TWI488976B - A high-strength steel sheet excellent in shape freezing property, a high-strength galvanized steel sheet and a manufacturing method thereof - Google Patents

A high-strength steel sheet excellent in shape freezing property, a high-strength galvanized steel sheet and a manufacturing method thereof Download PDF

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TWI488976B
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山口裕司
杉浦夏子
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丸山直紀
鈴木隆昌
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新日鐵住金股份有限公司
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Description

形狀凍結性優異之高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板及該等之製造方法 技術領域
本發明係有關於一種形狀凍結性優異之高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板及其等之製造方法。本案係基於2011年7月29日於日本提申之日本專利特願2011-167689號主張優先權，在此係援用其內容。
背景技術
近年，對汽車等所使用之鋼板的高強度化之要求已逐漸提高，拉伸最大應力900MPa以上之高強度鋼板亦開始被使用。
該等高強度鋼板係與軟鋼板同樣地藉由壓製加工來大量且廉價地成形，而供作為構件。然而，隨著近年之高強度化的急增，在拉伸最大應力900MPa以上之高強度鋼板會有壓製成形後立刻發生回彈，而難以成形為目標形狀等課題。
就習知之提高高強度鋼板之形狀凍結性的技術而言，係可舉出一種形狀凍結性優異的高強度高延性熔融鍍鋅鋼板，其係含有以質量%計為C：0.0001至0.3%、Al：0.001至4%、Mn：0.001至3%、Mo：0.001至4%、P：0.0001至0.3%、S：0.01%以下，且含有Al：0.001至0.5%、Mn：0.001至2%之鋼板，其特徵在於：具有含未滿20%之鐵，且殘部由Zn及不可避之不純物所構成的鍍層，含有肥粒鐵或 肥粒鐵及變韌鐵以體積分率合計為50至97%作為主相，含有奧斯田鐵以體積分率計合計為3至50%作為第2相，且降伏比更在0.7以下。(參照例如專利文獻1)
又，就習知之提高高強度鋼板的形狀凍結性之技術而言，係可舉出一種加工性及形狀凍結性優異的高強度鋼板，其係含有以質量%計各為C：0.06至0.6%，Si+Al：0.5至3%，Mn：0.5至3%，P：0.15%以下(不含0%)、S：0.02%以下(含0%)，且回火麻田散鐵相對於全組織之面積率為15%以上，肥粒鐵相對於全組織之面積率為5至60%，殘留奧斯田鐵相相對於全組織之體積率為5%以上，具有亦可進一步含有變韌鐵及/或麻田散鐵之組織，且在前述殘留奧斯田鐵相中，藉由增加2%形變而變態成麻田散鐵之殘留奧斯田鐵相的比例為20至50%。(參照例如專利文獻2)
進一步，就習知之提高高強度鋼板之形狀凍結性的技術而言，係可舉出一種衝撃特性與形狀凍結性優異之高強度冷軋鋼板的製造方法，該鋼板係具有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，且經由下述處理後形成多邊形肥粒鐵+針狀肥粒鐵+變韌鐵+殘留奧斯田鐵相+麻田散鐵之5相組織者：將對Mn鑄片之偏析度為1.05至1.10的扁胚熱軋，並進一步冷軋後，以連續退火線在750至870℃之2相域或單相域中以保持時間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以下冷卻後，以平均冷卻速度10℃/s以上冷 卻至350至460℃為止並保持30秒至20分鐘後，冷卻至室溫。(參照例如專利文獻3)
進一步，就習知之提高高強度鋼板之形狀凍結性的技術而言，係可舉出一種成形性及形狀凍結性優高強度鋼板，其特徵在於主要由以體積分率計為20至97%之肥粒鐵相與3%以上之殘留奧斯田鐵相所組成，且肥粒鐵相以外之部分的結晶粒的長寬比在2.5以下者所佔比例為50至95%；宜含有C：0.05至0.30質量%、Si：2.0質量%以下、Mn：0.8至3.0質量%、P：0.003至0.1質量%、S：0.01質量%以下、Al：0.01至2.50質量%、N：0.007質量%以下，且Si與Ai滿足Si+Al≧0.50質量%的關係。(參照例如專利文獻4)
進一步而言，本申請人揭示有一種具有預定成分，鋼板組織由以體積分率計為10至50%之肥粒鐵相、10至50%之回火麻田散鐵相與殘部硬質相所構成，延性與拉伸凸緣性優異的高強度鋼板。(參照例如專利文獻5)
[習知技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2003-253386號公報
[專利文獻2]日本專利特開2004-218025號公報
[專利文獻3]日本專利特開2004-300452號公報
[專利文獻4]日本專利特開2007-154283號公報
[專利文獻5]WO2012/036269A1公報
發明概要
然而，專利文獻1中由於必須大量地添加高價的Mo，固有使生產成本增大的問題。
又，在專利文獻2中，將熱延後的退火步驟分為兩步驟進行，不僅使製造步驟變得複雜，且難以安定並確保拉伸最大強度900MPa以上之高強度鋼板的形狀凍結性。
又，在專利文獻3中，在製造扁胚時，必須進行控制鑄造條件以減弱扁胚中的Mn中心偏析之處理，而有生產效率低下之疑慮。
又，在專利文獻4中，雖規定了可使形狀凍結性提高之鋼板組織及結晶粒的長寬比，但並未有用於確保延性及拉伸強度之規定，就確保拉伸最大強度900MPa以上之高強度鋼板而言並不安定。進一步而言，該種900MPa以上之高強度域的形狀凍結性不充足，而期望能更加提高形狀凍結性。
又，在專利文獻5中，係以具有10至50%之回火麻田散鐵相為基本，而有加工性低劣的顧慮。
在此，本發明係有鑑於該等事情而完成者，其目的在於提供一種確保拉伸最大強度900MPa以上之高強度且具有優異的形狀凍結性與加工性之高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板及其等之製造方法。
本發明者等為了解決上述課題而致力進行了研究。其結果，發現：以具有殘留奧斯田鐵相之微組織作為 鋼板的微組織，並進一步藉由在殘留奧斯田鐵相中使Si、Mn增稠來確保拉伸最大強度900MPa以上之高強度，提高成形初期的加工硬化量，而獲得具有優異形狀凍結性與加工性的鋼板。
以解決上述課題為目的之本發明的要旨係如下所述。
(1)
一種形狀凍結性優異的高強度鋼板，其係含有以質量%計為C：0.075至0.300%、Si：0.30至2.5%、Mn：1.3至3.50%、P：0.001至0.030%、S：0.0001至0.0100%、Al：0.080至1.500%、N：0.0001至0.0100、O：0.0001至0.0100，且殘部由Fe及不可避之不純物所構成之鋼板；在鋼板之1/8厚至3/8厚的範圍內，鋼板組織含有以體積分率計為5至20%之殘留奧斯田鐵相，前述殘留奧斯田鐵相所含有之固溶C量以質量%為0.80至1.00%，前述殘留奧斯田鐵相所含有之固溶Si量WSiγ係鋼板之1/8厚至3/8厚範圍內之平均Si量WSi*的1.10倍以上，前述殘留奧斯田鐵相所含有之固溶Mn量WMnγ係鋼板之1/8厚至3/8厚範圍內之平均Mn量WMn*的1.10倍以上，在鋼板1/8厚至3/8厚的範圍內，設定複數個直徑1μm以下的測定領域，在測定前述複數個測定領域之Si量測定值WSi與前述平均Si量WSi*之比，與前述複數個測定領域之Al量測定值WAl與前述平均Al量WAl*之比的和之次數分配時，前述次數分配之眾數為1.95至2.05，且峰度在2.00以上。
(2)
