TWI667356B - High-strength steel sheet excellent in moldability and impact resistance, and method for producing high-strength steel sheet excellent in moldability and impact resistance - Google Patents

Abstract

本發明之鋼板其成分組成以質量%計為C：0.080~0.500%、Si：2.50%以下、Mn：0.50~5.00%、P：0.100%以下、S：0.0100%以下、Al：0.001~2.500%、N：0.0150%以下、O：0.0050%以下，且剩餘部分由Fe及無法避免之不純物構成，並且滿足下述式(1)；從鋼板表面起算1/8t~3/8t之區域的微觀組織以體積%計包含：20%以上之針狀肥粒鐵、20%以上之包含殘留沃斯田鐵的島狀硬質組織；且將殘留沃斯田鐵限制為2%以上且25%以下，將塊狀肥粒鐵限制為20%以下；島狀硬質組織中，圓等效直徑1.5μm以上之硬質區域的長寬比的平均為2.0以上，圓等效直徑小於1.5μm之硬質區域的長寬比的平均小於2.0；圓等效直徑小於1.5μm之硬質區域的個數密度的平均為1.0×10 ¹⁰個・m ^-2以上，且求取島狀硬質組織的個數密度時，其最大及最小個數密度之比為2.5以下。

Description

成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板、以及成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法

本發明係有關於一種成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板、以及成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法。

近年來，針對汽車為使車體輕量化以提升燃油效率、降低二氧化碳排出量，且為了於衝撞時可吸收衝撞能以保護乘客確保安全，多使用高強度鋼板。

然，一般而言將鋼板高強度化的話，會使成形性(延展性、擴孔性等)降低，而難以加工成複雜的形狀，故圖謀兼顧成形性(延展性、擴孔性等)與可確保耐衝撃性之強度並非易事，而至今提出有各種技術。

譬如，文獻1(日本特開2004-238679號公報)中揭示了一種技術，係針對780MPa級以上的高強度鋼板，將鋼板組織製成以占積率計為：肥粒鐵：5~50%、殘留沃斯田鐵：3%以下，且剩餘部分：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。

文獻2(日本特開2004-323958號公報)中揭示了一種技術，係針對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。

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)中揭示了一種將鋼板的金屬組織製成肥粒鐵(軟質組織)與變韌鐵(硬質組織)之複合組織，從而不僅具高強度還可確保高延伸率之技術。

文獻4(日本特開2008-297609號公報)中揭示了一種技術，係針對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：肥粒鐵為5~30%、麻田散鐵為50~95%，肥粒鐵的平均粒徑以圓等效直徑計在3μm以下且麻田散鐵的平均粒徑以圓等效直徑計在6μm以下。

文獻5(日本特開2011-225941號公報)中揭示了一種技術，係以析出強化肥粒鐵為主相來圖謀兼顧強度與延伸率，該析出強化肥粒鐵係在從沃斯田鐵變態成肥粒鐵中之相界面，主要利用晶界擴散產生之析出現象(相間界面析出)來控制析出分布而析出者。

文獻6(日本特開2012-026032號公報)中揭示了一種將鋼板組織製成肥粒鐵單相組織，並以微細碳化物強化肥粒鐵，以兼顧強度與延伸率之技術。文獻7(日本特開2011-195956號公報)中揭示了一種技術，係針對高強度薄鋼板，令於肥粒鐵相、變韌鐵相及麻田散鐵相與沃斯田鐵粒之界面中具有所欲C濃度的沃斯田鐵粒為50%以上，以確保延伸率與擴孔性。

近年來，為了將汽車大幅輕量化並提高耐衝撃性，有嘗試使用590MPa以上之高強度鋼，但以以往技術難以提升成形性，故尋求具優異成形性(延展性、擴孔性等)之590MPa以上的高強度鋼。

發明概要 鑒於針對可實現汽車輕量化與確保耐衝撃性之拉伸最大強度(TS)在590MPa以上之高強度鋼板尋求提升成形性，本發明之課題在於對TS在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)圖謀提升成形性，且目的在於提供一種可解決該課題之高強度鋼板及成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法。

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，將素材鋼板(熱處理用鋼板)之微觀組織製成包含預定碳化物之板條組織，並施行所欲之熱處理，即可於熱處理後之鋼板中形成兼備高強度與耐衝撃性之成形性優異的微觀組織。

本發明係根據上述知識見解而作成，其主旨如下。 [1]一種成形性及耐衝擊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：0.080~0.500%、 Si：2.50%以下、 Mn：0.50~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.0100%以下、 Al：0.001~2.000%、 N：0.0150%以下及 O：0.0050%以下，且 剩餘部分：由Fe及無法避免之不純物構成，且滿足下述式(1)； 從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)之區域的微觀組織以體積%計包含： 針狀肥粒鐵：20%以上，及 由麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上構成之島狀硬質組織：20%以上； 且限制為： 殘留沃斯田鐵：2%以上且25%以下、 塊狀肥粒鐵：20%以下，且 波來鐵及/或雪明碳鐵：合計5%以下； 前述島狀硬質組織中，圓等效直徑1.5μm以上之硬質區域的長寬比的平均為2.0以上，圓等效直徑小於1.5μm之硬質區域的長寬比的平均小於2.0； 前述圓等效直徑小於1.5μm之硬質區域的每單位面積個數密度(以下亦僅稱「個數密度」)的平均為1.0×10 ¹⁰個・m ^-2以上，且在3個以上的視野中，分別在5.0×10 ^-10m ²以上之面積中求取島狀硬質組織的個數密度時，其最大個數密度與最小個數密度之比為2.5以下。 [Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr] +0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti] ≧1.00　・・・(1) [元素]：元素之質量% [2]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有以下中之1種或2種以上元素： Ti：0.300%以下、 Nb：0.100%以下及 V：1.00%以下。 [3]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有以下中之1種或2種以上元素： Cr：2.00%以下、 Ni：2.00%以下、 Cu：2.00%以下、 Mo：1.00%以下、 W：1.00%以下及 B：0.0100%以下。 [4]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有以下中之1種或2種元素： Sn：1.00%以下及 Sb：0.200%以下。 [5]本發明之成形性及耐衝擊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%以下之以下中之1種或2種以上元素：Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM。 [6]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中於前述高強度鋼板之單面或兩面具有鍍鋅層或鋅合金鍍層。 [7]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述鍍鋅層或鋅合金鍍層係合金化鍍層。 [8]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，其特徵在於：對熱處理用鋼板實施正式熱處理步驟，該正式熱處理步驟係依以下方式進行： 以令450℃起至650℃之溫度歷程為滿足下述式(B)之範圍，然後以令650℃起至750℃之溫度歷程為滿足下述式(C)之範圍，從(Ac1+25)℃加熱至Ac3點之溫度； 於加熱溫度下維持150秒以下； 從加熱維持溫度進行冷卻時，以令700℃起至550℃之溫度區之平均冷卻速度為10℃/秒以上，冷卻到550℃起至300℃之溫度區； 令在550℃起至300℃之溫度區之停留時間為1000秒以下； 並且在550℃起至300℃之溫度區之停留條件滿足下述式(4)； 又，前述熱處理用鋼板係實施以下步驟而製得： 熱軋延步驟，係將含有前述本發明成分的鑄片加熱至1080℃以上且1300℃以下後施行熱軋延，該熱軋延中，最高加熱溫度起至1000℃為止之溫度區域之熱軋延條件滿足式(A)，並且設定完成軋延之溫度為975℃起至850℃之區間； 冷卻步驟，其熱軋延完成後至600℃為止之冷卻條件滿足下述式(2)，且到達600℃後至開始進行後述中間熱處理為止，以每20℃計算之溫度歷程滿足下述式(3)，其中該式(2)係表示將從完成軋延之溫度至600℃為止之溫度分成15等分之各溫度區之變態進行程度的總和； 冷軋延步驟，係施行軋縮率在80%以下之冷軋延；及 中間熱處理步驟，係以令650℃起至(Ac3-40)℃之溫度區的平均加熱速度為30℃/秒以上，從(Ac3-30)℃加熱至(Ac3+100)℃之溫度後，將該加熱溫度起至(最高加熱溫度-10)℃之溫度區之停留時間限制在100秒以下，然後從加熱溫度進行冷卻時，以令750℃起至450℃之溫度區之平均冷卻速度為30℃/秒以上來進行冷卻。 n：從加熱爐取出後，至1000℃為止之軋延道次數 h _i：i道次後的完工板厚[mm] T _i：第i道次的軋延溫度[℃] t _i：第i道次的軋延起至第i+1道次為止的經過時間[秒] A=9.11×10 ⁷，B=2.72×10 ⁴：常數 t(n)：在第n個溫度區之停留時間[秒] 元素符號：元素之質量% Tf：熱軋延完成溫度[℃] T _n：第n-1次的算出時間點起至第n次的算出時間點為止之平均鋼板溫度[℃] t _n：與第n次算出時之碳化物成長相關的實效總時間[小時] Δt _n：第n-1次的算出時間點起至第n次的算出時間點為止之經過時間[小時] C：與碳化物的成長速度相關之參數(元素符號：元素之質量%) 惟，各化學組成表示添加量[質量%]。 F：常數、2.57 t _n：(440+10n)℃起至(450+10n)℃為止的經過時間[秒] K：式(3)中間的值 M：常數　5.47×10 ¹⁰ N：式(B)左邊的值 P：0.38Si+0.64Cr+0.34Mo 惟，各化學組成表示添加量[質量%]。 Q：2.43×10 ⁴ t _n：(640+10n)℃起至(650+10n)℃為止的經過時間[秒] T(n)：將停留時間分成10等分時，在第n個時間帶之鋼板平均溫度 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% 當Bs＜T(n)時，(Bs-T(n))=0 t：在550~300℃之溫度區之停留時間之合計[秒] [9]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，其係對前述正式熱處理步驟前之熱處理用鋼板施行軋縮率在15%以下之冷軋延。 [10]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，其係將前述正式熱處理步驟後之鋼板從200℃加熱至600℃以進行回火。 [11]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，其係對前述正式熱處理步驟或回火後之鋼板施行軋縮率在2.0%以下之表面光軋。 [12]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，係用以製造成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，前述製造方法之特徵在於： 將以上述本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法製得之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在高強度鋼板之單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。 [13]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，係用以製造成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，前述製造方法之特徵在於： 將上述本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法中停留在550℃起至300℃之溫度區的鋼板浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在高強度鋼板之單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。 [14]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，係用以製造成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，前述製造方法之特徵在於： 於以上述本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法製得之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板的單面或兩面，以電鍍形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。 [15]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，係用以製造成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，前述製造方法之特徵在於： 於以上述本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法製得之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板的單面或兩面，以電鍍形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。 [16]本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，係用以製造成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，前述製造方法之特徵在於： 將前述鍍鋅層或鋅合金鍍層從400℃加熱至600℃後，對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行合金化處理。 根據本發明，可提供一種成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板。

