TWI480388B - 高強度薄鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Yoshimasa Funakawa
Hidekazu Ookubo
Tokunori Kanemura
Masato Shigemi
Shoji Kasai
Shinji Yamazaki
Yusuke Yasufuku
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Jfe Steel Corp
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Description

高強度薄鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種較佳作為汽車的支柱(pillar)、構件(member)等骨架構件、汽車的門防撞梁(Door Impact Beam)等強化構件、或自動販賣機、桌、家電．辦公自動化(office automation，OA)機器、建材等構造用構件的高強度薄鋼板。尤其，本發明是有關於高強度薄鋼板的形狀凍結性(Shape Freezing Property)提昇。另外，此處所謂的「高強度」，是指降伏強度YS為1000MPa以上的情形。另外，本發明的高強度薄鋼板的降伏強度較佳為1100MPa以上，更佳為1150MPa以上。
近年來，自保護地球環境(environmental conservation)的觀點出發，迫切期望減少二氧化碳CO2排出量。尤其，於汽車業界為了改善燃耗並削減CO2排出量，強烈要求減輕車體重量。與鋼板使用時同樣地，此種狀況於鋼板製造時亦期望削減CO2排出量大的鋼板的使用量。
尤其，於不期望零件發生變形的構造用構件中，自削減鋼板使用量(質量)的觀點出發，有效的是提高鋼板的降伏強度 而使其薄壁化。然而，若提高鋼板的降伏強度，則存在於擠壓成形時因回彈(springback)等產生形狀不良的問題。若產生形狀不良，則必須進一步追加擠壓成形步驟，進行形狀矯正而成形為所期望的形狀。進行形狀矯正不僅會導致製造成本變高，尤其對於降伏強度為1000MPa以上的高強度鋼板而言，形狀矯正為所期望的形狀有時是不可能的。據此，無法提昇高強度鋼板的形狀凍結性，從而阻礙高強度鋼板實現薄壁化。
因此，作為高強度鋼板開發有一種兩相組織鋼板，使軟質、易於成形且有利於形狀確保的肥粒鐵(ferrite)相、與硬質且有利於高強度化的麻田散鐵(martensite)相複合，而同時實現形狀凍結性與高強度。然而，該技術中，雖可提高拉伸強度，但存在因軟質的肥粒鐵相的存在而導致降伏強度下降的問題。若要提高上述兩相組織鋼板的降伏強度，則必須為麻田散鐵相的組織分率顯著提高後的組織。然而，具有此種組織的兩相組織鋼板於擠壓成形時產生出現斷裂的新問題。
作為形狀凍結性得到提昇的高強度鋼板，例如於專利文獻1中記載有一種形狀凍結性與延伸凸緣(stretch flange)成形性優異的高強度鋼板。專利文獻1中記載的高強度鋼板具有如下組成，即，以質量%計，含有C：0.02%~0.15%、Si：超過0.5%且1.6%以下、Mn：0.01%~3.0%、Al：2.0%以下、Ti：0.054%~0.4%、B：0.0002%~0.0070%，且更含有Nb：0.4%以下、Mo：1.0%以下的1種或2種。而且，專利文獻1中記載的高強度鋼板具有如下 集合組織，即，以肥粒鐵或變韌鐵(bainite)為最大相，板厚1/2位置處的板面的{001}<110>~{223}<110>方位群的X射線隨機強度比的平均值為6.0以上，且這些方位群中{112}<110>方位及{001}<110>方位中的任一者或兩者的X射線隨機強度比為8.0以上。而且，專利文獻1中記載的高強度鋼板具有粒徑為15nm以下的化合物粒子的個數為總化合物粒子個數的60%以上的組織，且軋製方向的r值及與軋製方向為直角方向的r值中的至少一者為0.8以下。專利文獻1所記載的技術中，藉由同時調整析出物與集合組織，而獲得形狀凍結性顯著提高、孔擴展性亦優異的薄鋼板。
此外，於專利文獻2中記載有一種高降伏強度熱軋鋼板。專利文獻2中記載的熱軋鋼板具有如下組成，即，以質量%計，含有C：超過0.06%且0.24%以下、Mn：0.5%~2.0%、Mo：0.05%~0.5%、Ti：0.03%~0.2%、V：超過0.15%且1.2%以下、Co：0.0010%~0.0050%。而且，專利文獻2中記載的熱軋鋼板具有如下組織，即，實質上以肥粒鐵單相而分散析出含有Ti、Mo及V的複合碳化物及僅含有V的碳化物，作為含有Ti、Mo及V的複合碳化物而析出的Ti量、與作為僅含有V的碳化物而析出的V量的合計以質量%計為超過0.1000%且小於0.4000%。而且，專利文獻2中記載的熱軋鋼板具有1000MPa以上的高降伏強度。專利文獻2所記載的技術中，藉由含有微量的Co，實質上以肥粒鐵單相而分散析出含有Ti、Mo及V的複合碳化物及僅含有V的碳化 物，而獲得加工後的彎曲特性顯著提高、降伏強度為1000MPa以上的高降伏強度鋼板。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利第4464748號公報
專利文獻2：日本專利特開2008-174805號公報
然而，專利文獻1所記載的技術中，化合物(析出物)粒徑大，所得的降伏強度只有900MPa左右。即，專利文獻1的技術中，難以實現如降伏強度為1000MPa以上的進一步高強度化。此外，專利文獻2所記載的技術中，加工後的彎曲特性雖提高，但存在依然無法確保所期望的形狀凍結性的問題。