如(1)之形狀凍結性優異的高強度鋼板，其鋼板組織係含有以體積分率計為10至75%之肥粒鐵相與合計為10至50%之變韌肥粒鐵相與變韌鐵相中任一者或兩者，且回火麻田散鐵相係限制在以體積分率計為未滿10%，初生麻田散鐵相係限制在以體積分率計為15%以下。
(3)
一種形狀凍結性優異的高強度鋼板，其進一步含有以質量%計為Ti：0.005至0.150%、Nb：0.005至0.150%、V：0.005至0.150%、B：0.0001至0.0100%之1種或2種以上。
(4)
如(1)之形狀凍結性優異的高強度鋼板，其進一步含有以質量%計為Mo：0.01至1.00%、W：0.01至1.00%、Cr：0.01至2.00%、Ni：0.01至2.00%、Cu：0.01至2.00%之1種或2種以上。
(5)
如(1)之形狀凍結性優異的高強度鋼板，其含有以質量%計之合計為0.0001至0.5000%的Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之1種或2種以上。
(6)
一種形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板，其係在如(1)之高強度鋼板的表面形成有鋅鍍層而成者。
(7)
如(6)之形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板，其中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。
(8)
一種形狀凍結性優異的高強度鋼板之製造方法，其係具有熱軋步驟：將含有以質量%計為C：0.075至0.300%、Si：0.30至2.5%、Mn：1.3至3.50%、P：0.001至0.030%、S：0.0001至0.0100%、Al：0.080至1.500%、N：0.0001至0.0100、O：0.0001至0.0100，且殘部由Fe及不可避之不純物所構成之扁胚加熱至1100℃以上，在以850℃或者Ar3溫度中較高者為下限之溫域進行熱軋，進行第1冷卻，即在從軋製完成後到捲取開始為止的範圍以平均為10℃/秒以上之速度來冷卻，在捲取溫度600至750℃之範圍內進行捲取，進行第2冷卻，即將捲取後的鋼板在從前述捲取溫度至(前述捲取溫度-100)℃為止的範圍內以平均15℃/時以下之速度冷卻；與連續退火步驟：在前述第2冷卻之後，將前述鋼板以最高加熱溫度(Ac1+40)℃至1000℃來退火，接著，進行第3冷卻，其在從前述最高加熱溫度至700℃為止之範圍的平均冷卻速度為1.0至10.0℃/秒，接著，進行第4冷卻，其在700℃至500℃之範圍的平均冷卻速度為5.0至200.0℃/秒，接著，進行停留處理，將前述第4冷卻後的鋼板在350至450℃之範圍內保持30至1000秒。
(9)
如(8)之形狀凍結性優異的高強度鋼板的製造方法，其中在前述熱軋步驟與前述連續退火步驟之間，具備冷軋步驟，係在酸洗後以30至75%之軋縮率來進行冷軋者。
(10)
如(8)之形狀凍結性優異的高強度鋼板的製造方法，其中在前述連續退火步驟之後，具備調質軋製步驟，其係將鋼板以未滿10%之軋縮率來施行軋製者。
(11)
一種形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其中在以(8)之製造方法製造高強度鋼板時進行了前述停留處理後，施行電鍍鋅而在前述鋼板的表面形成鋅鍍層。
(12)
一種形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其中在以(8)之製造方法製造高強度鋼板時之前述第4冷卻與前述停留處理之間，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的表面形成鋅鍍層。
(13)
如(12)之形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其中在浸漬於前述鋅鍍浴之後，將前述鋼板再加熱至460至600℃，保持2秒以上以使前述鋅鍍層合金化。
(14)
如(11)之形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板的製造方法，其中再形成前述鋅鍍層後，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的複合氧化物所構成之皮膜。
(15)
如(13)之形狀凍結性優異的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，賦予由含有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及高強度鍍鋅鋼板係具有預定的化學成分，在鋼板之1/8厚至3/8厚的範圍內，測定Si量測定值與平均Si量之比，與Al量測定值與平均Al量之比的和之次數分配時，由於該次數分配的眾數為1.95至2.05，且峰度在2.00以上之故，在鋼板之全域Si或者Al之任一者皆可形成以與平均量等量以上之方式存在的分配狀態。藉此，可抑制鐵系碳化物的生成，且能防止C作為碳化物被消耗。因此，可安定並確保殘留奧斯鐵相，其結果，可使形狀凍結性、延性及拉伸強度大幅提高。
又，本發明之高強度鋼板及高強度鍍鋅鋼板係殘留奧斯田鐵相以體積分率計係佔5至20%，殘留奧斯田鐵相所含有的Si量為平均Si量的1.10倍以上，殘留奧斯田鐵相所含有的Mn量更為平均Mn量之1.10倍以上，更因殘留奧斯田鐵相所含有的C量以質量%計為0.80至1.00%之故，在確保拉伸最大強度900MPa以上之高強度的同時，可獲得具有優異形狀凍結性與加工性的鋼板。
又，在本發明之鋼板的製造方法中，由於將具有預定化學成分之扁胚形成為熱軋線圈的步驟具備：第1冷卻步驟，將從熱軋完成至捲取為止之冷卻速度設為10℃/秒以上；捲取步驟，將鋼板在600至700℃下形成線圈；第2冷卻 步驟，將從捲取溫度至(捲取溫度-100)℃為止之平均冷卻速度設為15℃/時以下；因此可使鋼板內部之固溶Si與固溶Al對稱地分布，亦即在Si量高的位置Al量就變低，且可使固溶Si經增稠的位置與固溶Mn經增稠的位置統一。
進一步，在本發明之鋼板的製造方法中，由於使鋼板穿過連續退火線的步驟係具有：退火步驟，以最高加熱溫度(Ac1+40)℃至1000℃來退火；第3冷卻步驟，從最高加熱溫度至700℃為止將鋼板以平均1.0至10.0℃/秒來冷卻；第4冷卻步驟，將第3冷卻步驟後的鋼板從700℃至500℃為止以平均5.0至200.0℃/秒之速度冷卻；與停留步驟，係使第4冷卻步驟後的鋼板在350至450℃之範圍內停留；因此鋼板的微組織係含有5至20%之殘留奧斯田鐵相，且可在殘留奧斯田鐵相中使預定濃度的Si、Mn、C固溶，固能確保拉伸最大強度900MPa以上之高強度，且獲得具有優異形狀凍結性與加工性的高強度鋼板或高強度鍍鋅鋼板。
用以實施發明之形態
以下將詳細地說明關於本發明之形狀凍結性優異的高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板及其等之製造方法。
<高強度鋼板>
本發明之高強度鋼板係含有質量%計各為C：0.075至0.300%、Si：0.30至2.5%、Mn：1.3至3.50%、P：0.001至0.030%、S：0.0001至0.0100%、Al：0.080至1.500%、N：0.0001至0.0100、O：0.0001至0.0100，且殘部由Fe及不可 避之不純物所構成之鋼板；在鋼板之1/8厚至3/8厚的範圍內，鋼板組織係含有以體積分率計為5至20%之殘留奧斯田鐵相，且殘留奧斯田鐵相所含有的固溶C量以質量%計為0.80至1.00%，殘留奧斯田鐵相所含有的固溶Si量WSiγ係鋼板之1/8厚至3/8厚範圍內之平均Si量WSi*的1.10倍以上；殘留奧斯田鐵相所含有的固溶Mn量WMnγ係鋼板之1/8厚至3/8厚範圍內之平均Mn量WMn*的1.10倍以上；在鋼板之1/8厚至3/8厚的範圍內，設定複數個直徑1μm以下之測定領域，在測定複數測定領域之Si量測定值WSi與前述平均Si量WSi*之比，與複數測定領域之Al量測定值WAl與前述平均Al量WAl*之比的和之次數分配時，次數分配的眾數為1.95至2.05，且峰度在5.00以上。
以下，說明關於限定本發明之鋼板組織及化學成分(組成)的理由。再者，%之標記之在沒有特別註明的時候，就組織而言係意指體積分率，就組成而言係意指質量%。