發明實施形態 要製造本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，必須製造以下熱處理用鋼板(以下有時亦稱「鋼板a」)，並將該熱處理用鋼板進行熱處理。該熱處理用鋼板之鋼板的成分組成以質量%計為： C：0.080~0.500%、 Si：2.50%以下、 Mn：0.50~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 Al：0.010~2.000%、 N：0.0015%以下及 O：0.0050%以下，且 剩餘部分：由Fe及無法避免之不純物構成，且滿足下述式(1)； 從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)之區域的微觀組織以體積%計包含80%以上之板條組織，該板條組織由麻田散鐵、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，且具有1.0×10 ¹⁰個/m ²以上圓等效直徑在0.3μm以上之碳化物。 [Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr] +0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti] ≧1.00　　　　　　　　　　　　　・・・(1) [元素]：元素之質量% 本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板(以下有時亦稱「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：0.080~0.500%、 Si：2.50%以下、 Mn：0.50~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 Al：0.010~2.000%、 N：0.0015%以下及 O：0.0050%以下，且 剩餘部分：由Fe及無法避免之不純物構成，且滿足下述式(1)； 從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)之區域的微觀組織以體積%計包含： 針狀肥粒鐵：20%以上，及 由麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上構成之島狀硬質組織：20%以上； 且限制為： 殘留沃斯田鐵：2%以上且25%以下、 塊狀肥粒鐵：20%以下； 前述島狀硬質組織中，圓等效直徑1.5μm以上之硬質區域的長寬比的平均為2.0以上，圓等效直徑小於1.5μm之硬質區域的長寬比的平均小於2.0； 前述圓等效直徑小於1.5μm之硬質區域的每單位面積個數密度(個數密度)的平均為1.0×10 ¹⁰個・m ^-2以上，且在3個以上的視野中，分別在5.0×10 ^-10m ²以上之面積中求取島狀硬質組織的個數密度時，其最大個數密度與最小個數密度之比為2.5以下。 [Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr] +0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti] ≧1.00　　　　　　　　　　　　　・・・(1) [元素]：元素之質量% 本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板(以下有時亦稱「本發明鋼板A1」)之特徵在於：於本發明鋼板A之單面或兩面具有鍍鋅層或鋅合金鍍層。

本發明之成形性、韌性及熔接性優異之高強度鋼板(以下有時亦稱「本發明鋼板A2」)之特徵在於：本發明鋼板A1之鍍鋅層或鋅合金鍍層係合金化鍍層。

上述熱處理用鋼板之製造方法(以下有時亦稱「製造方法a」)係製造鋼板a之製造方法，且其係實施以下步驟： 熱軋延步驟，係將鋼板a之成分組成的鑄片加熱至1080℃以上且1300℃以下後施行熱軋延，該熱軋延中，最高加熱溫度起至1000℃為止之溫度區域之熱軋延條件滿足前述式(A)，並且設定完成軋延之溫度為975℃起至850℃之區間； 冷卻步驟，其熱軋延完成後至600℃為止之冷卻條件滿足前述式(2)，且到達600℃後至開始進行後述中間熱處理為止，以每20℃計算之溫度歷程滿足式(3)，其中該式(2)係表示將從完成軋延之溫度至600℃為止之溫度分成15等分之各溫度區之變態進行程度的總和； 冷軋延步驟，係施行軋縮率在80%以下之冷軋延；及 中間熱處理步驟，係以令650℃起至(Ac3-40)℃之溫度區之平均加熱速度為30℃/秒以上，從(Ac3-30)℃加熱至(Ac3+100)℃之溫度後，將在該加熱溫度起至(最高加熱溫度-10)℃之溫度區之停留時間限制在100秒以下，然後從加熱溫度進行冷卻時，以令750℃起至450℃之溫度區之平均冷卻速度為30℃/秒以上來進行冷卻。

本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法(以下有時亦稱「本發明製造方法A」)之特徵在於實施正式熱處理步驟，該正式熱處理步驟係依以下方式進行： 以令450℃起至650℃之溫度歷程為滿足前述式(B)之範圍，然後以令650℃起至750℃之溫度歷程為滿足前述式(C)之範圍，將鋼板a從(Ac1+25)℃加熱至Ac3點之溫度； 於加熱溫度下維持150秒以下； 從加熱維持溫度起，以令700℃起至550℃之溫度區之平均冷卻速度為10℃/秒以上，冷卻到550℃起至300℃之溫度區； 令在550℃起至300℃之溫度區之停留時間為1000秒以下； 並且在550℃起至300℃之溫度區之停留條件滿足前述式(4)。 本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法(以下有時亦稱「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製得之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在鋼板之單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。

本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法(以下有時亦稱「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： 將以本發明製造方法A製造且停留在550℃起至300℃之溫度區的鋼板，浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在鋼板之單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。

本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法(以下有時亦稱「本發明製造方法A1c」)，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製得之成形性及耐衝擊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。

本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法(以下有時亦稱「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400℃加熱至600℃後，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與其製造方法(製造方法a)、及本發明鋼板A、A1及A2、該等之製造方法(本發明製造方法A、A1a、A1b、A1c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：0.080～0.500% C係有助於提升強度與耐衝撃性之元素。若C小於0.080%，便無法充分獲得添加效果，故C係設為0.080%以上。且宜為0.100%以上，更宜為0.140%以上。

另一方面，若C大於0.500%，會使鑄造鋼胚脆化而易破裂造成生產顯著降低，故設C為0.500%以下。並且，因大量的C會使熔接性變差，故以確保良好的點熔接性之觀點來看，C宜為0.350%以下，且0.250%以下更佳。

Si：2.50%以下 Si係可使鐵系碳化物微細化而有助於提升強度與成形性之元素，亦為會使鋼脆化之元素。若Si大於2.50%，會使鑄造鋼胚脆化而易破裂造成生產顯著降低，故設Si為2.50%以下。且，Si係會使Fe結晶脆化之元素，故以確保耐衝撃性之觀點，宜為2.20%以下，且2.00%以下更佳。

下限雖然包含0%，但減低至小於0.010%，會有於變韌鐵變態時生成粗大的鐵系碳化物，造成強度及成形性降低之情形，故Si宜為0.005%以上。且較佳為0.010%以上。

Mn：0.50～5.00% Mn係可提高淬火性而有助於提升強度的元素。若Mn小於0.50%，則會於退火之冷卻過程中生成軟質組織，而難以確保所欲強度，故設Mn為0.50%以上。且較佳為0.80%以上，更佳為1.00%以上。

另一方面，若Mn大於5.00%，則於鑄造鋼胚的中央部會有Mn濃化，使鑄造鋼胚脆化而易破裂造成生產顯著降低，故設Mn為5.00%以下。又，大量的Mn會使熔接性降低，故以確保良好的點熔接性之觀點來看，Mn宜為3.50%以下，且3.00%以下更佳。

P：0.100%以下 P係會使鋼脆化且使藉由點熔接生成之熔融部脆化之元素。若P大於0.100%，會使鑄造鋼胚脆化而易破裂，故設P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。

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或熔接性之元素。若S大於0.0100%，會使成形性及熔接性顯著降低，故設S為0.0100%以下。以確保良好的熔接性之觀點來看，宜為0.0070%以下，且0.0050%以下更佳。

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可發揮脫氧材之功能，另一方面亦為會使鋼脆化且會阻礙熔接性之元素。若Al小於0.001%，則無法充分獲得脫氧效果，故設Al為0.001%以上。且宜為0.010%以上，更宜為0.020%以上。

另一方面，若Al大於2.000%，則會生成粗大的氧化物，使鑄造鋼胚易破裂，故設Al為2.000%以下。以確保良好的熔接性之觀點來看，Al量宜為1.500%以下，且設為1.100%以下更佳。

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之元素，且為於熔接時造成產生氣孔之原因而阻礙熔接性之元素。若N大於0.0150%，會使成形性與熔接性降低，故設N為0.0150%以下。且較佳是在0.0100%以下，在0.0060%以下更佳。

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之元素。若O大於0.0050%，會使成形性顯著降低，故設O為0.0050%以下。且較佳是在0.0030%以下，在0.0020%以下更佳。

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。

[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr] +0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti] ≧1.00　・・・(1) 為了製造後述熱處理用鋼板，必須於中間熱處理中使碳化物適度熔存以獲得固定量以上的微細碳化物。當碳化物過於易熔時，於中間熱處理中全部碳化物會消失，而無法獲得預定的熱處理用鋼板。因此，必須滿足由可緩和碳化物之熔解速度的元素種類之添加量所構成的上述式(1)。

式(1)的左邊：[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]：1.00以上 上述式(1)的左邊，[元素]係元素之質量%，各[元素]的係數為：將本發明鋼板a之製造步驟中，Si抑制碳化物熔解而有助於提升最終製品的正式熱處理後的鋼板的強度、成形性及耐衝撃性的平衡之貢獻度設為1，而將該Si的貢獻度1與各元素的貢獻度比較後之比率。

在鋼板的成分組成中，上述式(1)的左邊若小於1.00，則無法於熱處理用鋼板中生成充分的碳化物，而使正式熱處理後的鋼板的特性變差。為了使熱處理用鋼板中充分殘存碳化物以改善特性，必須設上述式(1)的左邊為1.00以上。且較佳是在1.25以上，在1.50以上更佳。

上述式(1)的左邊的上限係以各元素的上限而定，故並無限定，但若過度提升上述式(1)的左邊的值，會有使熱處理用鋼板中的碳化物的尺寸過度粗大化，進而於之後的熱處理步驟中殘留粗大的碳化物之情形，而反而有造成鋼板特性降低之虞，故上述式(1)的左邊宜為4.00以下，且3.60以下更佳。

本發明熱處理用鋼板及本發明高強度鋼板之成分組成含有上述成分，且剩餘部分由Fe及無法避免之不純物構成。除上述元素之外，為了提升特性，亦可含有以下元素來取代部分之Fe。

Ti：0.300%以下 Ti係一種可透過析出物所帶來之強化、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之元素。若Ti大於0.300%，則會大量析出碳氮化物，使成形性降低，故Ti宜為0.300%以下。且更宜為0.150%以下。

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：0.100%以下 Nb係一種可透過析出物所帶來之強化、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之元素。若Nb大於0.100%，則會大量析出碳氮化物，使成形性降低，故Nb宜為0.100%以下。且更宜為0.060%以下。

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係一種可透過析出物所帶來之強化、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之元素。若V大於1.00%，則會大量析出碳氮化物，使成形性降低，故V宜為1.00%以下。且更宜為0.50%以下。

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，且為可替換C及/或Mn之一部分的元素。若Cr大於2.00%，會使熱加工性降低造成生產性降低，故Cr宜為2.00%以下。且更宜為1.20%以下。

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係可抑制在高溫下的相變態而有助於提升鋼板強度的元素，且為可替換C及/或Mn之一部分的元素。若Ni大於2.00%，會使熔接性降低，故Ni宜為2.00%以下。且更宜為1.20%以下。

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，且為可替換C及/或Mn之一部分的元素。若Cu大於2.00%，會使熔接性降低，故Cu宜為2.00%以下。且更宜為1.20%以下。

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係可抑制在高溫下的相變態而有助於提升鋼板強度的元素，且為可替換C及/或Mn之一部分的元素。若Mo大於1.00%，會使熱加工性降低造成生產性降低，故Mo宜為1.00%以下。且更宜為0.50%以下。

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係可抑制在高溫下的相變態而有助於提升鋼板強度的元素，且為可替換C及/或Mn之一部分的元素。若W大於1.00%，會使熱加工性降低造成生產性降低，故W宜為1.00%以下。且更宜為0.70%以下。

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係可抑制在高溫下的相變態而有助於提升鋼板強度的元素，且為可替換C及/或Mn之一部分的元素。若B大於0.0100%，會使熱加工性降低造成生產性降低，故B宜為0.0100%以下。且更宜為0.0050%以下。

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%，則鋼板會脆化而有於軋延時斷裂之情形，故Sn宜為1.00%以下。且更宜為0.50%以下。