本發明的目的在於提供一種解決上述現有技術的問題、具有降伏強度為1000MPa以上的強度、且形狀凍結性優異的高強度薄鋼板及其製造方法。另外，於本發明中，高強度薄鋼板的降伏強度YP較佳為1100MPa以上，更佳為1150MPa以上。此外，此處所謂的「薄鋼板」的厚度是指2.0mm以下，較佳為1.7mm以下，更佳為1.5mm以下，進而較佳為1.3mm以下。
為了達成上述目的，本發明者等人為了同時實現高降伏強度與形狀凍結性而針對與形狀凍結性相關的各種因素進行了銳意研討。結果，本發明者等人想到，為了獲得形狀凍結性優異的高強度薄鋼板，必須在使微細析出物分散而確保高強度的情況下 適當地調整析出物的尺寸分佈。
原因在於，在大尺寸的析出物變多的分佈中，在擠壓成形時差排(dislocation)集中於大析出物的周圍，差排間產生相互作用，妨礙了差排的移動而抑制塑性變形。因此，本發明者等人推測變形依賴彈性變形的程度加深，容易因回彈而產生形狀不良，導致形狀凍結性下降。而且，本發明者等人想到，為了抑制擠壓成形時的差排集中而提高形狀凍結性，重要的是將析出物的尺寸分佈調整為小的析出物變多般特定的尺寸分佈。
首先，對本發明者等人進行的作為本發明基礎的實驗結果進行說明。
針對具有以質量%計，含有C：0.08%~0.21%、Si：0.01%~0.30%、Mn：0.1%~3.1%、P：0.01%~0.1%、S：0.001%~0.030%、Al：0.01%~0.10%、N：0.001%~0.010%、V：0.19%~0.80%、Ti：0.005%~0.20%，或者以適當量更含有Cr、Ni、Cu、Nb、Mo、Ta、W、B、Sb、Cu、REM中的1種以上的組成，施加各種熱軋條件，而獲得各種熱軋鋼板。自這些熱軋鋼板選取試驗片，進行組織觀察、拉伸試驗及形狀凍結性試驗。
首先，於組織觀察時，自各熱軋鋼板選取組織觀察用試驗片，對軋製方向截面(L截面)進行研磨，並進行硝酸浸蝕液(Nital)腐蝕，以光學顯微鏡(倍率500倍)進行觀察，而求出肥粒鐵相的面積率。確認獲得多個具有肥粒鐵相的面積率為95%以上的組織的鋼板。
此外，自各熱軋鋼板選取薄膜試料，使用穿透式電子顯微鏡測定析出物的大小(粒徑)、及其個數密度(number density)。由於析出物並非球形，因此將其大小(粒徑)設為最大徑。
此外，於拉伸試驗中，自各熱軋鋼板製造以與軋製方向為垂直的方向(C方向)成為拉伸方向的方式並依據日本工業標準(Japanese Industrial Standards，JIS)5號製作的拉伸試驗片。然後，使用這些試驗片，依據JIS Z 2241的規定而實施拉伸試驗，求出降伏強度(YP)。
此外，於形狀凍結性試驗中，自各熱軋鋼板選取試驗材(大小：80mm×360mm)，實施擠壓成形而製作如圖1所示的帽型構件。於擠壓成形後，如圖1所示，測定開口量，而評估形狀凍結性。另外，於成形時抗起皺壓力設為20ton，凸緣(die shoulder)半徑R設為5mm。
將所得的結果示於圖2、圖3中。
圖2表示所得的結果之中，關於具有肥粒鐵相的面積率為95%以上的組織的鋼板，降伏強度(YP)與粒徑小於10nm的析出物的個數密度的關係。根據圖2，可知為了確保降伏強度YP為1000MPa以上，粒徑小於10nm的析出物的個數密度必須為1.0×105個/μm3以上。
然而，本發明者等人根據進一步研討，發現僅使微細的析出物以高密度析出，並無法獲得優異的形狀凍結性。此外，本發明者等人發現，為了穩定地確保優異的形狀凍結性，必須使多 個微細的析出物的粒徑的不均變少。
而且，為了評估微細析出物的粒徑不均的影響，而求出粒徑小於10nm的各微細析出物的粒徑的自然對數值，並算出這些值的標準偏差。
圖3表示所得的結果之中，關於具有肥粒鐵相的面積率為95%以上、且粒徑小於10nm的析出物的個數密度為1.0×105個/μm3以上的組織的鋼板，作為形狀凍結性的指標的開口量、及粒徑小於10nm的各析出物的粒徑的自然對數值的標準偏差的關係。
從圖3可知標準偏差越小，開口量趨於越小。本發明者等人從圖3發現，例如為了確保開口量小於130mm的回彈小的優異的形狀凍結性，必須將粒徑小於10nm的微細析出物粒徑的自然對數值的標準偏差調整為1.5以下。
根據該情況，本發明者等人推測，若微細析出物粒徑的自然對數的標準偏差變大，即若微細析出物粒徑的不均變大，則相對大的析出物的存在比率亦變多，因此差排易集中於大的析出物周圍，差排產生相互作用而妨礙差排的移動從而抑制塑性變形，使得變形是由彈性變形引起的程度變大，容易產生回彈，而容易產生形狀不良。
本發明者等人根據此種情況獲得如下見解，即，藉由析出肥粒鐵相的面積率為95%以上、粒徑小於10nm的析出物的個數密度為1.0×105個/μm3以上、且小於10nm的析出物的粒徑的自然對數值的標準偏差被調整為1.5以下的析出物，而可獲得具有 1000MPa以上的降伏強度(YP)、且形狀凍結性優異的高強度薄鋼板。
本發明是基於該見解進一步進行研討而完成者。即，本發明的主旨為如下所示。
(1)一種高強度薄鋼板，其特徵在於：其具有如下組成，即，以質量%計，含有C：0.08%~0.20%、Si：0.3%以下、Mn：0.1%~3.0%、P：0.10%以下、S：0.030%以下、Al：0.10%以下、N：0.010%以下、V：0.20%~0.80%、且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，該高強度薄鋼板含有面積率為95%以上的肥粒鐵相，該高強度薄鋼板具有粒徑小於10nm的析出物以1.0×105個/μm3以上的個數密度、且以對於粒徑小於10nm的析出物的析出物粒徑的自然對數值的標準偏差為1.5以下的分佈分散析出的組織，且上述高強度薄鋼板具有降伏強度：1000MPa以上的高強度。