本發明之高強度鋼板的鋼板組織係具有預定的化學成分；在鋼板之1/8厚至3/8厚的範圍內，含有以體積分率計為5至20%之殘留奧斯田鐵相，殘留奧斯田鐵相中的固溶C量以質量%計為0.80至1.00%；殘留奧斯田鐵相中之固溶Mn量WMnγ與鋼板之1/8厚至3/8厚範圍中的平均Mn量WMn*之比WMnγ/WMn*為1.10以上；殘留奧斯田鐵相中之固溶Si量WSiγ與鋼板之1/8厚至3/8厚範圍中的平均Si量WSi*之比WSiγ/WSi*為1.10以上，因此可確保拉伸強度900MPa以上之高強度，且形成具有優異形狀凍結性與加工性的鋼板。
再者，在鋼板組織的整體中，期望含有以體積分率計為5至20%之殘留奧斯田鐵。然而，以鋼板板厚的1/4為中心之1/8厚至3/8厚的範圍之金屬組織，係可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5至20%之殘留奧斯田鐵，實質上就可視為在鋼板的組織整體中，係含有以體積分率計為5至20%之殘留奧斯田鐵。為此，本發明中，係就母材鋼板之1/8厚至3/8厚之範圍的殘留奧斯田鐵之體積分率範圍進行規定。
殘留奧斯田鐵相的體積分率係以平行於鋼板板面且1/4厚的面為觀察面來進行X射線解析，算出面積分率，且可將其視為體積分率。
再者，在1/8厚至3/8厚之範圍的微組織係均質性高、若在夠廣的領域內進行測定，即便只在1/8厚至3/8厚處進行測定，亦可獲得代表1/8厚至3/8厚之範圍的微組織分率。
殘留奧斯田鐵相係在平行於鋼板板面之1/8厚至3/8厚之任意的面上進行X射線繞射試驗，算出面積分率並可將其視為1/8厚至3/8厚之範圍的體積分率。具體而言，在平行於鋼板板面之1/4厚的面，係宜以250000平方μm以上之範圍來進行X射線繞射試驗。
以下，將詳細地說明關於進入殘留奧斯田鐵相中的固溶元素及固溶元素量。
(殘留奧斯田鐵相)
固溶於殘留奧斯田鐵相中的元素量係可決定殘留奧斯田鐵之安定性，而使其變化以用於使殘留奧斯田鐵相變態 為硬質的麻田散鐵所必需之應變量。為此，藉由控制殘留奧斯田鐵相之固溶元素量來控制加工硬化動作，可大幅地提高形狀凍結性、延性及拉伸強度。
提高C，提高變態後之麻田散鐵強度的元素。由於固溶C量若未滿0.80%則無法充分地獲得利用殘留奧斯田鐵可得之延性提高效果，故在本實施型態中，將固溶C量的下限設為0.80%。再者，為了充分地提高延性，固溶C量係以0.85%以上為佳，且以0.90%以上為佳。另一方面，固溶C量若超過1.00%，則變態後之麻田散鐵的強度變得過高，對受到拉伸凸緣變形等局部大應變的加工而言，該麻田散鐵漿作為破壞起點來作用，反而使成形性惡化，因此將固溶C量的上限設為1.00%。由此觀點看來，固溶C量係以0.98%以下為佳，且以0.96%以下為更佳。
再者，殘留奧斯田鐵相中的固溶C量(Cγ)，係以與殘留奧斯田鐵相之面積分率的測定相同的條件來進行X射線繞射試驗，求取殘留奧斯田鐵相之格子狀數a，可使用下述式(1)來求取。
殘留奧斯田鐵相中的固溶Mn係提高殘留奧斯田鐵相之安定性的元素。將殘留奧斯田鐵相中之固溶Mn量設為WMnγ，將鋼板之1/8厚至3/8厚之範圍的平均Mn量設為WMn*時，在本實施形態中，將兩者之比的下限WMnγ/WMn* 設為1.1以上。再者，為了提高殘留奧斯田鐵相之安定性，WMnγ/WMn*係以1.15以上為佳，以1.20以上為更佳。
又，殘留奧斯田鐵相中的固溶Si在輕應變領域中係適度地使殘留奧斯田鐵不安定，為提高加工硬化能、提高形狀凍結性之元素。亦即，由於在殘留奧斯田鐵相中藉由使Si增稠可賦予殘留奧斯田鐵相適度的不安定性之故，在外加形變的時候可容易地變態，在加工時的初期階段可使其發生充分的加工硬化。另一方面，殘留奧斯田鐵中的固溶Si在高應變領域中係提高殘留奧斯田鐵相之安定性，且有助於局部延性之元素。
在本實施形態中，將殘留奧斯田鐵中的固溶Si量WSiγ與鋼板之1/8厚至3/8厚之範圍的平均Si量WSi*之比WSiγ/WSi*設為1.10以上，藉此可獲得上述之固溶Si的影響。再者，WSiγ/WSi*係以1.15以上為佳，且以1.20以上為更佳。
又，殘留奧斯田鐵相中之固溶Mn及Si量在鋼板之1/8厚至3/8厚之範圍中首先，以平行於鋼板之軋製方向的板厚截面作為觀察面來採取試料。接著，在以1/4厚為中心、鋼板之1/8厚至3/8厚的範圍內進行EPMA分析，測定Mn及Si量。測定係將探針徑設為0.2至1.0μm，將每1點的測定時間設為10ms以上來進行，於面分析中在2500點以上之點測定Mn及Si量，作成Si及Mn濃度圖。
在此，在上述測定結果中，Mn濃度超過各點添加Mn濃度之3倍的點，一般認為是測定到Mn硫化物等之夾雜物的點。又，Mn濃度未滿添加Mn濃度之1/3倍的點，一般認 為係測定到Al氧化物等之夾雜物的點。該等夾雜物中的Mn濃度由於幾乎不會影響到鐵氧體中的相變態動作之故，視為從上述測定結果除去夾雜物之測定結果再者，關於Si之測定結果亦進行同樣地處理，視為從上述測定結果除去夾雜物之測定結果。
接著，在上述EPMA分析之前或後任一者，將所分析的領域藉由EBSD解析發來觀察，將FCC鐵(殘留奧斯田鐵相)與BCC鐵(肥粒鐵)的分布作圖，將所獲得之圖與Si及Mn濃度圖重疊，讀取與FCC鐵，即殘留奧斯田鐵之領域重疊之領域的Si及Mn量。藉此，可求得殘留奧斯田鐵相中之固溶Si及Mn量。
殘留奧斯田鐵相中的固溶Si係如上所述，在輕應變領域中適度地使殘留奧斯田鐵相不安定，為可提高加工硬化能、提高形狀凍結性的元素；在高應變領域中為提高殘留奧斯田鐵相之安定性、有助於局部延性之元素，且亦為抑制鐵系碳化物之生成的元素。
通常，僅在殘留奧斯田鐵相中使Si增稠，就會在Si未增稠處生成鐵系碳化物，而非所欲地使屬奧斯田鐵安定化元素之C作為氮化物被消費，其結果，無法充分地確保殘留奧斯田鐵相，而有形狀凍結性惡化等課題。
在此，在本實施形態中，適量地添加與Si同為抑制鐵系碳化物生成之元素的Al，在熱軋步驟中已預定的熱歷程來處理，藉此可將Si有效率地增稠於殘留奧斯田鐵中。又，此時，Al係表現出與Si濃度分布相反的濃度分布，Si濃度越 低的領域Al就變得越高。因此，在殘留奧斯田鐵中，在Si濃度高的領域藉由Si來抑制鐵系碳化物之生成，在Si濃度低的領域係可取而代之地藉由Al來抑制鐵系碳化物的生成。藉此，在殘留奧斯田鐵相中，可防止C以碳化物形式被消費，而能有效率地獲得殘留奧斯田鐵相。又，由可抑制在加工時為破壞之起點的粗大鐵系碳化物之生成的點看來，有助於提高形狀凍結性、延性及拉伸強度。
Si係使奧斯田鐵不安定的元素，一般而言，在殘留奧斯田鐵相中Mn會增稠，在肥粒鐵中Si會增稠。然而，在本發明中，藉由添加Al、歷經預定之製造條件，可使Al在肥粒鐵中增稠，Si在殘留奧斯田鐵相中增稠。
又，在平行於本實施形態之鋼板軋製方向的板厚截面中，將以1/4厚為中心之1/8厚至3/8厚之各測定領域中Si量的測定值WSi與1/8厚至3/8厚之平均Si量WSi*之比，與同樣將Al量測定值WAl與1/8厚至3/8厚之平均Al量WAl*之比的和F(WSi，WAl)=WSi/WSi*+WAl/WAl*之次數分配(直方圖)作成時，將眾數設在1.95至2.05的範圍內，將下述式(2)所定義之直方圖的峰度K設為2.00以上。再者，前述測定領域係設為直徑1μm以下，設定複數個這樣的測定領域來測定Si量與Al量。
如此，在鋼板之全域中使Si或者Al中任一者以與平均量之等量以上的方式存在，藉由形成這樣的分配狀態，可抑制鐵系碳化物的生成，因此，可安定而確保殘留奧斯田鐵相，其結果，可使形狀凍結性、延性及拉伸強度大幅提 高。
無論是在眾數未滿1.95、超過2.05或峰度K未滿2.00之情況任一者之中，在測定範圍中都存在有鐵系碳化物之生成抑制能力小的領域，而有無法獲得充分的形狀凍結性、成形性及/或強度之可能性。由此觀點看來，峰度K係以2.50以上為佳，且以3.00以上為更佳。
在此，峰度K係指由數據藉由下述(2)式所求得之數字，係將數據的次數分配與常態分布比較、評價而得的數值。峰度變成負數時，數據之次數分配曲線係相對地表示為平坦，絕對值越大則表示離常態分布越遠。
再者，下述式(2)中的Fi係第i測定點之F(WSi，WAl)值，F*係F(WSi，WAl)之平均值，s*係F(WSi，WAl)的標準偏差，而N係所獲得之直方圖的測定點數。
再者，固溶C、Mn、Si及Al量之測定方法非受限於上述手法。亦可使用例如EMA法或進行使用三次元原子探針(3D-AP)之直接觀察。
(微組織)
本發明之高強度鋼板的鋼板組織，除了上述之殘留奧斯田鐵相以外，以體積分率計，含有肥粒鐵相：10至75%，變韌肥粒鐵與變韌鐵相之任一者或兩者之合計為10至50%， 回火麻田散鐵相係宜限制在以體積分率計未滿10%，而初生麻田散鐵相係宜限制在以體積分率計15%以下。本發明之高強度鋼板為具有該種鋼板組織者時，係具有較優異之形狀凍結性及成形性的鋼板。