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：0.200%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0.200%，則鋼板會脆化而有於軋延時斷裂之情形，故Sb宜為0.200%以下。且更宜為0.100%以下。

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。

本發明鋼板之成分組成亦可視需要含有以下中之1種或2種以上元素：Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM。

Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf及REM中之1種或2種以上：合計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、REM中之1種或2種以上合計之下限雖然包含0%，但為充分獲得提升成形性之效果，合計宜為0.0001%以上，且0.0010%以上更佳。

另，REM(Rare Earth Metal)係指屬鑭系之元素。REM及Ce多以稀土金屬之形態作添加，且除La、Ce外，亦可無法避免地含有鑭系元素。

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，說明本發明鋼板之微觀組織。 規定微觀組織之區域：從鋼板表面起算1/8t~3/8t(t：板厚) 一般而言，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)之區域的微觀組織係負責鋼板整體的機械特性(成形性、強度、延展性、韌性、擴孔性等)，因此於本發明鋼板A、A1及A2(以下有時統稱為「本發明鋼板A」)中，規定從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)之區域的微觀組織。

然後，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)之區域的微觀組織藉由熱處理製成所期望之微觀組織，於鋼板a中，同樣地規定從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)之區域的微觀組織。

首先，說明鋼板a中從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)之區域的微觀組織(以下有時亦稱「微觀組織a」)。以下，與微觀組織有關之符號%係指體積%。

微觀組織a 由麻田散鐵、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，且具有1.0×10 ¹⁰個/m ²以上圓等效直徑在0.1μm以上之碳化物的板條組織：80%以上 微觀組織a係製成包含80%以上之板條組織的組織，該板條組織由麻田散鐵、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，且具有1.0×10 ¹⁰個/m ²以上圓等效直徑在0.1μm以上之碳化物。即便對該板條組織小於80%之本發明鋼板a施行熱處理，本發明鋼板A中亦無法製得所欲微觀組織而無法確保優異的成形性，故設上述板條組織為80%以上。且宜在90%以上。

微觀組織a若為板條組織，則藉由熱處理(退火)會於板條邊界生成被相同結晶方位之肥粒鐵包圍的微細沃斯田鐵，並沿板條邊界成長。沿板條邊界成長之沃斯田鐵、即沿一方向伸長之沃斯田鐵經由冷卻處理會形成沿一方向伸長之島狀硬質組織，大幅提升強度與成形性。

鋼板a之板條組織可藉由對經以預定熱軋及冷軋條件製出之鋼板施行所欲之中間熱處理來形成。於後再說明板條組織之形成。

回火麻田散鐵、變韌鐵及變韌肥粒鐵之各體積%會因鋼板之成分組成、熱軋條件、冷卻條件而改變，故無特別限定，惟就其較佳體積%予以說明。

麻田散鐵經由正式熱處理會變成回火麻田散鐵，而與既有的回火麻田散鐵互相作用，有助於提升本發明鋼板A之成形性-強度平衡。另一方面，若熱處理用鋼板a含有大量麻田散鐵，會使強度上升造成彎曲性變差，而阻礙切斷或形狀矯正處理等步驟的生產性。由此觀點看來，板條組織中之麻田散鐵的體積%宜為30%以下，且15%以下更佳。

回火麻田散鐵係可大幅提升本發明鋼板A之成形性-強度平衡的組織。且，不用過度提高熱處理用鋼板之強度還能具優異彎曲性，故係一種可為了提升生產性而積極利用之組織。熱處理用鋼板a中之回火麻田散鐵的體積分率宜為30%以上，且50%以上更佳，亦可為100%。

變韌鐵及變韌肥粒鐵相較於麻田散鐵及回火麻田散鐵為低強度，故可為了提升生產性而積極應用。另一方面，於變韌鐵中生成碳化物會消耗C，故熱處理用鋼板a中之體積分率宜為50%以下。

微觀組織a中，設其他組織(波來鐵、雪明碳鐵、塊狀肥粒鐵、殘留沃斯田鐵等)小於20%。

塊狀肥粒鐵於結晶粒內不具有沃斯田鐵之成核部位，故於退火(後述之正式熱處理)後之微觀組織中會變成不含沃斯田鐵之肥粒鐵而無助於提升強度。

且，塊狀肥粒鐵有不具有與母相沃斯田鐵之特定結晶方位關係的情況，故塊狀肥粒鐵若增加，於退火時有在塊狀肥粒鐵與母相沃斯田鐵之邊界生成與母相沃斯田鐵之結晶方位大不相同的沃斯田鐵之情形。因於肥粒鐵周邊新生成之結晶方位大不相同的沃斯田鐵粗大且各向同性地成長，故無助於提升機械特性。

殘留沃斯田鐵之一部分會於退火時變粗大且各向同化，故無助於提升機械特性。由確保矯正熱處理用鋼板之形狀所需之彎曲性的觀點，於彎曲加工時會作為破壞之起點發揮作用之殘留沃斯田鐵宜限制在10%以下，且5%以下更佳。

波來鐵與雪明碳鐵於退火時會變態成沃斯田鐵而變粗大且各向同性地成長，故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%。 板條組織中之圓等效直徑在0.1μm以上的碳化物：1.0×10 ¹⁰個/m ²以上 板條組織中若存在碳化物，則微觀組織之固溶碳量會變少，而使微觀組織之變態溫度變高，故即便急冷亦可良好維持鋼板的形狀及尺寸，且可降低鋼板強度而易切斷鋼板及矯正形狀，從而易實施第2次熱處理。碳化物藉由第2次熱處理會熔入巨觀組織而形成硬質組織之生成部位。

該部位與上述板條邊界之部位不同，係存在於板條組織內，故所生成之沃斯田鐵會在針狀肥粒鐵內部各向同性地成長，而經由冷卻處理形成不會沿特定方向大幅成長之微細且各向同的島狀硬質組織，從而提高鋼板之耐衝撃特性。

碳化物之圓等效直徑若小於0.1μm，則不會作為硬質組織之生成部位發揮功能，故將其作為圓等效直徑在0.1μm以上之碳化物的個數計測之對象。圓等效直徑在0.1μm以上之碳化物的每單位面積個數密度(以下亦僅稱「個數密度」)若小於1.0×10 ¹⁰個/m ²，則成核部位的個數會不夠分，且微觀組織之固溶碳量不會充分降低，故設上述碳化物之個數密度為1.0×10 ¹⁰個/m ²以上。宜為1.5×10 ¹⁰個/m ²以上，且2.0×10 ¹⁰個/m ²以上更佳。

上述碳化物之尺寸上限並無特別限定，但過度粗大的碳化物有即便在將熱處理用鋼板進行熱處理亦不會熔完而殘留下來，使強度、成形性及耐衝撃性變差之情形而不佳。且，過度粗大的碳化物可能會在矯正鋼板形狀時變成破壞的起點。由以上2個觀點來看，圓等效直徑在0.1μm以上之碳化物的平均圓等效直徑宜為1.2μm以下，且0.8μm以下更佳。

上述碳化物的個數密度會因鋼板的C量及熱處理條件(於後述)而不同，故無限定其上限，惟在第2次熱處理時會有全部碳化物沒有熔完的情形，故實質上限為5.0×10 ¹²個/m ²左右。

接著，說明本發明鋼板A中從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)之區域的微觀組織(以下有時亦稱「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係對鋼板a之微觀組織a施行所欲熱處理(後述之正式熱處理)而形成。微觀組織A為包含順承微觀組織a之組織形態而形成之針狀肥粒鐵及沿一方向伸長之島狀硬質組織、與經所欲熱處理形成之等軸狀島狀硬質組織。該點即為本發明鋼板A之特徴。

針狀肥粒鐵：20%以上 對微觀組織a(由回火麻田散鐵、變韌鐵及變韌肥粒鐵中之1種或2種以上構成，且具有1.0×10 ¹⁰個/m ²以上圓等效直徑在0.1μm以上之碳化物的板條組織：80%以上)施行所欲加熱處理後，板條狀肥粒鐵會合體成針狀，於其結晶晶界生成沿一方向伸長之沃斯田鐵粒。

並且，於加熱處理後以預定條件施行冷卻處理後，沿一方向伸長的沃斯田鐵會變成沿一方向伸長的島狀硬質組織，而提升微觀組織A的成形性-強度平衡。

針狀肥粒鐵若小於20%，則粗大且各向同的島狀硬質組織的體積%會顯著增加，使微觀組織A的成形性-強度平衡降低，故設針狀肥粒鐵為20%以上。由可更提高成形性-強度平衡之觀點來看，針狀肥粒鐵宜為30%以上。

另一方面，針狀肥粒鐵若大於80%，會使島狀硬質組織的體積%減少而使強度大幅降低，故針狀肥粒鐵宜為80%以下。以高強度化之觀點來看，宜降低針狀肥粒鐵的體積%、提高島狀硬質組織的體積%，由此觀點看來，針狀肥粒鐵更宜為65%以下。

由麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上構成之島狀硬質組織：20%以上 構成島狀硬質組織之各組織的體積%會因鋼板的成分組成及熱處理條件而不同，惟較佳的體積%如下。

麻田散鐵：30%以下 其為負責鋼板強度之組織，但若大於30%會使鋼板的耐衝撃性降低，故宜為30%以下。且更宜為15%以下。下限包含0%。

回火麻田散鐵：80%以下 回火麻田散鐵係可不損及鋼板之成形性及耐衝撃性而提高鋼板強度之組織。為充分提高鋼板的強度、成形性及耐衝撃性，回火麻田散鐵宜為10%以上。且更宜在15%以上。

另一方面，若回火麻田散鐵大於80%，則會使鋼板強度過度上升，造成成形性降低，故回火麻田散鐵宜為80%以下。且更宜為60%以下。

殘留沃斯田鐵：2%以上且在25%以下 殘留沃斯田鐵係可大幅改善鋼板的成形性、尤其係延展性之組織。為充分獲得該效果，殘留沃斯田鐵宜為2%以上，且5%以上更佳。

另一方面，殘留沃斯田鐵係會阻礙耐衝撃性之組織。若殘留沃斯田鐵大於25%，會無法確保優異的耐衝撃性，故殘留沃斯田鐵宜為25%以下。且更宜為20%以下。

島狀硬質組織中硬質區域之長寬比 圓等效直徑1.5μm以上之硬質區域之平均長寬比：2.0以上 圓等效直徑小於1.5μm之硬質區域之平均長寬比：小於2.0 沿一方向伸長之粗大的島狀硬質組織係可大幅改善鋼板之加工硬化能而提高強度及成形性之組織。另一方面，塊狀的粗大島狀硬質組織會伴隨變形而易於內部產生破壞，使成形性變差。由以上觀點看來，為充分提高鋼板的強度-成形性平衡，必須設圓等效直徑1.5μm以上之粗大的島狀硬質組織的平均長寬比為2.0以上。為充分提高強度-成形性平衡，平均長寬比宜為2.5以上，且3.0以上更佳。

主要來說，肥粒鐵晶粒內生成之微細島狀硬質組織係一種不易在與周圍肥粒鐵之界面剝離且即便加諸應變亦不易產生破壞，從而有助於改善強度-成形性之組織。尤其是各向同性地成長的微細島狀硬質組織係一種不會作為破壞的傳播部位發揮作用，而可在不損及鋼板的耐衝撃特性下提高強度-成形性平衡之組織。