(2)如(1)所述的高強度薄鋼板，其除了具有上述組成以外，以質量%計，更含有選自下述A群~F群中的1群或2群以上，即，A群：Ti：0.005%~0.20%、B群：選自Nb：0.005%~0.50%、Mo：0.005%~0.50%、Ta：0.005%~0.50%、W：0.005%~0.50%中的1種或2種以上、C群：B：0.0002%~0.0050%、D群：選自Cr：0.01%~1.0%、Ni：0.01%~1.0%、Cu：0.01%~1.0%中的1種或2種以上、E群：Sb：0.005%~0.050%、F群：選自Ca：0.0005%~0.01%、REM：0.0005%~0.01%中的1種或2種。
(3)如(1)或(2)所述的高強度薄鋼板，其中於鋼板表面具有鍍敷層。
(4)一種高強度薄鋼板的製造方法，實施如下熱軋步驟，即，針對具有以質量%計，含有C：0.08%~0.20%、Si：0.3%以下、Mn：0.1%~3.0%、P：0.10%以下、S：0.030%以下、Al：0.10%以下、N：0.010%以下、V：0.20%~0.80%、且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成的鋼原材料，實施包含加熱、粗軋及精軋的熱軋後，進行冷卻，以規定的捲取溫度捲取成線圈狀，該高強度薄鋼板的製造方法的特徵在於：將上述加熱設為以1100℃以上的溫度保持10min以上的處理；將上述粗軋設為粗軋結束溫度：1000℃以上的軋製；將上述精軋設為在1000℃以下的溫度區域的壓下率：96%以下、在950℃以下的溫度區域的壓下率：80%以下、且精軋結束溫度：850℃以上的軋製；將精軋結束後的上述冷卻設為如下處理，即，將精軋結束溫度至750℃的溫度區域以與V含量[V](質量%)相關聯的方式而以平均冷卻速度(30×[V])℃/s以上進行冷卻，且將750℃至捲取溫度的溫度區域以與V含量[V](質量%)相關聯的方式而以平均冷卻速度(10×[V])℃/s以上進行冷卻，上述捲取溫度是以與V含量[V](質量%)相關聯的方式而而設為捲取溫度：500℃以上且(700-50×[V])℃以下。
(5)如(4)所述的高強度薄鋼板的製造方法，其中上述高強度薄鋼板除了具有上述組成以外，以質量%計，更含有選自 下述A群~F群中的1群或2群以上，即，A群：Ti：0.005%~0.20%、B群：選自Nb：0.005%~0.50%、Mo：0.005%~0.50%、Ta：0.005%~0.50%、W：0.005%~0.50%中的1種或2種以上、C群：B：0.0002%~0.0050%、D群：選自Cr：0.01%~1.0%、Ni：0.01%~1.0%、Cu：0.01%~1.0%中的1種或2種以上、E群：Sb：0.005%~0.050%、F群：選自Ca：0.0005%~0.01%、REM：0.0005%~0.01%中的1種或2種。
(6)如(4)或(5)所述的高強度薄鋼板的製造方法，其中於上述熱軋步驟之後，對熱軋板實施包含酸洗及鍍敷退火處理的鍍敷退火步驟時，上述鍍敷退火處理是如下處理，即，將500℃至均熱溫度的溫度區域以與C含量[C](質量%)相關聯的方式而以平均加熱速度：(5×[C])℃/s以上加熱至均熱溫度：(800-200×[C])℃以下的溫度，在該均熱溫度保持均熱時間：1000s以下之後，以平均冷卻速度：1℃/s以上冷卻至鍍敷浴溫度，並浸漬於該鍍敷浴溫度：420℃~500℃的鍍鋅浴中。
(7)如(6)所述的高強度薄鋼板的製造方法，其中於實施上述鍍敷退火步驟之後，進一步實施再加熱至加熱溫度：460℃~600℃的範圍的溫度，並在該加熱溫度保持1s以上的再加熱處理。
(8)如(4)至(7)中任一項所述的高強度薄鋼板的製造方法，其中於上述熱軋步驟後或上述鍍敷退火步驟之後，進一步實施賦予板厚減少率0.1%~3.0%的加工的調質處理。
根據本發明，可以容易且穩定地製造具有降伏強度為1000MPa以上的高強度、及擠壓成形時優異的形狀凍結性的高強度薄鋼板。該效果於產業上可以說是特別顯著的效果。
圖1是示意性表示用於形狀凍結性評估的帽型構件的概略形狀的說明圖。
圖2是表示影響降伏強度YP的小於10nm的析出物個數密度的影響的圖表。
圖3是表示擠壓成形後的開口量與析出物徑的自然對數值的標準偏差的關係的圖表。
首先，對本發明的高強度薄鋼板的組成限定理由進行說明。以下，將質量%僅記為%。
C：0.08%~0.20%
C於本發明中與V鍵結而形成V碳化物，有助於高強度化。此外，C具有於熱軋後的冷卻中降低肥粒鐵變態(ferrite transformation)起始溫度的作用，且降低碳化物的析出溫度，亦有助於析出碳化物的微細化。而且，C亦有助於抑制捲取後的冷卻過程中的碳化物的粗大化。為了獲得此種效果，高強度薄鋼板必須含有0.08%以上的C。另一方面，含有超過0.20%的大量的C， 會抑制肥粒鐵變態，促進向變韌鐵或麻田散鐵的變態，因此會抑制肥粒鐵相中的微細的V碳化物的形成。根據此種情況，C的含量是限定於0.08%~0.20%的範圍。另外，較佳的C含量的範圍為0.10%~0.18%，更佳為0.12%以上且0.18%以下，進而較佳為0.14%以上且0.18%以下。
Si：0.3%以下