「肥粒鐵相」
肥粒鐵相係對於延性之提高有效的組織，在鋼板組織中以體積分率計宜含有10至75%。鋼板組織所含有的肥粒鐵相之體積分率，由延性的觀點看來，係以含有15%以上為佳，且以含有20%以上為更佳。又，要充分提高鋼板的拉伸強度，係以將鋼板組織所含有之肥粒鐵相的之體積分率設為65%以下為較佳，且以設為50%以下為更佳。肥粒鐵相的體積分率未滿10%時，有無法獲得充足延性的疑慮。另一方面，由於肥粒鐵相為軟質的組織之故，體積分率若超過75%則可能無法獲得充分的強度。
「變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相」
變韌肥粒鐵及/或變韌鐵係為了有效率地獲得殘留奧斯田鐵相所必需的組織，在鋼板組織中係以含有以體積分率計合計為10至50%為佳。又，變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相係具有在軟質的肥粒鐵相、硬質的麻田散鐵相、回火麻田散鐵相及殘留奧斯田鐵相中間之強度的微組織，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，變韌肥粒鐵相及/或變韌鐵相之體積分率若超過50%，降伏應力將過度地增高，有形狀凍結性惡化之疑慮因而不宜。
「回火麻田散鐵相」
回火麻田散鐵相係使拉伸強度提高的組織。然而，由於麻田散鐵係優先消費Si含量多之未變態奧斯田鐵而生成之故，在大量含有回火麻田散鐵之鋼板中，有Si含量多之殘留奧斯田鐵少之傾向。又，回火麻田散鐵若在10%以上，則由於降伏應力將過度地增高，有形狀凍結性惡化之顧慮因而不宜。因此，在本發明中，回火麻田散鐵係限制在以體積分率計未滿10%。回火麻田散鐵相係以8%以下為佳，且以6%以下為較佳。
「初生麻田散鐵相」
初生麻田散鐵相雖可使拉伸強度大幅提高，但另一方面也是破壞起點而使拉伸凸緣性惡化。進一步，麻田散鐵係優先消費Si含量多之未變態奧斯田鐵而生成之故，在大量含有初生麻田散鐵之鋼板中，有Si含量多之奧斯田鐵較少的傾向。從拉伸凸緣性及形狀凍結性的觀點看來，鋼板組織中的初生麻田散鐵相以體積分率計係以限制在15%以下為佳。要進一步提高拉伸凸緣性係以將初生麻田散鐵之體積分率設為10%以下為較佳，且以設為5%以下為更佳。
「其他的微組織」
在本發明之高強度鋼板的鋼板組織中，亦可含有珍珠岩及/或粗大的雪明碳鐵等上述以外的組織。然而，高強度鋼板之鋼板組織中珍珠岩及/或粗大的雪明碳鐵若變多，則延性會惡化。由此點看來，鋼板組織所含有之珍珠岩及/或粗大的雪明碳鐵之體積分率係以合計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。
本發明之高強度鋼板的鋼板組織所含有的肥粒鐵、變韌肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵及初生麻田散鐵之體積分率係可將垂直於鋼板之軋製方向的板厚截面作為觀察面來採取試料，研磨並硝太蝕刻觀察面，以場致發射型掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)來觀察以板厚之1/4為中心之1/8厚至3/8厚的範圍，測定其面積分率並將其視為體積分率。
如此，除了殘留奧斯田鐵相之微組織的分率係可在1/8厚至3/8厚之任意的位置以電子顯微鏡觀察測定。具體而言，在垂直於母材鋼板之板面且平行於軋製方向之面上，1/8厚至3/8厚的範圍內，以彼此互相間隔1mm以上之距離所設定之3個以上的視野中，利用電子顯微鏡進行觀察，算出觀察面積之合計為5000平方μm以上之範圍內的體積分率，可將其視為1/8厚至3/8厚之範圍的體積分率。
肥粒鐵係塊狀的結晶，且內部無長徑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殘存的肥粒鐵，與在肥粒鐵變態溫域中新生成之肥粒鐵之體積分率的和。
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。
(化學成分)
接下來，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%]。
「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係用於在退火步驟中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鐵系碳化物，而無法獲得足夠量之殘留奧斯田鐵相，且900MPa以上之拉伸最大強度與形狀凍結性將無法並存。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0.030%」
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0.030%則熔接部將大幅地脆化之故，將P的含量限定在0.030%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0.0100%」
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。由此點看來，將S含量之上限值設在0.0100%以下。又，由於S與Mn結合形成粗大的MnS會使延性及拉伸凸緣性降低之故，宜設為0.0050%，且較宜設為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%以下將伴隨製造成本的大幅增加之故，將0.0001%設為下限值。
「Al：0.080%至1.500%」
Al係抑制鐵系碳化物之生成而易獲得殘留奧斯田鐵相之元素。又，藉由適量添加Al，可提高殘留奧斯田鐵相中的固溶Si量，而能提高形狀凍結性。然而，Al的含量若超過1.500%則熔接性將惡化之故，係將Al含量的上限設為1.500%。由此觀點看來，Al的含量係以設為1.200%以下為佳，且以設為0.900%以下為較佳。另一方面，Al的含量未滿0.080%時，提高殘留奧斯田鐵相中之固溶Si量的效果不 充分，而無法確保足夠的形狀凍結性。Al變高時，因Si變得易增稠於殘留奧斯田鐵相中，故Al含量宜為0.100%以上，更宜為0.150%以上。
「N：0.0001至0.0100%」
由於N會形成粗大氮化物而降低延性及拉伸凸緣性，因此有抑制其添加量之必要。N的含量若超過0.0100%則該影響將呈顯著，因此將N含量的範圍設為0.0100%以下。又，N係會成為溶接時的氣孔產生原因，因此越少越好。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0.0100%」
O會形成氧化物而使延性及拉伸凸緣性惡化，因此，有抑制其添加量之必要。若O的含量超過0.0100%，拉伸凸緣性之惡化將呈顯著，因此將O含量的上限設為0.0100%以下。O的含量宜為0.0080%以下且更宜為0.0060%。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。
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。
「Ti：0.005至0.150%」
Ti係以透過利用析出物強化、肥粒鐵結晶粒之成長抑制所造成之細粒強化及再結晶抑制的差排強化，而有助於 鋼板的強度提高之元素。然而，Ti的含量若超過0.150%，則碳氮化物的析出變多且成形性惡化之故，Ti的含量係以0.150%以下為佳。由成形性的觀點看來，Ti的含量係以0.100%以下為佳，且以0.070%以下為較佳。Ti含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但若要充分地獲得利用Ti可得到的強度提高效果，Ti含量係以0.005%以上為佳。就鋼板之高強度化而言，Ti的含量係以0.010%以上為較佳，且以0.015%以上為更佳。
「Nb：0.005至0.150%」
Nb係以透過利用析出物強化、肥粒鐵結晶粒之成長抑制所造成之細粒強化及再結晶抑制的差排強化，而有助於鋼板的強度提高之元素。然而，Nb的含量若超過0.150%則碳氮化物增加且成形性惡化之故，Nb的含量係以0.150%以下為佳。從成形性的觀點看來，Nb含量係以0.100%以下為較佳，且以0.060%以下為更佳。Nb含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但若要充分地獲得利用Nb所得到的強度提高效果，Nb的含量係以0.005%以上為佳。就鋼板之高強度化而言，Nb的含量係以0.010%以上為較佳，且以0.015%以上為更佳。