另一方面，沿一方向伸長的微細島狀硬質組織係一種會在肥粒鐵晶粒內作為破壞的傳播部位大大發揮作用，而損害耐衝撃性之組織。因此，為充分確保鋼板的耐衝撃性，必須設圓等效直徑小於1.5μm(較佳為1.44μm以下)之微細的島狀硬質組織的平均長寬比小於2.0。為更提高耐衝撃性，平均長寬比宜為1.7以下，且1.5以下更佳。

微細的島狀硬質組織的每單位面積的個數密度(以亦僅稱「個數密度」)若少，則應力及/或應變會集中於一部分的島狀硬質組織及/或其周邊而作為破壞的起點或傳播路徑發揮作用。因此，圓等效直徑小於1.5μm之微細島狀硬質組織的個數密度的平均設為1.0×10 ¹⁰個/m ²以上。為了不易作為破壞的傳播路徑發揮作用，宜設為2.5×10 ¹⁰個/m ²以上，且設為4.0×10 ¹⁰個/m ²以上更佳。

又，微細的島狀硬質組織若局部存在一部分，則於破壞傳播時於島狀硬質組織較少的區域中應力及/或應變易集中於一部分的島狀硬質組織及/或其周邊而易傳播破壞。為了防止該現象，微細的島狀硬質組織的個數密度宜接近固定。具體而言，在3個以上的視野中，分別在5.0×10 ^-10m ²以上之面積中求取圓等效直徑小於1.5μm之島狀硬質組織的個數密度，並將各視野中之島狀硬質組織的個數密度中最大值除以最小值所得之值限制在2.5以下。該值宜為2.0以下，且越接近1.0越佳。

塊狀肥粒鐵：20%以下 塊狀肥粒鐵係會與針狀肥粒鐵相競爭之組織。塊狀肥粒鐵的體積%越增加，針狀肥粒鐵的體積%即越減少，故將塊狀肥粒鐵限制在20%以下。塊狀肥粒鐵越少越佳，亦可為0%。

剩餘部分：變韌鐵+變韌肥粒鐵+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，只要可以充分的體積%確保針狀肥粒鐵與麻田散鐵，則亦可含於微觀組織中。變韌鐵與變韌肥粒鐵之體積%的合計若大於40%，則有無法充分獲得針狀肥粒鐵及/或麻田散鐵之體積%的情形，故變韌鐵與變韌肥粒鐵之體積%的合計宜為40%以下。

微觀組織A之剩餘部分組織中無法避免之生成相為波來鐵、雪明碳鐵等。波來鐵及/或雪明碳鐵之體積%若增加，會使延展性降低，造成成形性-強度平衡降低，故波來鐵及/或雪明碳鐵之體積%宜合計在5%以下。

藉由形成微觀組織A，可確保優異的成形性-強度平衡，而可製得成形性與耐衝撃性優異的本發明鋼板A。

於圖2示意顯示鋼板的微觀組織的圖像。其僅為說明而示意顯示的圖，故本發明之微觀組織不受限於本圖。圖2A係本發明鋼的微觀組織A之示意圖，表示出針狀肥粒鐵3、圓等效直徑1.5μm以上之硬質區域(粗大的島狀硬質組織(長寬比：大)4)、圓等效直徑小於1.5μm之硬質區域(微細的島狀硬質組織(長寬比：小)5)。圖2B係比較鋼且為一般高強度複合組織鋼之情形，表示出塊狀肥粒鐵1與粗大的島狀硬質組織(長寬比：小)2。圖2C係比較鋼且為與特性經改善之高強度複合組織鋼(例如文獻1)相關者，表示出針狀肥粒鐵3與粗大的島狀硬質組織(長寬比：大)4。

於此，說明組織之體積分率(體積%)的決定方法。

從鋼板採取以與鋼板之軋延方向平行之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，於從板厚表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)之區域中，在1個以上之視野中，以場發射型掃描型電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察合計2.0×10 ^-9m ²以上之面積，解析各組織(除殘留沃斯田鐵外)之面積分率(面積%)。

以經驗來說，面積分率(面積%)≒體積分率(體積%)，故以面積分率作為體積分率(體積%)。

此外，微觀組織A中的針狀肥粒鐵係指以FE-SEM觀察組織時，結晶粒的長徑與短徑之比即長寬比在3.0以上的肥粒鐵。而塊狀肥粒鐵係指同樣地長寬比小於3.0的肥粒鐵。

微觀組織中的殘留沃斯田鐵的體積分率係利用X射線繞射法解析。從上述試驗片之板厚表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)之區域中，將與鋼板面平行之面加工成鏡面，並用X射線繞射法解析FCC鐵之面積分率。並將該面積分率作為殘留沃斯田鐵的體積分率。

將微觀組織(與鋼板之軋延方向平行之板厚截面)中，由麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上構成之部分稱為「島狀硬質組織」。該等3種組織皆為硬質，故稱作「硬質」。又，微觀組織A中，將被軟質肥粒鐵包圍且於觀察組織中連結之區域視為一個「島」。由此，將島狀硬質組織分成圓等效直徑1.5μm以上與小於1.5μm來評估長寬比時，可將一個島視為一個晶粒。

本發明鋼板A可為於鋼板之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)，且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的鋼板(本發明鋼板A2)。以下進行說明。

鍍鋅層及鋅合金鍍層 本發明鋼板A之單面或兩面形成之鍍敷層宜為鍍鋅層或以鋅為主成分之鋅合金鍍層。鋅合金鍍敷層宜為含有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來形成。鍍鋅層之Al量若增加，會使鋼板表面與鍍鋅層之密著性降低，故鍍鋅層之Al量宜為0.5質量%以下。鍍鋅層為熔融鍍鋅層時，為提高鋼板表面與鍍鋅層之密著性，熔融鍍鋅層之Fe量宜為3.0質量%以下。

鍍鋅層為電鍍鋅層時，以提升耐蝕性之觀點來看，鍍敷層之Fe量宜為0.5質量%以下。

鍍鋅層及鋅合金鍍層在不阻礙耐蝕性與成形性之範圍內，亦可含有以下中之1種或2種以上元素：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。尤其，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，熔融鍍鋅層或熔融鋅合金鍍層之Fe量宜為7.0~13.0質量%。

本發明鋼板A之板厚並無特別限定為特定的板厚範圍，惟考慮泛用性及製造性，宜為0.4~5.0mm。板厚若小於0.4mm，則難以將鋼板形狀維持平坦，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，若板厚大於5.0mm，則於製造過程中難以控制加熱條件及冷卻條件，而有無法製得在板厚方向上呈均質的微觀組織之情形，故板厚宜為5.0mm以下。更宜為4.5mm以下。

本發明製造方法(本發明製造方法A)如圖1所示，以滿足式(A)之方式實施熱軋步驟(製造方法a)，且以滿足式(2)及式(3)之方式實施冷卻步驟，藉以使所期望之大小的碳化物均質地形成於鋼內部整體。接著，藉由進行冷軋延步驟、並以預定條件進行中間熱處理步驟，以不使碳化物熔化之方式加熱，之進行後急冷以使板條組織形成於鋼內部。

最後，於正式熱處理步驟中，首先以滿足式(B)之方式急速提高溫度，並從沃斯田鐵變態開始時以滿足式(C)之方式緩和加熱處理，然後進行急冷。於冷卻後半，以滿足式(4)之方式進行冷卻，藉以控制沃斯田鐵分率，形成以針狀組織為主體且具有2種島狀硬質組織之組織。

以下，詳細說明製造方法a、及本發明製造方法A、A1a、A1b及A2。

首先說明製造方法a。

製造方法a係實施以下步驟：熱軋延步驟，係將預定成分組成的鑄片加熱至1080℃以上且1300℃以下後施行熱軋延，該熱軋延中，最高加熱溫度起至1000℃為止之溫度區域中的熱軋延條件滿足前述式(A)，並且設定完成軋延之溫度為975℃起至850℃之區間；冷卻步驟，其熱軋延完成後至600℃為止之冷卻條件滿足下述式(2)，且到達600℃後至開始進行後述中間熱處理為止，以每20℃計算之溫度歷程滿足下述式(3)，其中該式(2)係表示將從完成軋延之溫度至600℃為止之溫度分成15等分之各溫度區之變態進行程度的總和；及中間熱處理步驟，係以令650℃起至(Ac3-40)℃之溫度區的平均加熱速度為30℃/秒以上，從(Ac3-30)℃加熱至(Ac3+100)℃之溫度後，將在該加熱溫度起至(最高加熱溫度-10)℃之溫度區之停留時間限制在100秒以下，然後從加熱溫度進行冷卻時，以令750℃起至450℃之溫度區的平均冷卻速度為30℃/秒以上來進行冷卻。

說明製造方法a的步驟條件。

用以施行熱處理之鋼板 製造方法a係對鋼板a之成分組成的鋼板施行中間熱處理來製造鋼板a之方法。用來施行熱處理之鋼板只要為具有鋼板a之成分組成且以常規方法進行熱軋延及冷軋延而製出之鋼板即可。較佳之熱軋條件如下。

熱軋溫度 將鋼板a之成分組成的熔鋼以連續鑄造或薄鋼胚鑄造等之常規方法鑄造，以製造供於熱軋延之鋼片。將鋼片先暫時冷卻至常溫後再供於熱軋延時，加熱溫度宜為1080℃至1300℃。

加熱溫度若低於1080℃，則因鑄造而生成的粗大夾雜物無法熔解，而有熱軋鋼板於熱軋延後之步驟中斷裂之虞，故加熱溫度宜為1080℃以上。更宜在1150℃以上。

另一方面，加熱溫度若高於1300℃，則須大量熱能，故宜為1300℃以下。更宜在1230℃以下。又，亦可在鑄造上述熔鋼後，將在1080℃起至1300℃之溫度區的鋼片直接供於熱軋延。

熱軋延可分成：為了促使鋼板內部的再結晶以提高均質性進行之加熱溫度在1000℃以上之區間的軋延；及，為了均質促進軋延後之相變態而導入適當之應變之低於1000℃之區間的軋延。

於用以提高鋼板之均質性之加熱溫度在1000℃以上之區間的軋延中，為了促進再結晶使γ粒徑微細化，藉由沿晶界的碳擴散來提高鋼板內部的均質性，其軋延條件必須滿足式(A)。且，該溫度區間中之合計軋縮率宜為75%以上。 n：從加熱爐取出後，至1000℃為止之軋延道次數 h _i：i道次後的完工板厚[mm] T _i：第i道次的軋延溫度[℃] t _i：第i道次的軋延起至第i+1道次為止的經過時間[秒] A=9.11×10 ⁷，B=2.72×10 ⁴：常數 式(A)之值越大，鋼板之均質性即越高，但過度提高式(A)之值，會使在高溫區中的軋縮率過度增加，而使組織粗大化，故宜使式(A)之值於4.50以下。由提高鋼板之均質性的觀點來看，式(A)之值宜為1.50以上，2.00以上更佳。

低於1000℃之區間中的軋延之合計軋縮率宜為50%以上，且其完成軋延之溫度宜為975℃至850℃。

完成軋延之溫度：850℃至975℃ 完成軋延之溫度以850℃至975℃為宜。完成軋延之溫度若低於850℃，會使軋延反作用力增大，而難以穩定確保形狀及板厚之尺寸精度，故完成軋延之溫度宜為850℃以上。另一方面，完成軋延之溫度若高於975℃，則需鋼板加熱裝置而造成軋延成本高騰，故完成軋延之溫度宜為975℃以下。

從熱軋延完成起至600℃為止之冷卻步驟宜以滿足下述式(2)之範圍來實施。下述式(2)係表示將從完成軋延之溫度起至600℃為止之溫度分成15等分之各溫度區之變態進行程度的總和。 t(n)：在第n個溫度區之停留時間[秒] 元素符號：元素之質量% Tf：熱軋延完成溫度[℃]