Si具有於熱軋後的冷卻中促進肥粒鐵變態，提高肥粒鐵變態起始溫度的作用，提高碳化物的析出溫度，而使碳化物粗大地析出。此外，Si於熱軋後的退火等中會於鋼板表面形成Si氧化物。該Si氧化物會帶來鍍敷處理時產生非鍍敷部分等顯著阻礙鍍敷性的不良影響。因此，於本發明中，Si的含量限定為0.3%以下。另外，Si的含量較佳為0.1%以下，更佳為0.05%以下，進而較佳為0.03%以下。
Mn：0.1%~3.0%
Mn於熱軋後的冷卻中有助於降低肥粒鐵變態起始溫度。藉此，可以降低碳化物的析出溫度，使碳化物微細化。而且，Mn除了固溶強化作用外，經由使肥粒鐵粒細粒化的作用，而有助於鋼板的高強度化。此外，Mn亦具有將鋼中有害的S固定為MnS而使其無害化的作用。為了獲得此種效果，Mn必須含有0.1%以上。另一方面，若含有超過3.0%的大量的Mn，則抑制肥粒鐵變態，促進向變韌鐵或麻田散鐵的變態，因此抑制肥粒鐵相中的微細的V碳化物的形成。因此，Mn的含量限定於0.1%~3.0%的範圍。另 外，Mn的含量較佳為0.3%以上且2.0%以下，更佳為0.5%以上且2.0%以下，進而較佳為1.0%以上且1.5%以下。
P：0.10%以下
P是於晶界偏析而使延性、韌性變差的元素。此外，P於熱軋後的冷卻中促進肥粒鐵變態，提高肥粒鐵變態起始溫度，提高碳化物的析出溫度，並使碳化物粗大地析出。因此，本發明中較佳為儘可能減少P的含量。然而，P的含量可以容許至0.10%為止。根據此種情況，P的含量限定為0.10%以下。另外，P的含量較佳為0.05%以下，更佳為0.03%以下，進而較佳為0.01%以下。
S：0.030%以下
S使在熱中的延性顯著下降，因此會引發熱斷裂，使表面性狀顯著變差。此外，S不僅幾乎無助於高強度化，且作為雜質元素而形成粗大的硫化物，使鋼板的延性、延伸凸緣性下降。此種情況於含有超過0.030%的S時變得顯著。因此，S的含量限定為0.030%以下。另外，S的含量較佳為0.010%以下，更佳為0.003%以下，進而較佳為0.001%以下。
Al：0.10%以下
Al於熱軋後的冷卻中促進肥粒鐵變態，通過肥粒鐵變態起始溫度的提高而使碳化物的析出溫度提高，並使碳化物粗大地析出。此外，含有超過0.10%的大量的Al時，會招致鋁氧化物的增加，使鋼板的延性下降。因此，Al的含量限定為0.10%以下。另外，Al的含量較佳為0.05%以下。此外，下限無需特別限定，對 於使用Al作為去氧劑而發揮作用的Al去氧鋼(killed steel)而言，高強度薄鋼板中含有0.01%以上的Al亦無問題。
N：0.010%以下
N於含有V的本發明中，高溫下與V鍵結，形成粗大的V氮化物。粗大的V氮化物幾乎無助於強度增加，因而使添加V帶來的高強度化的效果減少。此外，若大量含有N，則存在熱軋中產生鋼坯(slab)斷裂、大量產生表面瑕疵的可能。因此，N的含量限定為0.010%以下。另外，N的含量較佳為0.005%以下，更佳為0.003%以下，進而較佳為0.002%以下。
V：0.20%~0.80%
V會與C鍵結而形成微細的碳化物，有助於鋼板的高強度化。為了獲得此種效果，必須含有0.20%以上的V。另一方面，若含有超過0.80%的大量的V，則於熱軋後的冷卻中促進肥粒鐵變態，經由肥粒鐵變態起始溫度的提高而使碳化物的析出溫度提高，析出粗大的碳化物。因此，V的含量限定於0.20%~0.80%的範圍。另外，V的含量較佳為0.25%以上且0.60%以下，更佳為0.30%以上且0.50%以下，進而較佳為0.35%以上且0.50%以下。
上述成分是高強度薄鋼板所含的基本成分。此外，高強度薄鋼板除了含有這些基本成分以外，亦可視需要更選擇選自下述A群~F群中的1群或2群以上而含有。
A群：Ti：0.005%~0.20%
A群的Ti與V、C形成微細的複合碳化物，有助於高強度化。 為了獲得此種效果，較佳含有0.005%以上的Ti。另一方面，若含有超過0.20%的大量的Ti，則高溫下會形成粗大的碳化物。因此，於含有Ti的情形時，A群的Ti的含量較佳限定於0.005%~0.20%的範圍，更佳為0.05%以上且0.15%以下，進而較佳為0.08%以上且0.15%以下。
B群：選自Nb：0.005%~0.50%、Mo：0.005%~0.50%、Ta：0.005%~0.50%、W：0.005%~0.50%中的1種或2種以上
B群的Nb、Mo、Ta、W均是形成微細析出物並藉由析出強化而有助於高強度化的元素。本發明的高強度薄鋼板可以視需要選擇含有B群中列舉的成分的1種或2種以上。為了獲得此種效果，各成分的較佳含量分別如下：Nb的情形時為0.005%以上，Mo的情形時為0.005%以上，Ta的情形時為0.005%以上，W的情形時為0.005%以上。另一方面，即便分別大量地含有超過0.50%的Nb、Mo、Ta、W，亦會因效果飽和而無法期待與含量對應的效果，且於經濟上不利。因此，於含有B群中列舉的成分的1種或2種以上的情形時，較佳為，Nb的含量限定於0.005%~0.50%的範圍，Mo的含量限定於0.005%~0.50%的範圍，Ta的含量限定於0.005%~0.50%的範圍，W的含量限定於0.005%~0.50%的範圍。
C群：B：0.0002%~0.0050%
C群的B於熱軋後的冷卻中降低肥粒鐵變態起始溫度，透過碳化物的析出溫度降低而有助於碳化物的微細化。此外，B於晶界偏析而提高耐二次加工脆性。為了獲得此種效果，較佳含有 0.0002%以上的B。另一方面，若含有超過0.0050%的B，則熱的變形阻力值提高，熱軋變得困難。因此，於含有B的情形時，C群的B的含量較佳限定於0.0002%~0.0050%的範圍，更佳為0.0005%以上且0.0030%以下，進而較佳為0.0010%以上且0.0020%以下。
D群：選自Cr：0.01%~1.0%、Ni：0.01%~1.0%、Cu：0.01%~1.0%中的1種或2種以上