「V：0.005至0.150%」
V係以透過利用析出物強化、肥粒鐵結晶粒之成長抑制所造成之細粒強化及再結晶抑制的差排強化，而有助於鋼板的強度提高之元素。然而，V的含量若超過0.150%則碳氮化物增加且成形性惡化之故，V的含量係以0.150%以下 為佳。V含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但若要充分地獲得利用V所得到的強度提高效果，V的含量係以0.005%以上為佳。
「B：0.0001至0.0100%」
B係對高強度化有效的元素，亦可取代C及/或Mn之一部份來添加。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。從生產性的觀點看來，B的含量係以0.0050%以下為較佳，且以0.0030%以下為更佳。B含量之下限即便不特別制定亦可發揮本發明的效果，但若要充分地獲得利用B所得到的高強度化，B的含量係以0.0001%以上為佳。就高強度化而言，B的含量係以0.0003%以上為較佳，且以0.0005%以上為更佳。
「Mo：0.01至1.00%」
Mo係對高強度化有效的元素，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，因此，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。
「Cr：0.01至2.00%」
Cr係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。
「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、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、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、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、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RareEarth 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。
又，本發明之高強度鋼板，藉由在表面形成有鋅鍍層或經合金化之鋅鍍層而形成高強度鍍鋅鋼板。藉由在高強度鋼板的表面形成鋅鍍層，使其成為具有優異之耐蝕性者。又，藉由在高強度鋼板的表面形成有經合金化之鋅鍍層，使其成為具有優異耐蝕性，且塗料密著性優異者。 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，本發明之高強度鋼板，亦可在上述鋅鍍層的表面，形成由含磷氧化物及/或磷之複合氧化物所構成之皮膜。藉此，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。
<高強度鋼板的製造方法>
接下來，就本實施形態之高強度鋼板的製造方法進行說明。
本實施形態之高強度鋼板的製造方法係具有熱軋步驟與連續退火步驟；其中熱軋步驟係進行第1冷卻步驟：將具有上述化學成分的扁胚加熱至1100℃以上，並在以850℃或者Ar3溫度中較高者為下限之溫域內進行熱軋，將軋製完成後至捲取開始為止的範圍以平均10℃/秒以上的速度冷卻；及第2冷卻步驟：在捲取溫度600至750℃之範圍內捲取，將捲取後的鋼板在從捲取溫度至(捲取溫度-100)℃為止之範圍以平均15℃/時以下之速度來冷卻；而連續退火步驟係在第2冷卻後，將鋼板以最高加熱溫度(Ac1+40)℃至1000℃來進行退火，接著進行第3冷卻：在最高加熱溫度至700℃之範圍的平均冷卻速度為1.0至10.0℃/秒；接著進行第4冷卻：700℃至500℃之範圍之平均冷卻速度為5.0至200.0℃/秒；接著進行停留處理：將第4冷卻後之鋼板在350至450℃之範圍內保持30至1000秒。
以下說明關於上述製造條件的限定理由。
要製造本實施形態之高強度鋼板，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，扁胚加熱溫度需設為1100℃以上。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，而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，而不利於延性及彎曲性。又，加工軋製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，因此扁胚加熱溫度需設為1100℃以上。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溫度係藉由下式計算。
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係各元素之含量[質量%]。未含有之元素係以0來計算。
為熱軋完成溫度之加工軋製溫度係以850℃或者Ar3溫度中較高者為下限。加工軋製溫度若未滿850℃，則加工軋製時的軋製荷重變高，而有難以進行熱軋，或招致 熱軋後所獲得之熱軋鋼板的形狀不良之擔憂。又，加工軋製溫度若未滿Ar3溫度，則熱軋將呈肥粒鐵及奧斯田鐵之二相域軋製，熱軋鋼板組織可能成為不均質的混粒組織。
另一方面，加工軋製溫度的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，為確保其溫度就必須將扁胚加熱溫度過度地設定為高溫。由此點看來，扁胚加熱溫度的上限溫度係期望設為1000℃以下。
接下來，進行第1冷卻：將從軋製完成後至捲取開始為止之範圍以10℃/秒以上的速度來冷卻；並在捲取溫度600至750℃之範圍內捲取。接著，進行第2冷卻：將捲取後之鋼板在捲取溫度至(捲取溫度-100)℃之範圍內以平均15℃/時以下之速度冷卻。
針對如此規定熱延後之捲取條件及其前後之冷卻條件地理由進行詳細地說明。
在本實施形態中。熱軋後之選取步驟及其前後之第1、第2冷卻步驟，係用於分配Si、Mn及Al之非常重要的步驟。
在本實施形態中，為了控制鋼板之1/8厚至3/8厚之鐵氧體中的Si、Mn、Al濃度的分布，在捲取鋼板時1/8厚至3/8厚之奧斯田鐵的體積分率必須為50%以上。1/8厚至3/8厚之奧斯田鐵的體積分率若未滿50%，則因相變態之進行使捲取後奧斯田鐵迅速地消滅之故，Si、Mn之分配無法充分地進行，變無法獲得如上述之本實施形態的鋼板固溶元 素濃度分布。為了有效果地推進Mn的分配，奧斯田鐵之體積分率係以70%以上為佳，以80%以上更佳。另一方面，即便奧斯田鐵之體積分率為100%，因捲取後會進行相變態，生成肥粒鐵而Mn的分配開始之故，並不特別對奧斯田鐵的體積分率進行設定。
如此，為了提高捲取鋼板時之奧斯田鐵分率，在從熱軋完成至捲取為止的溫度範圍之第1冷卻，必須將冷卻速度設為平均10℃/秒以上。第1冷卻的平均冷卻速度若未滿10℃/秒，則冷卻中肥粒鐵變態演進，而有捲取時之奧斯田鐵的體積分率未滿50%之可能性。為了提高奧斯田鐵的體積分率，冷卻速度係以13℃/秒以上為佳，且以15℃/秒以上為更佳。冷卻速度的上限即使不特別制定，本發明之效果亦可獲得發揮，但若將冷卻速度設為超過200℃/秒就需要特殊的設備，而製造成本也會顯著上昇之故，係以設為200℃/秒以下為佳。
第1冷卻後，將鋼板以超過800℃之溫度捲取，則形成於鋼板表面之氧化物的厚度將過度地增大、酸洗性惡化之故，捲取溫度宜設為750℃以下。為了提高酸洗性，捲取溫度係以720℃以下為佳，且以700℃以下為更佳。另一方面，捲取溫度未滿600℃時，由於合金元素之分配不充分之故，捲取溫度係設為600℃以上。又，要提高捲取時之奧斯田鐵分率，捲取溫度係宜設為615℃以上，且較宜設為630℃以上。
再者，由於難以在製造中直接測定奧斯田鐵的體 積分率之故，再本發明中，要決定捲取時之奧斯田鐵的體積分率時，係從熱軋前的扁胚切出小片，將該小片以與熱軋之加工軋製(最終道)相同溫度及軋縮率來軋製或者壓縮，與從熱軋後至捲取後相同的冷卻速度來冷卻後立即用水冷卻後，測定小片的相分率並在淬火狀態下以麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留奧斯田鐵相之體積分率的和作為捲取時之奧斯田鐵的體積分率。
