電鍍鋅而在前述鋼板的表面形成鋅鍍層者。
  9. 一種耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其係在如申請專利範圍第6項之製造方法的連續退火步驟中，在700至500℃之溫度範圍的冷卻後、350至450℃之溫度範圍的停留處理前或前述停留處理之後，將前述鋼板浸漬於鋅鍍浴中，而於前述鋼板表面形成鋅鍍層者。
  10. 如申請專利範圍第9項之耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其係在浸漬於前述鋅鍍浴之後，將前述鋼板再加熱至460至600℃為止，並保持2秒以上使前述鋅鍍層合金化。
  11. 如申請專利範圍第9項之耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其係在形成前述鋅鍍層後，在該鋅鍍層的表面賦予由含有磷氧化物與磷之任一者或兩者之複合氧化物所構成之皮膜。
  12. 如申請專利範圍第10項之耐衝擊性優異之高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其係在使前述鋅鍍層合金化後，在該經合金化之鋅鍍層的表面賦予由含有磷氧化物與磷之任一者或兩者之複合氧化物所構成之皮膜。
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