D群的Cr、Ni、Cu均是經過組織的細粒化而有助於高強度化的元素。本發明的高強度薄鋼板可以視需要含有D群中列舉的成分的1種或2種以上。為了獲得此種效果，各成分的較佳含量於Cr的情形時為0.01%以上，Ni的情形時為0.01%以上，Cu的情形時為0.01%以上。另一方面，即便Cr的含量超過1.0%、Ni的含量超過1.0%、Cu的含量超過1.0%而含有任意成分，亦會因效果飽和而無法期待與含量對應的效果，因此於經濟上不利。因此，於含有D群中列舉的成分的1種或2種以上的情形時，較佳為分別將Cr的含量限定於0.01%~1.0%的範圍，將Ni的含量限定於0.01%~1.0%的範圍，將Cu的含量限定於0.01%~1.0%的範圍。
E群：Sb：0.005%~0.050%
E群的Sb是具有於熱軋時在表面偏析，防止自鋼原材料(鋼坯)表面的氮化，且抑制粗大的氮化物的形成的作用的元素。為了獲得此種效果，較佳含有0.005%以上的Sb。另一方面，即便大量地含有超過0.050%的Sb，亦會因效果飽和而無法期待與含量對 應的效果，且於經濟上不利。因此，於含有Sb的情形時，Sb的含量較佳限定於0.005%~0.050%的範圍。
F群：選自Ca：0.0005%~0.01%、REM：0.0005%~0.01%中的1種或2種
F群的Ca、REM均是具有控制硫化物的形態、改善延性、延伸凸緣性的作用的元素。本發明的高強度薄鋼板可以視需要含有F群中列舉的成分的至少1種。用於獲得此種效果的各成分的較佳含量於Ca的情形時為0.0005%以上，於REM的情形時為0.0005%以上。另一方面，即便以Ca的含量超過0.01%、REM的含量超過0.01%的量而含有任意成分，亦會因效果飽和而無法期待與含量相稱的效果，且於經濟上不利。因此，於含有F群中列舉的成分的1種或2種的情形時，較佳為將Ca的含量限定於0.0005%~0.01%的範圍，將REM的含量限定於0.0005%~0.01%的範圍。
上述成分以外的剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。另外，作為不可避免的雜質，列舉Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、O。這些元素的含量合計若為0.5%以下，則為許可範圍。
其次，對本發明高強度薄鋼板的組織限定理由進行說明。
本發明的高強度薄鋼板具有如下組織，即，含有以面積率計為95%以上的肥粒鐵相，且是以該肥粒鐵相中粒徑小於10nm的析出物為1.0×105個/μm3以上的個數密度、且取析出物徑的自然對數後的值的標準偏差為1.5以下的分佈分散析出而成。
肥粒鐵相：面積率為95%以上
本發明的高強度薄鋼板以肥粒鐵相為主相。此處所謂「主相」，是指以面積率計為95%以上的情形。主相以外的第二相有麻田散鐵相、變韌鐵相。於含有主相以外的相的情形時，較佳為將主相以外的相的量設為以面積率的合計計為5%以下。原因在於，若組織中作為第二相而存在變韌鐵相或麻田散鐵相等低溫變態相，則因變態應變而導入可動差排，導致降伏強度YP降低。另外，作為主相的肥粒鐵相的組織分率較佳為以面積率計98%以上，更佳為100%。另外，所謂面積率，是指以實施例所述的方法測定獲得的值。
於本發明中，為了確保所期望的高強度，在肥粒鐵相中大量分散析出對強度增加影響大且粒徑小於10nm的微細析出物。
粒徑小於10nm的析出物的個數密度：1.0×105個/μm3以上
粗大的析出物對強度幾乎沒影響。為了確保降伏強度YP為1000MPa以上的高強度，必須使微細的析出物分散。於本發明中，如圖2所示，將粒徑小於10nm的析出物的個數密度設為1.0×105個/μm3以上(另外，將粒徑設為析出物的最大徑)。若粒徑小於10nm的析出物的個數密度小於1.0×105個/μm3，則無法穩定地確保所期望的高強度(降伏強度YP為1000MPa以上)。因此，於本發明中，將粒徑小於10nm的析出物的個數密度限定為1.0×105個/μm3以上。另外，上述個數密度較佳為2.0×105個/μm3以上， 更佳為3.0×105個/μm3以上，進而較佳為4.0×105個/μm3以上。另外，析出物的粒徑越小，則越容易確保高強度，因此析出物的粒徑較佳為小於5nm，更佳為小於3nm。
對粒徑小於10nm的析出物，取析出物徑的自然對數而得的值的標準偏差：1.5以下
對於粒徑小於10nm的析出物而言，若析出物徑的自然對數值的標準偏差變大而超過1.5，即，若微細的析出物的粒徑的不均變大，則如圖3所示，開口量變大而形狀凍結性下降。因此，於本發明中，對於粒徑小於10nm的析出物而言，將析出物徑的自然對數值的標準偏差限定為1.5以下。另外，上述標準偏差較佳為1.0以下，更佳為0.5以下，進而較佳為0.3以下。
另外，析出物徑的自然對數值的標準偏差是以以下(1)式算出者。
此處，Indm：平均析出物粒徑(nm)的自然對數，Indi：各析出物的粒徑(nm)的自然對數，n：資料數
對於粒徑小於10nm的微細析出物而言，若析出物粒徑的自然對數的標準偏差變大，即，若微細析出物粒徑的不均變大，則相對地大的析出物的存在比率亦變多。因此，本發明者等人推測，差排易集中於大的析出物周圍，差排產生相互作用而妨礙差排的 移動從而抑制塑性變形，變形由彈性變形引起的程度變大，容易產生回彈(spring back)，而容易產生形狀不良。因此，為了提高形狀凍結性，重要的是減小小於10nm的微細析出物的尺寸分佈。
另外，本發明的高強度薄鋼板亦可於上述鋼板的表面上形成鍍敷皮膜、或化成處理皮膜。作為鍍敷列舉熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、鋅電鍍等。