捲取後之鋼板的冷卻步驟之第2冷卻係用於控制Si、Mn及Al元素之分配的重要步驟。
在本實施形態中，將控制上述第1冷卻條件來進行捲取時之奧斯田鐵分率設定在50%以上後，從捲取溫度至(捲取溫度-100)℃為止以15℃/時以下的速度進行緩冷卻。如此，藉由在捲取後進行緩冷卻，可將鋼板組織形成為肥粒鐵與奧斯田鐵之2相組織，進一步，可獲得本發明之Si、Mn及Al分布。
捲取後之Mn的分配係越高溫越容易演進，因此特別是在從捲取溫度至(捲取溫度-100℃)之範圍範圍內，有將鋼板的冷卻速度設在15℃/時以下之必要。
又，要促進從肥粒鐵往奧斯田鐵方向之Mn的擴散而獲得上述之Mn分布，必須形成肥粒鐵與奧斯田鐵之2相共存的狀態，且必須長時間保持該狀態。從捲取溫度至(捲取溫度-100)℃為止的冷卻速度若超過15℃/時，因相變態將過度地進行而可能消滅鋼板中的奧斯田鐵之故，將從捲取溫度至(捲取溫度-100)℃為止的冷卻速度設為15℃/時以下。要 促進從肥粒鐵往奧斯田鐵方向之Mn的擴散，係宜將從捲取溫度至(捲取溫度-100)℃為止的冷卻速度設為14℃/時以下，更宜設為13℃/時以下。即使不特別限定冷卻速度之下限亦可發揮本發明的效果，但冷卻速度設為未滿1℃/時就需要長時間的保熱，而顯著的提高製造成本之故，係以設為1℃/時以上為佳。
又，在滿足第2冷卻之平均冷卻速度的範圍內，亦可在捲取後將鋼板再加熱。
對依此所製造的熱軋鋼板進行酸洗。由於酸洗可除去鋼板表面的氧化物，故對於提高最終製品之冷軋高強度鋼板的化成性及熔融鋅或者合金化熔融鍍鋅鋼板用的冷軋鋼板之熔融鍍性而言是重要的。又，酸洗係可一次進行，亦可分成複數次來進行。
對經酸洗之熱軋鋼板亦可以板厚的調整或形狀矯正為目的來施行冷軋。在施行冷軋時，將軋縮率設在30至75%之範圍。軋縮率未滿30%時，難以將形狀保持在平坦狀態，最終製品的延性低劣，因此軋縮率係設為30%以上。要同時提高強度與延性，在升溫中使肥粒鐵再結晶，使粒徑變細是有效的。由此觀點看來，軋縮率係以40%以上為佳，且以45%以上為較佳。
另一方面，在軋縮率超過75%的冷軋中，若冷軋荷重變得過大則難以進行冷軋。由此看來，軋縮率係將75%設為上限。從冷軋荷重的觀點看來，軋縮率係以70%以下為佳。
(連續退火步驟)
接著，使鋼板穿過連續退火線來進行連續退火步驟，製造高強度冷軋鋼板。
首先，將最高加熱溫度設為(Ac1+40)℃至1000℃來進行退火。該種溫度範圍係肥粒鐵與奧斯田鐵之2相共存的範圍，更能促成如上所述之Si、Mn、Al的分配。
最高加熱溫度若未滿(Ac1+40)℃則在鋼板中粗大的鐵系碳化物將大量殘溶，成形性將顯著惡化，因此，將最高加熱溫度設為(Ac1+40)℃以上。
從成形性的觀點看來，最高加熱溫度係宜設為(Ac1+50)℃以上，且更宜設為(Ac1+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，而減弱Si、Mn、Al之分配，因此，將最高加熱溫度設在1000℃以下。要控制殘留奧斯田鐵相中的Si、Mn、Al量，係宜將最高加熱溫度設為Ac3溫度以下。
接著，進行第3冷卻，係將鋼板從上述最高加熱溫度冷卻至700℃者。在第3冷卻中，平均冷卻速度若超過10.0℃/秒則鋼板中的肥粒鐵分率將容易變得不均勻，成形性劣化，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，肥粒鐵及珍珠岩將大量地生成，而無法獲得殘留奧斯田鐵相，因此將平均冷卻速度的下限設為1.0℃/秒。為了獲得殘留奧斯田鐵相，係以將平均冷卻速度設為2.0℃/秒以上為佳，且以設為3.0℃/秒以上為更佳。
在第3冷卻後，進一步將鋼板從700℃冷卻至500℃來進行第4冷卻。在第4冷卻中，平均冷卻速度若未滿5.0℃/秒，則珍珠岩及/或鐵系碳化物將大量地生成，而不會留下殘留奧斯田鐵相，因此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，平均冷卻速度雖即使不特別限定亦可發揮本發明的效果，但由於要使平均冷卻速度超過200℃/秒需要特殊的設備，故從成本的觀點看來，將平均冷卻速度的上限設為200℃/秒。
再者，在第4冷卻之冷卻停止溫度係宜設為(Ms-20)℃以上。這是因為冷卻停止溫度若低於Ms點，則未變態的麻田散鐵將變態成麻田散鐵，而無法充分地獲得Si經增稠之殘留奧斯田鐵之故。由此觀點看來，冷卻停止溫度係以設為Ms點以上為更佳。
Ms點係利用下式來計算。
Ms點[℃]=541-474C/(1-VF)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al
上述式中，VF係表示肥粒鐵的體積分率，C、Si、Mn、Cr、Ni、Al係各元素之添加量[質量%]。再者，由於要在製造中直接測定肥粒鐵的體積分率是困難的，在本發明中要決定Ms點時，係將穿過連續退火線之前述冷軋鋼板之小片切出，將該小片以與穿過連續退火線時相同的溫度歷程進行退火，測定小片之肥粒鐵的體積變化，將使用其結果所算出之數值設為肥粒鐵的體積分率VF。
進一步，為了獲得促進變韌鐵變態之殘留奧斯田 鐵相，在第4冷卻後，進行停留處理：在350至450℃之範圍保持30至1000秒。停留時間若短，則無法促進變韌鐵變態，往殘留奧斯田鐵相之C的增稠就變得不充分，而無法充分地使殘留奧斯田鐵殘留。由此觀點看來，將停留時間的下限設為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，停留時間若過長，會產生鐵系碳化物，C將非所欲地以鐵系碳化物之形式被消費，而無法充分地獲得殘留奧斯田鐵相，因此停留時間係設為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，要使回火麻田散鐵未滿10%，就製造方法而言，宜將在第4冷卻之平均冷卻速度設為10至190℃/s。又，在第4冷卻後之停留處理中，宜將停留時間設為50至600秒。
再者，如本案這樣不進行超過600℃之再加熱而逕行冷卻，藉此可就此保持殘留奧斯田鐵相中經增稠之Si濃度。若超過600℃則合金元素的擴散將變得非常迅速，在殘留奧斯田鐵與周邊微組織間將發生Si的再分配，而奧斯田鐵中的Si濃度將降低。
進一步而言，在本發明中，在利用上述方法藉由使其穿過連續退火線所獲得之高強度鋼板上，在上述停留處理後，施予電鍍鋅，藉此亦可獲得高強度鍍鋅鋼板。
又，在本發明中，使用藉上述方法所獲得之高強度鋼板，亦可藉由以下所示之方法來製造高強度鍍鋅鋼 板。即，在第4冷卻與停留處理之間，或者停留處理之後，除了將所獲得之高強度鋼板浸漬於鋅鍍浴以外，使其與上述熱軋鋼板或冷軋鋼板同樣地穿過連續退火線，可製造高強度鍍鋅鋼板。
藉此，可獲得表面形成有鋅鍍層之具有高延性與拉伸凸緣性的高強度鍍鋅鋼板。
進一步，在將鋼板浸漬於鋅鍍浴後，將鋼板再加熱至460℃至600℃，施予使其停留2秒以上之合金化處理，藉此亦可使表面的鍍層合金化。
藉由進行這樣的合金化處理，可在表面形成由鋅鍍層經合金化所構成之Zn-Fe合金，而獲得在表面具有經合金化之鋅鍍層的高強度鍍鋅鋼板。
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，在該等之鍍鋅鋼板的表層，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。
再者，本發明並非受限於上述例子者。 例如，本發明之高強度鋼板的製造方法中，為了提高鍍覆密著性，亦可對退火前的鋼板施予由Ni、Cu、Co、Fe所選出之1種或者複數種所構成之鍍覆。
又，在本實施形態中，對退火厚的鋼板，亦可以形狀矯正為目的來施予調質軋製。唯，退火後之軋縮率若超過10%則軟質的肥粒鐵部將加工硬化而延性大幅惡化之故，軋縮率係以未滿10%為佳。
依據如以上所說明之本發明的高強度鋼板，由於係在殘留奧斯田鐵相中使Mn增稠之故，可使殘留奧斯田鐵相安定化，且能提高拉伸強度。
又，本發明之高強度鋼板係與Mn同樣，亦使Si在殘留奧斯田鐵相中增稠之故，在輕應變領域中係使殘留奧斯田鐵相適度地不安定，且在外加形變時容易地使其變態，而可在加工時的初期階段使其產生充分的加工硬化。其結果，可獲的優異的形狀凍結性。另一方面，在高應變領域中，可提高殘留奧斯田鐵相之安定性，且可有助於局部延性。