施行過滿足上述式(2)之冷卻處理的熱軋鋼板之微觀組織為均質，且碳化物分散存在，故對進而進行冷軋延過之鋼板施行中間熱處理後之熱處理用鋼板其碳化物亦會均質分散，並且對熱處理用鋼板施行正式熱處理而製得之高強度鋼板其島狀硬質組織之分散亦均平化，而提升強度-成形性平衡。

另一方面，當熱軋之冷卻步驟不滿足上述式(2)時，在高溫下相變態會過度進行而變成碳化物局部存在之熱軋鋼板。而對該熱軋鋼板施行冷軋及中間熱處理過之熱處理用鋼板其碳化物會不均勻分散，並且對熱處理用鋼板施行正式熱處理而製得之鋼板其島狀硬質組織會局部存在，而降低強度-成形性平衡。由此觀點看來，上述式(2)的左邊宜為0.80以下，且0.60以下更佳。

熱軋延完成後達至600℃後，至開始進行用以製造熱處理用鋼板之加熱處理(後述之中間熱處理)為止之期間，以每20℃計算之溫度歷程宜滿足下述式(3)。下述式(3)中間係表示隨時間經過(n的增加)而成長之碳化物成長程度之式，下述式(3)的中間的值(於開始中間熱處理前最後達到之值)越大，越可期待碳化物之粗大化。 T _n：第n-1次的算出時間點起至第n次的算出時間點為止之平均鋼板溫度[℃] t _n：與第n次算出時之碳化物成長相關的實效總時間[小時] Δt _n：第n-1次的算出時間點起至第n次的算出時間點為止之經過時間[小時] C：與碳化物的成長速度相關之參數(元素符號：元素之質量%) 上述式(3)的中間若小於1.00，則至開始進行用來製得熱處理用鋼板之中間熱處理前的鋼板中存在的碳化物會過度微細，而有經由中間熱處理而鋼板中之碳化物消失之虞，故上述式(3)的中間宜為1.00以上。

另一方面，上述式(3)的中間若大於1.50，則有鋼板中的碳化物過度粗大，而碳化物的個數密度降低，從而中間熱處理後的碳化物的個數密度不充分之虞，故上述式(3)的中間宜為1.50以下。以更改善特性之觀點來看，上述式(3)的中間更宜為1.10以上且1.40以下。

此外，於直到開始進行用來製得熱處理用鋼板之中間熱處理前將鋼板加熱至Ac3點以上時，於該時間點上述式(3)的中間會為零，而僅就又再達至600℃之後的溫度歷程進行計算。

熱軋延後之冷軋延步驟 藉由對下述中間熱處理前之熱軋鋼板施行冷軋延，可使組織成均質的加工組織，從而於之後的加熱處理(中間熱處理)中均質生成多數的沃斯田鐵，而組織微細，從而改善特性。此外，若冷軋延的軋縮率大於80%，則有於中間熱處理中會局部地過剩進行再結晶，而於其周邊塊狀組織發達之情況，故設冷軋延率為80%以下。為充分獲得組織微細化之效果，宜設軋延率在30%以上。若軋延率小於30%，則有加工組織發達不夠充分，而無法生成均質的沃斯田鐵之情形。

熱軋及冷軋鋼板之中間熱處理步驟 為了調整經捲取之冷軋鋼板中的碳化物的尺寸，對冷軋鋼板實施適宜的溫度與時間之中間熱處理步驟。中間熱處理步驟係於從(Ac3-30)℃加熱至(Ac3+100)℃之溫度時，以令650℃起至(Ac3-40)℃之溫度區的平均加熱速度為30℃/秒以上進行加熱，且將在該加熱溫度起至(最高加熱溫度-10)℃之溫度區之停留時間限制在100秒以下，然後從加熱溫度進行冷卻時，以令750℃起至450℃之溫度區的平均冷卻速度為30℃/秒以上來進行冷卻。又，可在將鋼板加熱至Ac3點以上後再冷卻至室溫。

亦可在中間熱處理前對冷軋鋼板施行1次以上的酸洗。利用酸洗去除冷軋鋼板表面之氧化物以進行淨化，可提升鋼板的鍍敷性。

鋼板加熱溫度：(Ac3-30)℃起至(Ac3+100)℃ 加熱速度限定溫度區：650℃起至(Ac3-40)℃ 上述溫度區之平均加熱速度：30℃/秒以上 將冷軋鋼板加熱至(Ac3-30)℃以上。鋼板加熱溫度若低於(Ac3-30)℃，則會殘留塊狀且粗大的肥粒鐵，大幅降低高強度鋼板的機械特性，故設鋼板加熱溫度為(Ac3-30)℃以上。且宜在(Ac3-15)℃以上，更宜在(Ac3-5)℃以上。

另一方面，若鋼板加熱溫度高於(Ac3+100)℃，鋼板中的碳化物會消失，故設加熱溫度為(Ac3+100)℃以下。以更抑制碳化物消失之觀點，加熱溫度宜為(Ac3+80)℃以下，且(Ac3+60)℃以下更佳。

加熱鋼板時，650℃起至(Ac3-40)℃之溫度區係以30℃/秒以上之平均加熱速度加熱。藉由碳化物的熔解速度快而令650℃起至(Ac3-40)℃之溫度區中的平均加熱速度為30℃/秒以上，可抑制碳化物熔解，使碳化物殘留至開始冷卻前。因此，650℃起至(Ac3-40)℃之溫度區中的平均加熱速度宜為50℃/秒以上，且70℃/秒以上更佳。

鋼板的Ac1點及Ac3點係利用下述方式求得：從加熱前的熱軋鋼板切出小片，並在1100℃下加熱後以10℃/秒冷卻至室溫施行均質化處理後，以10℃/秒從室溫加熱至1100℃，並測定此時之體積膨脹曲線來求得。又，亦可以基於充分的實驗數據所得之實驗式計算所得之計算結果等來代替。

在最高加熱溫度起至(最高加熱溫度-10)℃之溫度區之停留時間：100秒以下 將在最高加熱溫度起至(最高加熱溫度-10)℃之溫度區之停留時間限制在100秒以下。若停留時間多於100秒，則碳化物會熔入，而使圓等效直徑在0.1μm以上的碳化物的個數密度減少至小於1.0×10 ¹⁰個/m ²，故設在加熱溫度下的停留時間為100秒以下。且宜為60秒以下，較佳係在30秒以下。

停留時間之下限並無特別限定，但若設為少於0.1秒，須於一加熱完成後即急速冷卻，而要實現其亦須龐大的成本，故停留時間宜為0.1秒以上。

冷卻速度限定溫度區：750℃起至450℃ 上述溫度區之平均冷卻速度：30℃/秒以上 將熱軋鋼板加熱至(Ac3-30)℃起至(Ac3+100)℃的溫度區後，從加熱溫度起進行冷卻時，係令750~450℃之溫度區的平均冷卻速度為30℃/秒以上來進行冷卻。藉由該冷卻可抑制在上述溫度區中生成塊狀肥粒鐵。藉由該一連串的加熱及冷卻，可形成微觀組織a。

低於450℃之溫度區的冷卻條件即便無特別規定，亦可製得熱處理用鋼板(鋼板a)。在450℃起至200℃之停留時間若短，則會在更低溫下生成板條狀組織，使結晶粒徑微細化，故將熱處理用鋼板進行正式熱處理過之高強度鋼板，其微觀組織微細化而可提升強度-成形性平衡。由此觀點看來，在450℃起至200℃之溫度區之停留時間宜為60秒以下。

另一方面，若增加在450℃起至200℃之停留時間，可提高板條狀組織的生成溫度使熱處理用鋼板軟質化，從而可降低鋼板捲取或切斷時所需之成本。由此觀點看來，在450℃起至200℃之停留時間宜為60秒以上，且120秒以上更佳。

對中間熱處理後之鋼板施行冷軋延，可去除經由中間熱處理之加熱及冷卻而於鋼板內部產生之熱應變，提高鋼板的平坦度，故而為佳。但若冷軋延的軋縮率大於15%，則於經中間熱處理形成之板條狀組織會過剩蓄積差排，而於接下來的正式熱處理中生成塊狀組織，故宜設冷軋延率為15%以下。

將中間熱處理後的鋼板進行冷軋延時，亦可於軋延前或軋延道次間將鋼板加熱。藉由該加熱可使鋼板軟質化，降低軋延中之軋延反作用力，提升鋼板的形狀及尺寸精度。惟，加熱溫度宜在700℃以下。若加熱溫度高於700℃，則微觀組織的一部分會變成塊狀沃斯田鐵，使Mn偏析，而有生成粗大的塊狀Mn濃化區域之虞。

該塊狀Mn濃化區域會變成未變態的沃斯田鐵，而於退火(正式熱處理)步驟中仍以塊狀之狀態殘留，故於鋼板中生成塊狀且粗大的硬質組織，造成延展性降低。若加熱溫度低於300℃，會無法獲得充分的軟質化效果，故加熱溫度宜為300℃以上。上述酸洗及冷軋延可於上述加熱前與加熱後之任一時進行，或可於上述加熱前及加熱後進行。

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、本發明製造方法A1c及本發明製造方法A2。

本發明製造方法A係製造本發明鋼板A之製造方法，且其特徵在於實施正式熱處理步驟，該正式熱處理步驟係依以下方式進行： 以令450℃起至650℃之溫度歷程為滿足下述式(B)之範圍，然後以令650℃起至750℃之溫度歷程為滿足下述式(C)之範圍，將鋼板a從(Ac1+25)℃加熱至Ac3之溫度； 於加熱溫度下維持150秒以下； 從加熱維持溫度起，以令700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度為10℃/秒以上，冷卻到550℃起至300℃之溫度區； 令在550℃起至300℃之溫度區之停留時間為1000秒以下； 並且在550℃起至300℃之溫度區之停留條件滿足下述式(4)。 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製得之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在鋼板之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： 將本發明製造方法A中停留在550℃起至300℃之溫度區的鋼板浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在鋼板之單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。

本發明製造方法A1c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製得之成形性及耐衝擊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400℃加熱至600℃後，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。

正式熱處理步驟 將鋼板a加熱至從(Ac1+25)℃至Ac3點範圍之鋼板加熱溫度時，係以令450℃起至650℃之溫度歷程為滿足下述式(B)，然後以令650℃起至750℃之溫度歷程為滿足下述式(C)之範圍進行加熱後，在加熱溫度下維持150秒以下。

鋼板加熱溫度：(Ac1+25)℃起至Ac3點 若鋼板加熱溫度低於(Ac1+25)℃，則鋼板中會熔融殘留雪明碳鐵，而有降低機械特性之虞，故設鋼板加熱溫度為(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。若鋼板加熱溫度高於Ac3點，則全部的微觀組織會變成沃斯田鐵，使板條組織消失，而無法製得由板條組織生成之針狀肥粒鐵，故設鋼板加熱溫度為Ac3點以下。以本發明鋼板a之板條組織要更提高機械特性之觀點下，鋼板加熱溫度宜為(Ac3-10)℃以下，且(Ac3-20)℃以下更佳。鋼板加熱溫度在實施例之表中表示為「最高加熱溫度」。 加熱速度限定溫度區：450℃起至650℃ 平均加熱速度：式(B) 惟，各化學組成表示添加量[質量%]。 F：常數、2.57 t _n：(440+10n)℃起至(450+10n)℃為止的經過時間[秒] K：式(3)中間的值 式(B)係一由表示熱軋步驟中碳化物之生成、成長行為之式(3)與控制中間熱處理後之碳化物尺寸的該步驟中450℃起至650℃之區間的溫度歷程、以及強烈影響碳化物尺寸之化學組成之項次所構成之式；450℃起至650℃之溫度區的溫度歷程不滿足式(B)時，鋼板a的微觀組織a的碳化物會減數成長，而無法於加熱結束製得各向同的微細沃斯田鐵，造成微細的島狀硬質組織之平均長寬比過度增大，故上述限定溫度區的溫度歷程必須滿足式(B)。