其次，對本發明的高強度薄鋼板的較佳的製造方法進行說明。
將上述組成的鋼原材料(鋼坯)作為起始原材料。鋼原材料的製造方法並無特別限定。例如，較佳為，以轉爐等常用的熔製方法熔製上述組成的熔鋼，並以連續鑄造法等常用的鑄造方法形成鋼坯等鋼原材料。
接著，對所得的鋼原材料實施熱軋步驟、或進一步實施鍍敷退火步驟，而形成規定尺寸形狀的熱軋鋼板。
於熱軋步驟中，對鋼原材料不加熱而直接實施包含粗軋與精軋的熱軋、或將臨時冷卻為温片或冷片者再次加熱，然後實施包含粗軋與精軋的熱軋，之後使其冷卻，以捲取溫度捲取為線圈狀。
加熱溫度：1100℃以上
鋼原材料(鋼坯等)為了使碳化物形成元素固溶而被加熱至1100℃以上的高溫。藉此，碳化物形成元素充分地固溶，於其後的熱軋的冷卻中、或捲取後的冷卻中，可以析出微細的碳化物。 若加熱溫度小於1100℃，則無法使碳化物形成元素充分地固溶，因此無法使微細的碳化物分散。另外，加熱溫度較佳為1150℃以上，更佳為1220℃以上，進而較佳為1250℃以上。另外，加熱溫度的上限並無特別規定。自鏽皮(scale)熔融而表面性狀降低等表面性狀的觀點出發，加熱溫度的上限較佳為1350℃以下，更佳為1300℃以下。此外，加熱溫度下的保持時間設為10min以上。若保持時間小於10min，則碳化物形成元素無法充分地固溶。另外，保持時間較佳為30min以上。此外，保持時間的上限無需特別限定。若高溫下過長時間保持則能源成本增高，因此保持時間的上限較佳為300min以下，更佳為180min以下，進而較佳為120min以下。
經加熱後的鋼原材料，首先在熱軋步驟中實施粗軋。粗軋的結束溫度設為1000℃以上。
粗軋結束溫度：1000℃以上
若粗軋的結束溫度為小於1000℃的低溫，則沃斯田鐵(austenite)的晶粒變小。因此，於自粗軋結束至精軋結束的期間，結晶晶界變成析出物的析出位置，會促進粗大的碳化物的析出。因此，將粗軋結束溫度設為1000℃以上。另外，粗軋結束溫度較佳為1050℃以上，更佳為1100℃以上。
繼而，對鋼原材料在粗軋後實施精軋。精軋是在1000℃以下的溫度區域的壓下率為96%以下、在950℃以下的溫度區域的壓下率為80%以下、且精軋結束溫度為850℃以上的軋製。
在1000℃以下的溫度區域的壓下率：96%以下
若在1000℃以下的溫度區域的壓下率變大而超過96%，則沃斯田鐵(γ)粒的平均粒徑變小，γ粒會因其後的粒成長而容易粗大化。結果，所得的γ粒的粒徑分佈容易變成大粒徑側。而且，於軋製後的冷卻中，從大的γ粒的肥粒鐵(α)的變態受到抑制而在低溫側產生，因此析出微細的碳化物，且小粒徑的碳化物變多。另一方面，從小的γ粒的肥粒鐵(α)的變態是在較高溫側產生，因此容易析出粗大的碳化物。根據此種情況，若在1000℃以下的溫度區域的壓下率變大而超過96%，則析出物的尺寸分佈容易變大。因此，將1000℃以下的溫度區域的壓下率限定為96%以下。另外，1000℃以下的溫度區域的壓下率較佳為90%以下，更佳為70%以下，進而較佳為50%以下。
在950℃以下的溫度區域的壓下率：80%以下
若在950℃以下的溫度區域的壓下率變大而超過80%，則容易促進自未再結晶沃斯田鐵(γ)粒的α變態。於精軋結束後的冷卻中，因高溫下未再結晶γ粒變態成α，碳化物的析出溫度變高，碳化物(析出物)變大。根據此種情況，析出物(碳化物)的尺寸分佈容易變大。因此，將在950℃以下的溫度區域的壓下率限定為80%以下。另外，在950℃以下的溫度區域的壓下率較佳為70%以下，更佳為50%以下，進而較佳為25%以下。另外，在950℃以下的溫度區域的壓下率為80%以下亦包含壓下率為0%的情形。
精軋結束溫度：850℃以上
隨著精軋的結束溫度變成低溫，差排會被蓄積，因此於軋製後的冷卻時促進α變態，碳化物析出溫度變高，碳化物(析出物)容易較大地析出。此外，若精軋結束溫度為α區域，則因應變誘發析出而析出粗大的碳化物。根據此種情況，將精軋結束溫度限定為850℃以上。另外，精軋結束溫度較佳為880℃以上，更佳為920℃以上，進而較佳為940℃以上。
於精軋(熱軋)結束後，對鋼板實施冷卻，並在規定的捲取溫度下捲取成線圈狀。
碳化物的析出是V量越多，影響變得越顯著，因此本發明中，冷卻、捲取溫度是以與V含量[V]相關聯的方式進行調整。
熱軋結束後的冷卻是以與V含量[V]相關聯的方式而將精軋結束溫度至750℃的溫度區域以(30×[V])℃/s以上的平均冷卻速度進行，且將750℃至捲取溫度的溫度區域以(10×[V])℃/s以上的平均冷卻速度進行。
精軋結束溫度至750℃的溫度區域的平均冷卻速度：(30×[V])℃/s以上
於精軋結束溫度至750℃的溫度區域的平均冷卻速度小於(30×[V])℃/s的情形時，會促進肥粒鐵變態，因此碳化物(析出物)的析出溫度變高而容易析出大的碳化物。根據此種情況，將精軋結束溫度至750℃的冷卻以與V含量[V]相關聯的方式而以平均冷卻速度限定為(30×[V])℃/s以上。另外，上述平均冷卻速度較佳為(50×[V])℃/s以上，更佳為(100×[V])℃/s以上， 進而較佳為(150×[V])℃/s以上。另外，精軋結束溫度至750℃的冷卻的平均冷卻速度的上限並無特別限定。自設備制約的觀點出發，上述平均冷卻速度的上限較佳為(500×[V])℃/s以下。
750℃至捲取溫度的溫度區域的平均冷卻速度：(10×[V])℃/s以上