又，本發明之高強度鋼板係藉由適量添加抑制鐵系碳化物生成之元素Al，並在熱軋步驟中以預定的熱歷程來處理，可使Si有效率地往殘留奧斯田鐵中增稠。又，此時，由於Al係顯示與Si之濃度分布呈逆的濃度分布之故，在鋼板全域可呈下述分配狀態：Si或者Al中任一者係以與平均量等量以上的方式存在。藉此，可抑制鐵系碳化物的生成，且能防止C以碳化物形式被消費，因此能安定而確保殘留奧斯田鐵，其結果，可大幅提高形狀凍結性、延性及 拉伸強度。
又，在本發明之高強度鋼板的製造方法中，藉由控制熱軋後之捲取步驟及其前後之第1、第2冷卻步驟，可確保充足的殘留奧斯田鐵相，且能在鋼板中分配Si、Mn及Al。
[實施例]
以下雖藉由實施例來說明本發明的效果，但本發明並非受限於以下實施例所使用之條件者。
鑄造具有表1、2所示A至AD之化學成分(組成)的扁胚，鑄造後立刻以表3至5所示之條件(扁胚加熱溫度、熱軋完成溫度)來熱軋，將熱軋結束後至捲取開始為止之第1冷卻的平冷卻速度以表3至5所示之條件來冷卻，以表3至5所示之捲取溫度來捲取，將捲取後之第2冷卻的平均冷卻速度以表2所示之條件來冷卻，施行酸洗。再者，實驗例6，49，87係酸洗後直接呈現的狀態，其他實驗例則係以表3至5之軋縮率施予冷軋後，以表6至8所示之條件施行退火而形成實驗例1至93的鋼板。
又，將已施行退火的鋼板冷卻至室溫後，在實驗例9至28中施行軋縮率0.15%之冷軋，在實驗例47至67中施行軋縮率0.55%之冷軋。
其後，在實驗例15及85中在鍍鋅鋼板的表層賦予由含P之複合氧化物所構成之皮膜。
再者，表6至8中的Ac1，Ac3係基於以下的實驗式所算出。
Ac1[℃]=723-10.7Mn+19.1Si+29.1Al-16.9Ni+16.9Cr
Ac3[℃]=910-203C+44.7Si-30Mn+200Al-20Ni-10Cr
表6至8所示之退火條件係加熱步驟之最高加熱溫度、從最高加熱溫度至700℃為止之冷卻的第3冷卻步驟之平均冷卻速度、從700℃至500℃為止之冷卻的第4冷卻步驟之平均冷卻速度，與為了促進變韌鐵變態而在350℃至450℃範圍之停留處理的停留時間。
又，表6至8中所示之鋼種CR係酸洗後施予冷軋之冷軋鋼板，HR係表示酸洗後當下狀態之熱軋鋼板，GI係表示在鋼板表面施予熔融鍍鋅之熔融鍍鋅鋼板，GA係在施予熔融鍍鋅後經合金化處理之合金化熔融鍍鋅鋼板，EG係表示在表示鋼板表面施予電鍍鋅之電鍍鋅鋼板。再者，施行合金化處理時的合金化溫度係設為表3所示之溫度，合金化停留時間係設為25秒。
又，在製造電鍍鋅鋼板(EG)時，對以施予退火之鋼板依序實施鹼脫脂、水洗、酸洗及水洗作為電鍍的前處理。其後，對經該等前處理之後的鋼板，使用液循環式的電鍍裝置，使用由硫酸鋅、硫酸鈉、硫酸所構成者作為渡浴，以電流密度100A/dm2來進行電解處理並施予鍍鋅至成為預定的鍍層厚度為止。
表9至11係微組織的解析結果。係在實驗例1至93之鋼板中，以平行於鋼板板面且1/4厚之面作為觀察面時，測定微組織分率的結果。在微組織分率中，殘留奧斯田鐵相量(殘留γ)係利用X射線繞射來測定，屬其他微組織之肥粒鐵(F)、變韌鐵(B)、變韌肥粒鐵(BF)、回火麻田散鐵(TM)及初生麻田散鐵(M)，係切出平行於軋製方向之板厚截面，將研磨成鏡面後的截面進行硝太蝕刻，並使用場致發射型掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：field emission scanning electron microscope)觀察來求取。
於表12至14表示所獲得之鋼板的成分分析結果。成分分析結果中，殘留奧斯田鐵相中的固溶碳量(Cγ)係可藉由X射線繞射來求得。
殘留奧斯田鐵相中的固溶Mn量係如下所述來求取。
首先，在所獲得之鋼板的1/8厚至3/8厚的範圍內，切出平行於軋製方向的板厚截面，在研磨成鏡面之截面進行EPMA分析，作成Mn濃度圖，求取平均Mn量(WMn*)。又，在相同範圍內使用併設有FE-SEM之EBSD解析裝置將殘留奧斯田鐵相之分布作圖，與Mn濃度圖重疊，僅抽出殘留奧斯田鐵相之成分分析結果，求取殘留奧斯田鐵相中的固溶Mn量(WMnγ)。
關於殘留奧斯田鐵相中的固溶Si量，亦可以與固溶Mn量相同的方法求得。
首先，進行EPMA分析及解析，求得Si濃度圖、平均Si量(WSi*)、殘留奧斯田鐵中之固溶Si量(WSiγ)。
關於殘留奧斯田鐵相中之固溶Al量，亦可以與固溶Mn量相同的方式求得。
首先，進行EPMA分析，求得Al濃度圖、平均Al量(WAl*)。
再者，實驗例89、90之固溶C量、固溶Mn量、固溶Si量的「-」係意指無法測定。此係如表9至11所示，因實驗例89、90皆殘留奧斯田鐵相之體積分率為0%之故，因此無論是哪一個元素的固溶量都無法測定。
接著，從EPMA分析結果，在各測定點求取經規格化之Si量(WSi/WSi*)與經規格化之Al量(WAl/WAl*)的和(F)，作成其直方圖，求取眾數與峰度K。
將其結果表示於表12至14。
接著，在表15至17表示實驗例1至93之鋼板的特性評價結果。
從實驗例1至93之鋼板採取符合JIS Z 2201之規定的拉伸試驗片，依循JIS Z 2241之規定來進行拉伸試驗，測定降伏強度(YS)、拉伸強度(TS)、全拉伸(EL)。
又，依循JFST1001之規定來進行評價凸緣性之擴孔試驗，求取作為拉伸凸緣性之指標的擴孔極限值(λ)。
又，作為形狀凍結性的評價，進行90度V彎曲試驗。從實驗例1至92之鋼板切出35mm×100mm的試驗片，將剪切截面進行機械磨蝕，將彎曲半徑設為各鋼板之板厚的2倍來實施彎曲試驗，測定試驗片在成形後所成角度，並測定從90°彈回的角度。
再者，在表15至17中之試驗結果標記有「×」的試驗例係觀察到試驗片之稜線破裂及/或頸縮，而為無法成形之條件。
再者，作為特性的評價方法，係將拉伸強度未滿900MPa、全拉伸未滿10%、擴孔極限值未滿20%，且形狀凍結性超過3.0度設為不合格。
再者，在表1至17中，標示下劃線之數值及記號係表示在本發明範圍之外。
實驗例6、87係以本發明之條件來進行熱軋及捲取，施行了退火處理之本發明例。又，實驗例49係以本發明之條件來進行熱軋及捲取，在退火步驟於冷卻中浸漬於鋅浴內，並進一步施以鍍層之合金化處理的本發明例。滿足本發明之製造條件，表現出優異的形狀凍結性、延性、成形性。
又，實驗例11、23、35、46、55、64、73、82係以本發明之條件來進行熱軋、捲取、冷軋及退火之各處理後，進行電鍍處理而獲得高強度鍍鋅鋼板之本發明例。滿足本發明之製造條件，表現出優異的形狀凍結性、延性、成形性。
又，實驗例7.19，31，43，52，61，70，79，88係以本發明之條件進行熱軋、捲取及冷軋後，在退火步驟於冷卻途中浸漬於鋅浴中，而獲得高強度熔融鍍鋅鋼板之本發明例。滿足本發明之製造條件，表現出優異的形狀凍結性、延性、成形性。
又，實驗例3，15，27，39，58，67，76，85係以本發明之條件進行熱軋、捲取及冷軋後，在退火步驟於冷卻途中浸漬於鋅浴中，進一步施予鍍層之合金化處理，而獲得高強度合金化熔融鍍鋅鋼板之本發明例。滿足本發明之製造條件，表現出優異的形狀凍結性、延性、成形性。
又，實驗例15及85係在合金化鋅鍍層之表面賦予由含P之複合氧化物所構成的皮膜之例，獲得良好的特性。
上述以外之本發明例係以本發明之條件進行熱 軋及捲取，將鋼板冷卻至100℃以下，將表面酸洗，以記載之軋縮率施予冷軋後，施行退火處理之例。在任一本發明例中，皆表現出優異的形狀凍結性、延性、成形性。
實驗例89係C的添加量少，而無法獲得屬硬質之微組織的變韌鐵、變韌肥粒鐵、回火麻田散鐵及初生麻田散鐵之故，強度較低。
實驗例90係Si的添加量少，而無法獲得殘留奧斯田鐵相之故，形狀凍結性較差。
實驗例91係Mn的添加量少，而無法充分地獲得屬硬質微組織之變韌鐵、變韌肥粒鐵、回火麻田散鐵及初生麻田散鐵，並且殘留奧斯田鐵相中之固熔Mn量少之故，強度及形狀凍結性較差。
實驗例92係Al的添加量少，而無法使Si充分地在殘留奧斯田鐵相中增稠，而Si及Al濃度無法呈預定的分布之故，形狀凍結性較差。
實驗例4係熱軋的完成溫度低之例，由於微組織係朝一方向伸長之非均質者之故，延性及形狀凍結性較差。
實驗例8係在熱軋後捲取至線圈之溫度低的例子，對殘留奧斯田鐵相之Mn及Si的增稠不充分，形狀凍結性較差。
實驗例12係熱軋後，捲取後之冷卻速度低的例子，對殘留奧斯田鐵相之Mn及Si的增稠不充足，形狀凍結性較差。
實驗例16係退火步驟中最高加熱溫度高的例子，軟質的肥粒鐵之體積分率減小，延性、拉伸凸緣性及形狀凍結性較差。
另一方面，實驗例20係退火步驟中最高加熱溫度低的例子，屬破壞起點之粗大的鐵系碳化物係大量殘溶，而無法充分地獲得屬硬質微組織的變韌鐵、變韌肥粒鐵、回火麻田散鐵、初生麻田散鐵以及殘留奧斯田鐵，延性、拉伸凸緣性及形狀凍結性較差。