式(B)左邊的值越小越好，惟不低於式(3)中間的值，其即為下限。又，式(B)左邊的值越大，碳化物越會減數成長，故式(B)左邊的值宜為3.00以下，且2.80以下更佳。

上述限定溫度區中的平均加熱速度的上限並無特別設定，但若大於100℃/秒，不會減數成長但效果會達飽和，故100℃/秒為實質的上限。 加熱速度限定溫度區：650℃起至750℃ 平均加熱速度：式(C) M：常數　5.47×10 ¹⁰ N：式(B)左邊的值 P：0.38Si+0.64Cr+0.34Mo 惟，各化學組成表示添加量[質量%]。 Q：2.43×10 ⁴ t _n：(640+10n)℃起至(650+10n)℃為止的經過時間[秒] 式(C)係一由表示熱軋步驟中碳化物之生成、成長行為之式(B)與強烈影響碳化物之穩定性的化學組成之項次所構成之式；650℃起至750℃的溫度區中的平均加熱速度不滿足式(C)時，會無法充分進行從熱處理用鋼板中0.1μm以上之微細碳化物之成核，而以板條邊界為成核部位生成沃斯田鐵，而無法製得各向同的微細沃斯田鐵，使微細的島狀硬質組織的平均長寬比過度增大，故上述限定溫度區的溫度歷程必須滿足式(C)。

當式(C)的值小於1.00時，會優先進行以板條邊界為成核部位之沃斯田鐵變態，而無法獲得預定組織。為了避免在板條邊界之成核而優先進行從微細碳化物之成核，式(C)的值必須為1.00以上，且宜為1.10以上，1.20以上更佳。

式(C)的值大於5.00時，從一部分的成核部位生成的沃斯田鐵會成長，而組入微細碳化物或促進沃斯田鐵彼此合體，使粗大的塊狀組織發達。為了避免沃斯田鐵過度成長，式(C)的值必須設為5.00以下，且宜為4.50以下，3.50以下更佳。 加熱維持時間：150秒以下 將鋼板a以上述條件加熱至鋼板加熱溫度(最高加熱溫度)後，於鋼板加熱溫度~(鋼板加熱溫度-10℃)之溫度區下維持150秒以下。若加熱維持時間多於150秒，則微觀組織會變成沃斯田鐵，而有使板條組織消失之虞，故設加熱維持時間為150秒以下。且宜為120秒以下。加熱維持時間之下限並未特別設定。雖亦可為0秒，但為使粗大碳化物完全熔解，宜為10秒以上。 冷卻速度限定溫度區：700℃起至550℃ 平均冷卻速度：10℃/秒以上 於將在加熱溫度下維持150秒以下後之本發明鋼板a進行冷卻時，以平均冷卻速度10℃/秒以上在700℃起至550℃之溫度區中進行冷卻。若平均冷卻速度小於10℃/秒時，會有生成塊狀肥粒鐵而無法充分製得針狀肥粒鐵之虞，故設700℃起至550℃之溫度區中的平均冷卻速度為10℃/秒以上。且較佳是在25℃/秒以上。

平均冷卻速度的上限為冷卻設備的冷卻能力上限，其極限為200℃/秒左右。 冷卻停止溫度：550℃起至300℃ 停留時間：1000秒以下 將經以10℃/秒以上在700℃起至550℃之溫度區中進行冷卻過之本發明鋼板a，冷卻至550℃起至300℃之溫度區的溫度，並在該溫度區中停留1000秒以下。若停留時間多於1000秒，沃斯田鐵會變態成變韌鐵、變韌肥粒鐵、波來鐵及/或雪明碳鐵而減少，而無法製得充分體積分率的島狀硬質組織，故設在上述溫度區中的停留時間為1000秒以下。

以增大島狀硬質組織之體積分率以更提高強度之觀點下，在上述溫度區中停留時間宜為700秒以下，且500秒以下更佳。停留時間越短越好，但要設為少於0.3秒則須特殊的冷卻設備，故宜為0.3秒以上。

又，為了形成殘留沃斯田鐵以更改善鋼板的延展性，在上述溫度區中的停留條件宜滿足下述式(4)。 T(n)：將停留時間分成10等分時，在第n個時間帶之鋼板平均溫度 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% 當Bs＜T(n)時，(Bs-T(n))=0 t：在550℃起至300℃之溫度區之停留時間的合計[秒] 上述式(4)係表示經由550℃起至300℃之溫度區中的相變態而C在未變態的沃斯田鐵濃化之動向之式。若上述式(4)的左邊大於1.00，則C的濃化會不充分，使沃斯田鐵在至室溫為止之冷卻過程中變態，而無法製得充分量的殘留沃斯田鐵。因此，為了充分確保殘留沃斯田鐵，上述式(4)的左邊宜為1.00以下。且宜0.85以下，更宜為0.70以下。

本發明製造方法A中，亦可將正式熱處理後的鋼板加熱至200~600℃來施行回火處理。藉由施行回火處理，微觀組織中的麻田散鐵會變成強韌的回火麻田散鐵，尤可提升耐衝撃性。由此觀點看來，回火溫度宜為200℃以上，更宜為230℃以上。

另一方面，若使回火溫度過度高溫，會生成粗大的碳化物，使強度及成形性降低，故回火溫度宜為600℃以下，且550℃以下更佳。回火處理的時間並未特別限定於特定範圍中。鋼板之成分組成只要視至目前為止的熱歷程來適當設定即可。

本發明製造方法A中，亦可對正式熱處理後的鋼板施行軋縮率2.0%以下的表面光軋。藉由對上述鋼板施行軋縮率2.0%以下的表面光軋，可提高鋼板之形狀及尺寸精度。此外，即便表面光軋的軋縮率大於2.0%仍無法期待可提升更多的效果，且有因軋縮率上升造成組織變化的損害之虞，故宜設軋縮率為2.0%以下。並且，本發明製造方法A中，可在表面光軋後施行回火處理，反之，亦可在回火處理後施行表面光軋。又，在回火處理之前與之後的兩處都對鋼板施行表面光軋亦無妨。

鍍鋅層與鋅合金鍍層 藉由本發明製造方法A1a、本發明製造方法A1b及本發明製造方法A1c，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。若鍍敷浴的溫度低於450℃，會使鍍敷液的黏度上升而難以正確地控制鍍敷層的厚度，從而損害鋼板的外觀，故鍍敷浴的溫度宜為450℃以上。

另一方面，若鍍敷浴的溫度高於470℃，則會從鍍敷浴產生大量的煙霧，使作業環境變差，造成作業安全性變低，故鍍敷浴的溫度宜為470℃以下。

即將浸漬於鍍敷浴之本發明鋼板A溫度宜為400℃至530℃。若鋼板溫度低於400℃，則為了將鍍敷浴的溫度穩定維持在450℃以上需大量的熱量而造成鍍敷成本上升，故鋼板溫度宜為400℃以上。更宜在430℃以上。

另一方面，若鋼板溫度高於530℃，則為了將鍍敷浴的溫度穩定維持在470℃以下需排掉大量的熱而造成鍍敷成本上升，故鋼板溫度宜為530℃以下。更宜在500℃以下。

(鍍敷浴組成) 鍍敷浴宜為以鋅為主體之鍍敷浴，且宜為鍍敷浴之總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。若鍍鋅浴之有效Al量小於0.01質量%，則Fe會過度侵入鍍鋅層或鋅合金鍍層中，造成鍍敷密著性降低，故鍍鋅浴之有效Al量宜為0.01質量%以上。且更宜在0.04%以上。

另一方面，若鍍鋅浴的有效Al量大於0.30質量%，則於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，使鍍敷密著性顯著降低，故鍍鋅浴之有效Al量宜為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原子移動，阻礙合金相形成，故鍍敷浴的有效Al量以0.20質量%以下更佳。

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種以上元素：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。

此外，鍍敷附著量可以在將鋼板從鍍敷浴拿起後，對鋼板表面噴附以氮為主體之高壓氣體，去除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係於以本發明製造方法A製造成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板時，將停留在550℃起至300℃之溫度區的鋼板浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在該高強度鋼板之單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。

浸漬至鍍敷浴之浸漬可於550℃起至300℃之溫度區中之停留的任意時間點實施。可在達至550℃後，立即浸漬至鍍敷浴中，然後停留在550℃起至300℃之溫度區中。又，可在達至550℃後，停留在550℃起至300℃中任意時間後浸漬至鍍敷浴，並在該溫度區中停留後冷卻至室溫。又，亦可在達至550℃後，停留在550℃至300℃中任意時間後浸漬至鍍敷浴，並立即冷卻至室溫。

除上述以外之事項係與本發明製造方法A1a相同。

說明本發明製造方法A1c的步驟條件。

本發明製造方法A1c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中，係將於本發明製造方法A1a、本發明製造方法A1b或本發明製造方法A1c中，形成於本發明鋼板A之單面或兩面的鍍鋅層或鋅合金鍍層，從400℃加熱至600℃後進行合金化。加熱時間宜為2~100秒。

若加熱溫度低於400℃或加熱時間少於2秒，則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400℃以上、加熱時間宜為2秒以上。

另一方面，若加熱溫度高於600℃或加熱時間多於100秒，則合金化會過度進行致使鍍敷密著性降低，故加熱溫度宜為600℃以下、加熱時間宜為100秒以下。尤其當加熱溫度高時，鋼板強度有降低之傾向，故加熱溫度為550℃以下更佳。

另，合金化處理只要係在鍍敷處理後的任意時間點施行即可。譬如可於鍍敷處理後先暫時冷卻至室溫後，再重新加熱來施行合金化處理。

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一條件例。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：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，並製造出鋼片。然後，將鋼片以表3及表4所示條件對鋼片施行熱軋延與冷軋延，並適當地施行熱處理(回火)而製成鋼板。進行了回火熱處理時，係於表3、表4中在「回火溫度」欄記載數值。 [表1] [表2] [表3] [表4]

對表3及表4所示鋼板以表5~表7所示條件施行中間熱處理，並適當地施行冷軋延而製成熱處理用鋼板。中間熱處理步驟中，冷卻步驟之「停留時間2」係指在450~200℃之停留時間。進行了冷軋延時，係於表5~7中在「冷軋延率」欄記載數值。於表8~表10中，顯示所製得之熱處理用鋼板的微觀組織。針對一部分的鋼板進行分割並以多種不同條件施行熱處理。 [表5] [表6] [表7] [表8] [表9] [表10] (實施例：高強度鋼板之製造)