於750℃至捲取溫度的溫度區域的平均冷卻速度的平均小於(10×[V])℃/s的情形時，肥粒鐵變態是緩緩地進行，因此變態起始溫度會因部位不同而不同，碳化物的粒徑不均變大，碳化物的尺寸分佈變大。根據此種情況，將750℃至捲取溫度的平均冷卻速度限定為(10×[V])℃/s以上。另外，上述平均冷卻速度較佳為(20×[V])℃/s以上，更佳為(30×[V])℃/s以上，進而較佳為(50×[V])℃/s以上。750℃至捲取溫度的溫度區域的平均冷卻速度的上限並無特別限定，但自捲取溫度的控制容易性的觀點出發，上述750℃至捲取溫度的溫度區域的平均冷卻速度的上限較佳為1000℃/s以下的程度，更佳為平均300℃/s以下。
捲取溫度：500℃~(700-50×[V])℃
生成的碳化物粒徑會根據捲取溫度而發生變化。若捲取溫度高，則容易析出粗大的碳化物。此外，若捲取溫度低則碳化物的析出受到抑制，而生成變韌鐵、麻田散鐵等低溫變態相的傾向變強。此種傾向是以與V含量[V]相關聯的方式而變得顯著，因此以與V含量[V]相關聯的方式限定了捲取溫度。
於捲取溫度小於500℃的情形時，碳化物的析出受到抑 制，生成變韌鐵、麻田散鐵等低溫變態相。另一方面，若捲取溫度超過(700-50×[V])℃，則碳化物變得粗大。根據此種情況，將捲取溫度限定於500℃~(700-50×[V])℃的範圍。另外，上述捲取溫度較佳為530℃以上且(700-100×[V])℃以下，更佳為530℃以上且(700-150×[V])℃以下，進而較佳為530℃以上且(700-200×[V])℃以下。
於上述熱軋步驟後，亦可對熱軋板進一步實施包含酸洗與鍍敷退火處理的鍍敷退火步驟，而於鋼板表面形成熔融鍍鋅層。
鍍敷退火處理是以與C含量[C](質量%)相關聯的方式而設為如下處理，在500℃至均熱溫度的溫度區域中以平均加熱速度為(5×[C])℃/s以上、均熱溫度為(800-200×[C])℃以下的條件，對熱軋板進行加熱，於該均熱溫度下以均熱時間為1000s以下的條件予以保持後，以平均冷卻速度：1℃/s以上冷卻至鍍敷浴溫度為止，並將其浸漬於該鍍敷浴溫度為420℃~500℃的鍍鋅浴中。另外，鍍敷退火處理中的碳化物的粒徑變化受到C含量[C](質量%)的影響顯著。因此，於本發明中，鍍敷退火處理中的平均加熱速度、平均冷卻速度、均熱溫度是以與C含量[C]相關聯的方式而進行了調整。
500℃至均熱溫度的平均加熱速度：(5×[C])℃/s以上
於實施熔融鍍鋅的情形時，當500℃至均熱溫度的平均加熱速度小於(5×[C])℃/s時，熱軋步驟中微細地析出的碳化物(析出物)粗大化。因此，將500℃至均熱溫度的平均加熱速度限定為 (5×[C])℃/s以上。另外，上述平均加熱速度較佳為(10×[C])℃/s以上。此外，平均加熱速度的上限並無特別限定，隨著平均加熱速度變大，均熱溫度的控制變得困難，因此平均加熱速度的上限較佳為1000℃/s以下的程度。另外，上述平均加熱速度的上限較佳為300℃/s以下，更佳為100℃/s以下，進而較佳為50℃/s以下。
均熱溫度：(800-200×[C])℃以下
若均熱溫度變高，則微細地析出的析出物(碳化物)粗大化。C含量越多則此種傾向越顯著，因此關聯於C含量[C]而將均熱溫度限定為(800-200×[C])℃以下。另外，均熱溫度較佳為(800-300×[C])℃以下，更佳為(800-400×[C])℃以下。此外，均熱溫度的下限並無特別限定，但由於浸漬於鍍鋅浴的關係，只要設為鍍鋅浴溫度的420℃~500℃便足夠。另外，於要求皮膜的表面性狀的用途中，均熱溫度較佳為600℃以上，更佳為650℃以上。
均熱時間：1000s以下
若退火時的均熱時間變長而超過1000s，則微細地析出的析出物(碳化物)粗大化。因此，將均熱時間限定為1000s以下。另外，均熱時間較佳為500s以下，更佳為300s以下，進而較佳為150s以下。另外，均熱保持時間的下限並無特別限定，若均熱保持時間的下限保持1s以上，便可達成所期望的目的。
將以上述溫度、時間進行了均熱的熱軋板接著浸漬於鍍 鋅浴中，於鋼板表面形成熔融鍍鋅層。
均熱溫度至鍍鋅浴的平均冷卻速度：1℃/s以上
於均熱溫度至鍍鋅浴的平均冷卻速度小於1℃/s的情形時，微細地析出的析出物(碳化物)粗大化。因此，將均熱溫度至鍍鋅浴的平均冷卻速度限定為1℃/s以上。另外，上述平均冷卻速度較佳為3℃/s以上，更佳為5℃/s以上，進而較佳為10℃/s以上。此外，至鍍敷浴為止的冷卻中的平均冷卻速度的上限並無限定，自設備制約的觀點出發，其上限若為100℃/s以下便足夠。
另外，鍍敷浴的溫度、浸漬時間根據鍍敷厚度等適當地調整便可。
再加熱處理條件：以460℃~600℃保持1s以上
進行再加熱處理是為了鍍敷皮膜的Zn與Fe的合金化。為了進行鍍敷皮膜的合金化，必須保持為460℃以上。另一方面，若再加熱溫度變高而超過600℃，則合金化過度進行而鍍敷皮膜變脆。根據此種情況，將再加熱處理的溫度限定於460℃~600℃的範圍。另外，再加熱處理的溫度較佳為570℃以下。此外，保持時間必須設為1s以上。然而，若長時間保持則析出物會粗大化，因此若保持10s以下的程度便可充分地達成目的。另外，保持時間較佳為5s以下。
另外，鍍敷除了進行上述鍍鋅以外，亦可進行鋅與Al的複合鍍敷、鋅與Ni的複合鍍敷、Al鍍敷、Al與Si的複合鍍敷等。
此外，亦可於實施熱軋步驟後或鍍敷退火步驟後，實施調質處理。
藉由於熱軋步驟後或鍍敷退火步驟後，對鋼板實施賦予輕加工的調質處理，可以增加可動差排，提高形狀凍結性。為了達成此種目的，調質處理較佳為以0.1%以上的板厚減少率(壓下率)賦予加工的處理。另外，板厚減少率較佳為0.3%以上。若板厚減少率變大而超過3.0%，則因差排的相互作用使得差排難以移動，形狀凍結性下降。因此，於進行調質處理的情形時，較佳限定為賦予板厚減少率為0.1%~3.0%的加工的處理。另外，進行調質處理的情形時的板厚減少率較佳為2.0%以下，更佳為1.0%以下。此外，加工亦可為利用軋製輥的加工、或拉伸加工、或軋製(冷軋)與拉伸的複合加工。