實驗例24係至700℃為止之第3冷卻步驟中的平均冷卻速度低，生成大量粗大的鐵系碳化物及肥粒鐵，而無法充分地獲得屬硬質微組織之變韌鐵、變韌肥粒鐵、回火麻田散鐵及初生麻田散鐵，強度較差。
另一方面，實驗例28係至700℃為止之第3冷卻步驟中的平均冷卻速度高，軟質的肥粒鐵之體積分率小，延性及形狀凍結性較差。
實驗例32係從700℃至500℃為止之第4冷卻步驟中的冷卻速度低，大量生成粗大的鐵系碳化物，而無法充分地獲得屬硬質微組織之變韌鐵、變韌肥粒鐵、回火麻田散鐵及初生麻田散鐵，強度較差。
實驗例36係從450℃至350℃為止之停留時間短，在殘留奧斯田鐵相中之C的增稠不充分，無法充分地留下殘留奧斯田鐵相，且因大量地含有為破壞起點之麻田散鐵之故，延性、拉伸凸緣性及形狀凍結性較差。
另一方面，實驗例40係從450℃至350℃之停留時間長， 停留處理中生成鐵系碳化物，而殘留奧斯田鐵相之體積分率小，延性及形狀凍結性較差。
實驗例93係在退火步驟之最高加熱溫度高，其後之第3冷卻步驟中之平均冷卻速度高的例子，軟質的肥粒鐵之體積分率小，拉伸凸緣性較差。
實驗例94係從熱軋結束後至捲取開始為止之第1冷卻的平均冷卻速度低的例子，肥粒鐵變態之進行將非所欲的過度進行，在捲取後無法促進Mn、Si、Al之分配，在退火步驟中所獲得之殘留奧斯田鐵相中的Mn、Si、Al量脫離本發明之範圍之故，形狀凍結性較差。

Claims (14)

  1. 一種形狀凍結性優異的高強度鋼板，其係含有以質量%計為：C：0.075至0.300%、Si：0.30至2.5%、Mn：1.3至3.50%、P：0.001至0.030%、S：0.0001至0.0100%、Al：0.080至1.500%、N：0.0001至0.0100%、O：0.0001至0.0100%，且殘部由Fe及不可避之不純物所構成之鋼板；其中在鋼板之1/8厚至3/8厚的範圍內，鋼板組織含有以體積分率計為5至20%之殘留奧斯田鐵相；前述殘留奧斯田鐵相中所含有之固溶C量以質量%為0.80至1.00%；前述殘留奧斯田鐵相中所含有之固溶Si量WSiγ係鋼板之1/8厚至3/8厚範圍內之平均Si量WSi*的1.10倍以上；前述殘留奧斯田鐵相所含有之固溶Mn量WMnγ係鋼板之1/8厚至3/8厚範圍內之平均Mn量WMn*的1.10倍以上；在鋼板1/8厚至3/8厚的範圍內，設定複數個直徑1μm以下的測定領域，在測定前述複數個測定領域之Si 量測定值WSi與前述平均Si量WSi*之比，與前述複數個測定領域之Al量測定值WAl與平均Al量WAl*之比的和之次數分配時，前述次數分配之眾數為1.95至2.05，且峰度在2.00以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之形狀凍結性優異的高強度鋼板，其鋼板組織係含有以體積分率計為10至75%之肥粒鐵相與合計為10至50%之變韌肥粒鐵相與變韌鐵相中任一者或兩者；且回火麻田散鐵相係限制在以體積分率計為未滿10%，初生麻田散鐵相係限制在以體積分率計為15%以下。
  3. 如申請專利範圍第1項之形狀凍結性優異的高強度鋼板，其進一步含有Ti、Nb、V、B、Mo、W、Cr、Ni、Cu、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之1種或2種以上，各元素含量以質量%計為：Ti：0.005至0.150%、Nb：0.005至0.150%、V：0.005至0.150%、B：0.0001至0.0100%、Mo：0.01至1.00%、W：0.01至1.00%、Cr：0.01至2.00%、Ni：0.01至2.00%、Cu：0.01至2.00% Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM：合計為0.0001至0.5000%。
  4. 一種形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板，其係在如申請專利範圍第1項之高強度鋼板的表面形成有鋅鍍層而成者。
  5. 如申請專利範圍第4項之形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板，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. 一種形狀凍結性優異的高強度鋼板之製造方法，其係具備：熱軋步驟：將含有以質量%計為：C：0.075至0.300%、Si：0.30至2.5%、Mn：1.3至3.50%、P：0.001至0.030%、S：0.0001至0.0100%、Al：0.080至1.500%、N：0.0001至0.0100%、O：0.0001至0.0100%，且殘部由Fe及不可避之不純物所構成之扁胚加熱至1100℃以上，在以850℃或者Ar3溫度中較高者為下限之溫域進行熱軋，進行第1冷卻，即在從軋製完成後到捲取開始為止的範圍以平均為10℃/秒以上之速度來冷卻，在捲取溫度600至750℃之範圍內進行捲取，進行第2冷卻，即將捲取後的鋼板在從 前述捲取溫度至(前述捲取溫度-100)℃為止的範圍內以平均15℃/時以下之速度冷卻；與連續退火步驟：在前述第2冷卻之後，將前述鋼板以最高加熱溫度(Ac1+40)℃至1000℃來退火，接著，進行第3冷卻，該第3冷卻係在從前述最高加熱溫度至700℃為止之範圍的平均冷卻速度為1.0至10.0℃/秒，接著，進行第4冷卻，該第4冷卻係在700℃至500℃之範圍的平均冷卻速度為5.0至200.0℃/秒，接著，進行停留處理，將前述第4冷卻後的鋼板在350至450℃之範圍內保持30至1000秒。
  7. 如申請專利範圍第6項之形狀凍結性優異的高強度鋼板之製造方法，其中前述扁胚進一步含有Ti、Nb、V、B、Mo、W、Cr、Ni、Cu、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM之1種或2種以上，各元素含量以質量%計為：Ti：0.005至0.150%、Nb：0.005至0.150%、V：0.005至0.150%、B：0.0001至0.0100%、Mo：0.01至1.00%、W：0.01至1.00%、Cr：0.01至2.00%、Ni：0.01至2.00%、Cu：0.01至2.00% Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM：合計為0.0001至0.5000%。
  8. 如申請專利範圍第6項之形狀凍結性優異的高強度鋼板之製造方法，其係在前述熱軋步驟與前述連續退火步驟之間，具備冷軋步驟，係在酸洗後以30至75%之軋縮率來進行冷軋者。
  9. 如申請專利範圍第6項之形狀凍結性優異的高強度鋼板之製造方法，其中在前述連續退火步驟之後，具備調質軋製步驟，其係將鋼板以未滿10%之軋縮率來施行軋製者。
  10. 一種形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板之製造方法，其係在以如申請專利範圍第6項之製造方法製造高強度鋼板時進行了前述停留處理後，施行電鍍鋅而在前述鋼板的表面形成鋅鍍層。
  11. 一種形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板之製造方法，其係在以如申請專利範圍第6項之製造方法製造高強度鋼板時之前述第4冷卻與前述停留處理之間，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的表面形成鋅鍍層。
  12. 如申請專利範圍第11項之形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板之製造方法，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，保持2秒以上以使前述鋅鍍層合金化。
  13. 如申請專利範圍第10項之形狀凍結性優異的高強度鍍 鋅鋼板之製造方法，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的複合氧化物所構成之皮膜。
  14. 如申請專利範圍第12項之形狀凍結性優異的高強度鍍鋅鋼板之製造方法，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的複合氧化物所構成之皮膜。
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