對表8~表10所示熱處理用鋼板以表11~表14所示條件施行正式熱處理，並適當地施行表面光軋或熱處理(回火)。作為參考，於表中將加熱處理中之450~650℃中的平均加熱速度記載為「平均加熱速度1」，且將650~750℃中的平均加熱速度記載為「平均加熱速度2」。並於表中將鋼板加熱溫度(最高加熱溫度)中的維持時間表示為「停留時間1」。於表中將冷卻步驟中700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度表示為「平均冷卻速度」，將停止冷卻並開始停留之溫度表示為「冷卻停止溫度」，且將冷卻步驟中的停留時間表示為「停留時間2」。進行了表面光軋時，於表11~14中在「表面光軋率」欄記載數值。進行了回火熱處理時，於表11~14中在「回火處理」欄記載數值。

對一部分的熱處理用鋼板在進行表11~表14所示正式熱處理的同時，以表15所示條件施行鍍敷處理。表15之「表面」欄中，EG指電鍍法，GI指熔融鍍敷法(形成鍍鋅層)，GA指熔融鍍敷法(形成鋅合金鍍層)。 [表11] [表12] [表13] [表14] [表15]

於表16~表23中，顯示所製得之高強度鋼板的微觀組織。表中之「表面」中，CR指無進行鍍敷處理，EG、GI、GA則與表15為相同之意。表中之「組織分率」欄中，針狀α、塊狀α分別指針狀肥粒鐵、塊狀肥粒鐵。又，(麻田散鐵)、(回火麻田散鐵)、(殘留沃斯田鐵)係島狀硬質組織之細項。波來鐵及/或雪明碳鐵之合計表示為「其他」。「島狀硬質組織」欄中，將圓等效直徑小於1.5μm表示為「＜1.5μm」，圓等效直徑1.5μm以上表示為「≧1.5μm」。將最大個數密度與最小個數密度之比表示為「個數密度比」。 [表16] [表17] [表18] [表19] [表20] [表21] [表22] [表23]

強度及成形性係進行拉伸試驗及擴孔試驗來評估。製作JIS Z 2201所記載的5號試驗片，並以鋼板寬度方向為拉伸軸，依據JIS Z 2241進行拉伸試驗。擴孔試驗係依據JIS Z 2256來進行。

拉伸強度在590MPa以上的高強度鋼板中，當由拉伸最大強度TS(MPa)、總延伸率El(%)、擴孔性λ(%)構成之下述式(5)成立時，即判定為成形性-強度平衡優異的鋼板。 TS ^1.5×El×λ ^0.5≧4.0×10 ⁶・・・(5) 進行沙丕衝擊試驗，以評估韌性。當鋼板板厚小於2.5mm時，積層鋼板直至板厚合計超過5.0mm並用螺栓緊固，製出經賦予2mm深度的V缺口之積層沙丕衝擊試驗片。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-脆性遷移溫度T _TR在-50℃以下、且脆性遷移後之衝撃吸收能E _B與在室溫下之衝撃吸收能E _RT之比、E _B/E _RT成為0.25以上時，判定為韌性優異的鋼板。

實驗例83~93係比較例，為鑄造出之鋼材的成分組成超出本發明之範圍，而無法製得預定之熱處理用原板及高強度鋼板之例。

實驗例84係鋼板含有之C低於0.080質量%之例，而熱處理用鋼板無法製得板條狀組織及預定碳化物，且高強度鋼板無法製得充分量的島狀硬質組織之例，而TS(拉伸強度)差。此外，圓等效直徑小於1.5μm之島狀硬質組織的個數密度為0.0，故無法進行個數密度比之評估。

實驗例85為鋼板含有之C大於0.500質量%之例，於鑄造步驟中鋼胚斷裂，故無法製得熱處理用鋼板及高強度鋼板。實驗例86為鋼板含有之Si大於2.50質量%之例，於鑄造步驟中鋼胚斷裂，故無法製得熱處理用鋼板及高強度鋼板。

實驗例87為鋼板含有之Mn大於5.00質量%之例，於鑄造步驟中鋼胚斷裂，故無法製得熱處理用鋼板及高強度鋼板。實驗例88係鋼板含有之Mn低於0.50質量%之例，而熱處理用鋼板無法充分製得板條狀組織，高強度鋼板無法充分製得針狀肥粒鐵之例，強度-成形性平衡及耐衝撃特性差。

實驗例89為鋼板含有之P大於0.100質量%之例，於鑄造步驟中鋼胚斷裂，故無法製得熱處理用鋼板及高強度鋼板。實驗例90係鋼板含有之S大於0.0100質量%之例，因產生大量夾雜物造成熱處理用鋼板及高強度鋼板之成形性顯著降低之例。

實驗例91為鋼板含有之Al大於2.000質量%之例，於鑄造步驟中鋼胚斷裂，故無法製得熱處理用鋼板及高強度鋼板。實驗例92係鋼板含有之N大於0.0150質量%之例，因產生大量粗大氮化物造成熱處理用鋼板及高強度鋼板之成形性顯著降低之例。

實驗例93係鋼板含有之N大於0.0150質量%之例，因產生大量粗大氮化物造成熱處理用鋼板及高強度鋼板之成形性顯著降低之例。實驗例83係鋼板之成分組成不滿足式(1)之例，而熱處理用鋼板之碳化物密度不充分，高強度鋼板中微細的島狀硬質組織的長寬比變大，造成耐衝撃性降低之例。

實驗例13、18、26、52、69、74係比較例，為於用以製造熱處理用鋼板之熱軋步驟中製造條件超出本發明之範圍，而無法製得預定之微觀組織的熱處理用鋼板，正式熱處理後之特性差之例。

實驗例95(熱處理用鋼板65)不符式(A)，而熱軋鋼板中的微觀組織不均質，正式熱處理後之鋼板中島狀硬質組織呈不均質分散從而耐衝撃性降低之例。

實驗例52(熱處理用鋼板32)及實驗例74(熱處理用鋼板47)係熱軋步驟中之冷卻條件不滿足式(2)之例，而熱處理用鋼板中的碳化物密度不充分，高強度鋼板中微細的島狀硬質組織的長寬比變大而耐衝撃性降低之例。

實驗例13(熱處理用鋼板6)及實驗例26(熱處理用鋼板15)係進行熱軋延後至熱處理為止的溫度歷程不滿足式(3)下限之例，而熱處理用鋼板中的碳化物密度不充分，高強度鋼板中微細的島狀硬質組織的長寬比變大而耐衝撃性降低之例。

實驗例18(熱處理用鋼板9)及實驗例69(熱處理用鋼板43)係進行熱軋延後至熱處理為止的溫度歷程不滿足式(3)上限之例，而於熱處理用鋼板中殘留粗大的碳化物，從而熱處理用鋼板中碳化物密度不充分之例。因此，熱處理用鋼板之成形性降低，且高強度鋼板中微細的島狀硬質組織的長寬比變大，而耐衝撃性降低。

實驗例5、15、25、33、50、57、63、67、73及98係比較例，為於用以將熱軋鋼板進行中間熱處理以製造熱處理用鋼板之步驟中製造條件超出本發明之範圍，而無法製得預定之微觀組織的熱處理用鋼板，從而正式熱處理後之特性差之例。

實驗例5(熱處理用鋼板1B)及實驗例73(熱處理用鋼板46B)係650℃起至(Ac3-40)℃之溫度區中的平均加熱速度慢，而熱處理用鋼板中碳化物密度不充分，高強度鋼板中微細的島狀硬質組織的長寬比變差而耐衝撃性降低之例。

實驗例25(熱處理用鋼板14B)及實驗例50(熱處理用鋼板30B)係最高加熱溫度低，而熱處理用鋼板無法製得充分量的板條組織之例，造成高強度鋼板之強度-成形性平衡及耐衝撃性降低。

實驗例57(熱處理用鋼板35B)係最高加熱溫度高，而熱處理用鋼板中碳化物密度不充分之例。因此，熱處理用鋼板中C過度固溶，而熱處理用鋼板之成形性差。且高強度鋼板中微細的島狀硬質組織的長寬比變大而耐衝撃性降低。

實驗例15(熱處理用鋼板7B)及實驗例33(熱處理用鋼板19B)係在最高加熱溫度中的停留時間長，而熱處理用鋼板中碳化物密度不充分之例。因此，熱處理用鋼板中C過度固溶，而熱處理用鋼板之成形性差。且高強度鋼板中微細的島狀硬質組織的長寬比變大而耐衝撃性降低。

實驗例63(熱處理用鋼板39B)及實驗例67(熱處理用鋼板41B)係750℃至450℃中的冷卻速度慢，而熱處理用鋼板中塊狀肥粒鐵的比率變高而無法製得板條狀組織，故高強度鋼板的強度-成形性平衡及耐衝撃性降低。

實驗例98(熱處理用鋼板68)係熱處理用鋼板的冷軋延率大之例，而熱處理用鋼板中板條狀組織壞損，故高強度鋼板中無法製得預定的微觀組織，而強度-成形性平衡及耐衝撃性降低。

表7~表9所示實驗例中，上述比較例之鋼板外之鋼板為本發明之熱處理用鋼板，藉由施行本發明之預定的熱處理，可製得成形性及耐衝撃特性優異的高強度鋼板。

實驗例3、4、17、39、45、48、55、65、79及94、99~104係比較例，為將本發明之熱處理用鋼板進行正式熱處理時，熱處理條件超出本發明之範圍，而無法製得成形性及耐衝撃特性優異的高強度鋼板之例。

實驗例4及實驗例48係450℃起至650℃的溫度區中的加熱速度不夠，而高強度鋼板中微細的島狀硬質組織的長寬比變大而耐衝撃性降低之例。

實驗例45係650℃起至750℃的溫度區中的加熱速度過大，而高強度鋼板中微細的島狀硬質組織的長寬比變大而耐衝撃性降低之例。實驗例17及實驗例79係最高加熱溫度低而熔融殘留大量碳化物，而高強度鋼板之強度、成形性及/或耐衝撃特性降低之例。

實驗例55係最高加熱溫度高使板條狀組織完全消失，而高強度鋼板之強度-成形性平衡及耐衝撃性降低之例。實驗例39及實驗例80係最高加熱溫度之停留時間長使板條狀組織完全消失，而高強度鋼板之強度-成形性平衡及耐衝撃性降低之例。

實驗例3及實驗例101係700℃起至550℃之溫度區中的之平均冷卻速度不夠而過剩生成塊狀肥粒鐵之例，從而高強度鋼板之強度-成形性平衡及耐衝撃性降低。

實驗例51及實驗例102係在550℃起至300℃之溫度區之停留時間長使變態過度進行而無法製得島狀硬質組織之例，從而高強度鋼板之強度-成形性平衡降低。

實驗例94、99係式(C)低而不符，而高強度鋼板中微細的島狀硬質組織的個數密度不充分，從而耐衝撃性降低之例。

實驗例100係式(C)高而不符，而長寬比小之粗大的塊狀島狀組織發達，從而高強度鋼板之強度-成形性平衡及耐衝撃性降低之例。

實驗例4、103不符式(B)，而無法充分製得各向同的的微細島狀組織，從而高強度鋼板之耐衝撃性降低之例。

實驗例104不符式(4)，而無法製得殘留沃斯田鐵，從而高強度鋼板之強度-成形性平衡降低之例。

表19~表267所示實驗例中，上述比較例之鋼板外之鋼板為本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，可知藉由本發明之製造條件可製得成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板。

實驗例47(熱處理用鋼板29)係於製造熱處理用鋼板時，於熱軋延步驟中不滿足式(2)，故將熱軋鋼板暫時先加熱至Ac3點以上後，以滿足式(2)及式(3)之條件進行冷卻及回火處理後施行表4~表6所示熱處理，藉以製得本發明之熱處理用鋼板之例，並且藉由施行表10~表17所示熱處理可製得本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板。僅本實驗例係於表2之式(2)、式(3)之欄中記載熱軋延後之加熱及冷卻步驟之結果。

實驗例16、21、28、32、54係藉由將鋼板浸漬於熔融鋅浴中而製得本發明之成形性及耐衝撃性優異的高強度鍍鋅鋼板之例。實驗例16、21係在550℃起至300℃之溫度區之停留處理完成後立即浸漬於鋅浴中並冷卻至室溫為止之例。

另一方面，實驗例28及實驗例32係在停留在550℃起至300℃之溫度區之期間浸漬於鋅浴之例。實驗例32係於施行表10~表17所示熱處理後進行回火處理並同時浸漬於鋅浴之例。

實驗例7、12、24、72及78係藉由在將鋼板浸漬於熔融鋅浴後施行合金化處理而製得本發明之成形性及耐衝撃性優異的高強度合金化鍍鋅鋼板之例。

實驗例12及24係在550~300℃之溫度區之停留處理完成後立即浸漬於鋅浴中並施行合金化處理後冷卻至室溫為止之例。

實驗例72係在停留在550℃起至300℃之溫度區之期間浸漬於鋅浴後，於停留處理完成後施行合金化處理並冷卻至室溫為止之例。實驗例78係在停留在550℃起至300℃之溫度區之期間浸漬於鋅浴後，於停留處理完成後冷卻至室溫為止，並同時施行回火處理及合金化處理之例。實驗例7係施行表10~表17所示熱處理後，於即將要進行回火處理之前浸漬於鋅浴，並同時施行回火處理及合金化處理之例。

實驗例9、42及82係藉由電鍍處理而製得本發明之成形性及耐衝撃性優異的鍍鋅高強度鋼板之例。實驗例42及82係於施行表10~表17所示熱處理後施行電鍍處理之例。實驗例9係於施行表10~表17所示熱處理後施行電鍍處理並施行表10~表17所示回火處理之例。

如前述，根據本發明可提供一種成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板。本發明之高強度鋼板係一種汽車大幅輕量化與可適於保護乘客確保安全之鋼板，故本發明在鋼板製造產業及汽車產業中的利用可能性高。

1‧‧‧塊狀肥粒鐵

2、4‧‧‧粗大的島狀硬質組織

3‧‧‧針狀肥粒鐵

5‧‧‧微細的島狀硬質組織

圖式簡單說明 圖1係顯示本發明之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法之概要的示意圖。

圖2A係本發明鋼之組織示意圖。

圖2B係比較鋼且為一般高強度複合組織鋼之組織示意圖。

圖2C係比較鋼且為與特性經改善之高強度複合組織鋼(例如文獻1)相關者之組織示意圖。

Claims (30)

1. 一種成形性及耐衝擊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：0.080~0.500%、Si：2.50%以下、Mn：0.50~5.00%、P：0.100%以下、S：0.0100%以下、Al：0.001~2.000%、N：0.0150%以下及O：0.0050%以下，且剩餘部分：由Fe及無法避免之不純物構成，且滿足下述式(1)；從鋼板表面起算1/8t(t：板厚)~3/8t(t：板厚)之區域的微觀組織以體積%計包含：針狀肥粒鐵：20%以上，及由麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上構成之島狀硬質組織：20%以上；且限制為：殘留沃斯田鐵：2%以上且25%以下、塊狀肥粒鐵：20%以下，且波來鐵及/或雪明碳鐵：合計5%以下；前述島狀硬質組織中，圓等效直徑1.5μm以上之硬質 區域的長寬比的平均為2.0以上，圓等效直徑小於1.5μm之硬質區域的長寬比的平均小於2.0；前述圓等效直徑小於1.5μm之硬質區域的每單位面積個數密度(以下亦僅稱「個數密度」)的平均為1.0×10¹⁰個‧m^-2以上，且在3個以上的視野中，分別在5.0×10^-10m²以上之面積中求取島狀硬質組織的個數密度時，其最大個數密度與最小個數密度之比為2.5以下；[Si]+0.35[Mn]+0.15[Al]+2.80[Cr]+0.84[Mo]+0.50[Nb]+0.30[Ti]≧1.00‧‧‧(1)[元素]：元素之質量%。
2. 如請求項1之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有以下中之1種或2種以上元素：Ti：0.300%以下、Nb：0.100%以下及V：1.00%以下。
3. 如請求項1之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有以下中之1種或2種以上元素：Cr：2.00%以下、Ni：2.00%以下、Cu：2.00%以下、Mo：1.00%以下、 W：1.00%以下及B：0.0100%以下。
4. 如請求項2之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有以下中之1種或2種以上元素：Cr：2.00%以下、Ni：2.00%以下、Cu：2.00%以下、Mo：1.00%以下、W：1.00%以下及B：0.0100%以下。
5. 如請求項1之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有以下中之1種或2種元素：Sn：1.00%以下及Sb：0.200%以下。
6. 如請求項2之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有以下中之1種或2種元素：Sn：1.00%以下及Sb：0.200%以下。
7. 如請求項3之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有以下中之1種或2種元素： Sn：1.00%以下及Sb：0.200%以下。
8. 如請求項4之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述成分組成以質量%計更含有以下中之1種或2種元素：Sn：1.00%以下及Sb：0.200%以下。
9. 如請求項1之成形性及耐衝擊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%以下之以下中之1種或2種以上元素：Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM。
10. 如請求項2之成形性及耐衝擊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%以下之以下中之1種或2種以上元素：Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM。
11. 如請求項3之成形性及耐衝擊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%以下之以下中之1種或2種以上元素：Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM。
12. 如請求項4之成形性及耐衝擊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%以下之以下中之1種或2種以上元素：Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM。
13. 如請求項5之成形性及耐衝擊性優異的高 強度鋼板，其中前述成分組成更含有以質量%計合計0.0100%以下之以下中之1種或2種以上元素：Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM。
14. 如請求項6之成形性及耐衝擊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%以下之以下中之1種或2種以上元素：Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM。
15. 如請求項7之成形性及耐衝擊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%以下之以下中之1種或2種以上元素：Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM。
16. 如請求項8之成形性及耐衝擊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%以下之以下中之1種或2種以上元素；Ca、Ce、Mg、Zr、La、Hf、REM。
17. 如請求項1至16中任一項之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中於前述高強度鋼板之單面或兩面具有鍍鋅層或鋅合金鍍層。
18. 如請求項17之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，其中前述鍍鋅層或鋅合金鍍層係合金化鍍層。
19. 一種成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，係用以製造如請求項1至16中任一項之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，前述製造方法之特徵在於：對熱處理用鋼板實施正式熱處理步驟，該正式熱處理 步驟係依以下方式進行：以令450℃起至650℃之溫度歷程為滿足下述式(B)之範圍，然後以令650℃起至750℃之溫度歷程為滿足下述式(C)之範圍，從(Ac1+25)℃加熱至Ac3點之溫度；於加熱溫度下維持150秒以下；從加熱維持溫度進行冷卻時，以令700℃起至550℃之溫度區的平均冷卻速度為10℃/秒以上，冷卻到550℃起至300℃之溫度區；令在550℃起至300℃之溫度區之停留時間為1000秒以下；並且在550℃起至300℃之溫度區之停留條件滿足下述式(4)；又，前述熱處理用鋼板係實施以下步驟而製得：熱軋延步驟，係將含有如請求項1至16中任一項之成分的鑄片加熱至1080℃以上且1300℃以下後施行熱軋延，該熱軋延中，最高加熱溫度起至1000℃為止之溫度區域之熱軋延條件滿足式(A)，並且設定完成軋延之溫度為975℃起至850℃之區間；冷卻步驟，其熱軋延完成後至600℃為止之冷卻條件滿足下述式(2)，且到達600℃後至開始進行後述中間熱處理為止，以每20℃計算之溫度歷程滿足下述式(3)，其中該式(2)係表示將從完成軋延之溫度至600℃為止之溫度分成15等分之各溫度區之變態進行程度的總和；冷軋延步驟，係施行軋縮率在80%以下之冷軋延；及 中間熱處理步驟，係以令650℃起至(Ac3-40)℃之溫度區之平均加熱速度為30℃/秒以上，從(Ac3-30)℃加熱至(Ac3+100)℃之溫度後，將該加熱溫度起至(最高加熱溫度-10)℃之溫度區之停留時間限制在100秒以下，然後從加熱溫度進行冷卻時，以令750℃起至450℃之溫度區之平均冷卻速度為30℃/秒以上來進行冷卻； n：從加熱爐取出後，至1000℃為止之軋延道次數h_i：i道次後的完工板厚[mm]Ti：第i道次的軋延溫度[℃]ti：第i道次的軋延起至第i+1道次為止的經過時間[秒]A=9.11×10⁷，B=2.72×10⁴：常數 t(n)：在第n個溫度區之停留時間[秒] 元素符號：元素之質量%Tf：熱軋延完成溫度[℃] T_n：第n-1次的算出時間點起至第n次的算出時間點為止之平均鋼板溫度[℃]t_n：與第n次算出時之碳化物成長相關的實效總時間[小時]△t_n：第n-1次的算出時間點起至第n次的算出時間點為止之經過時間[小時]C：與碳化物的成長速度相關之參數(元素符號：元素之質量%) 惟，各化學組成表示添加量[質量%]；F：常數、2.57 t_n：(440+10n)℃起至(450+10n)℃為止的經過時間[秒]K：式(3)中間的值 M：常數5.47×10¹⁰ N：式(B)左邊的值P：0.38Si+0.64Cr+0.34Mo惟，各化學組成表示添加量[質量%]；Q：2.43×10⁴ t_n：(640+10n)℃起至(650+10n)℃為止的經過時間[秒] T(n)：將停留時間分成10等分時，在第n個時間帶之鋼板平均溫度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%當Bs<T(n)時，(Bs-T(n))=0 t：在550~300℃之溫度區之停留時間之合計[秒]。
20. 如請求項19之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，其係對前述正式熱處理步驟前之熱處理用鋼板施行軋縮率在15%以下之冷軋延。
21. 如請求項19之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，其係將前述高強度鋼板從200℃加熱至600℃以進行回火。
22. 如請求項20之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，其係將前述高強度鋼板從200℃加熱至600℃以進行回火。
23. 如請求項19之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，其係對前述高強度鋼板施行軋縮率在2.0%以下之表面光軋。
24. 如請求項20之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，其係對前述高強度鋼板施行軋縮率在2.0%以下之表面光軋。
25. 如請求項21之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，其係對前述高強度鋼板施行軋縮率在2.0%以下之表面光軋。
26. 如請求項22之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，其係對前述高強度鋼板施行軋縮 率在2.0%以下之表面光軋。
27. 一種成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，係用以製造如請求項17之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，前述製造方法之特徵在於：將以如請求項19之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法製得之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在高強度鋼板之單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
28. 一種成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，係用以製造如請求項17之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，前述製造方法之特徵在於：將如請求項19之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法中停留在550℃起至300℃之溫度區的鋼板浸漬於以鋅為主成分之鍍敷浴中，以在高強度鋼板之單面或兩面形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
29. 一種成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，係用以製造如請求項17之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，前述製造方法之特徵在於：於以如請求項19之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法製得之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板的單面或兩面，以電鍍形成鍍鋅層或鋅合金鍍層。
30. 如請求項28之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板之製造方法，係用以製造如請求項18之成形性及耐衝擊性優異的高強度鋼板，該製造方法係將前述鍍鋅 層或鋅合金鍍層從400℃加熱至600℃後，對鍍鋅層或鋅合金鍍層施行合金化處理。