以下，基於實施例進一步對本發明進行說明。
實施例1
於轉爐中熔製表1所示的組成的熔鋼，藉由連續鑄造法形成鋼坯(鋼原材料厚度為250mm)，實施表2所示的條件下的熱軋步驟、或進一步實施鍍敷退火步驟，而獲得表3所示的板厚的薄鋼板。
自所得的薄鋼板選取試驗片，進行組織觀察、拉伸試驗、形狀凍結性評估試驗。試驗方法是如下所示。
(1)組織觀察
自所得的薄鋼板選取組織觀察用試片，對軋製方向截面(L 截面)進行研磨，進行硝酸浸蝕液腐蝕後利用光學顯微鏡(倍率為500倍)進行組織觀察。對300μm×300μm範圍的區域觀察組織的種類、並求出其面積率。
此外，自所得的薄鋼板選取薄膜用試驗片，進行研磨而作為薄膜試料後，藉由穿透式電子顯微鏡(Transmission Electron Microscope，TEM)，測定粒徑小於10nm的析出物的個數密度、及各自的析出物徑。於100×100nm2範圍的區域的10個部位對小於10nm的析出物的個數進行計數，並利用會聚束電子繞射法(convergent beam electron diffraction)求出測定視野的膜厚，從而算出小於10nm的析出物的個數密度(個/μm3)。此外，析出物的粒徑是使用相同的薄膜試料，對500個小於10nm的析出物分別測定其粒徑di，對其進行算出平均而求出平均粒徑dm，並且求出粒徑di的自然對數Indi，從而算出其等的標準偏差σ。另外，由於析出物並非球形，因此將各析出物的粒徑設為該析出物的最大徑。標準偏差σ是以以下(1)式算出。
此處，Indm：平均析出物粒徑(nm)的自然對數，Indi：各析出物的粒徑(nm)的自然對數，n：資料數
(2)拉伸試驗
以拉伸方向變成與軋製方向成直角的方向的方式，自所得的薄鋼板切出JIS5號拉伸試驗片，依據JIS Z 2241的規定而實施拉伸試驗，求出降伏強度YP、拉伸強度TS、總延伸量EI。
(3)形狀凍結性評估試驗
自所得的薄鋼板選取試驗材(大小：80mm×360mm)，進行擠壓成形而獲得圖1所示的形狀的帽型構件。另外，擠壓成形時的屈曲擠壓力為20ton、凸緣R為5mm。成形後，根據圖1所示的要點而測定開口量。另外，對於一部分試驗材，將試驗材加熱至表3所示的擠壓成形溫度而進行擠壓成形，實施溫壓成形。將所得的結果示於表3。
本發明例均為降伏強度YP為1000MPa以上、且帽型構件的開口量為130mm以下、形狀凍結性優異的高強度薄鋼板。另一方面，本發明的範圍以外的比較例為降伏強度YP小於1000MPa的低強度，或者帽型構件的開口量超過130mm且形狀凍結性下降，無法獲得兼具高強度與形狀凍結性的高強度薄鋼板。
另外，可知使用本發明薄鋼板對零件進行擠壓成形時，亦可進行再加熱至500℃~700℃左右而成形的熱壓成形。

Claims (8)

  1. 一種高強度薄鋼板，其特徵在於：具有如下組成，即，以質量%計，含有C：0.08%~0.20%、Si：0.3%以下、Mn：0.1%~3.0%、P：0.10%以下、S：0.030%以下、Al：0.10%以下、N：0.010%以下、V：0.20%~0.80%、且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；含有以面積率計95%以上的肥粒鐵相；具有粒徑小於10nm的析出物以1.0×105個/μm3以上的個數密度、且以對於粒徑小於10nm的析出物的析出物粒徑(nm)的自然對數值的標準偏差為1.5以下的分佈分散析出的組織；且具有降伏強度：1000MPa以上的高強度。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的高強度薄鋼板，其除了具有上述組成以外，以質量%計，更含有選自下述A群~F群中的1群或2群以上，A群：Ti：0.005%~0.20%；B群：選自Nb：0.005%~0.50%、Mo：0.005%~0.50%、Ta：0.005%~0.50%、W：0.005%~0.50%中的1種或2種以上；C群：B：0.0002%~0.0050%；D群：選自Cr：0.01%~1.0%、Ni：0.01%~1.0%、Cu：0.01%~1.0%中的1種或2種以上；E群：Sb：0.005%~0.050%；F群：選自Ca：0.0005%~0.01%、REM：0.0005%~0.01%中的1種或2種。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的高強度薄鋼板，其中於鋼板表面具有鍍敷層。
  4. 一種高強度薄鋼板的製造方法，其實施如下熱軋步驟，即，對具有以質量%計，含有C：0.08%~0.20%、Si：0.3%以下、Mn：0.1%~3.0%、P：0.10%以下、S：0.030%以下、Al：0.10%以下、N：0.010%以下、V：0.20%~0.80%、且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成的鋼原材料，實施包含加熱、粗軋及精軋的熱軋後，進行冷卻，並在規定的捲取溫度捲取成線圈狀，該高強度薄鋼板的製造方法的特徵在於：將上述加熱設為在1100℃以上的溫度保持10min以上的處理，將上述粗軋設為粗軋結束溫度：1000℃以上的軋製，將上述精軋設為在1000℃以下的溫度區域的壓下率：96%以下、在950℃以下的溫度區域的壓下率：80%以下、且精軋結束溫度：850℃以上的軋製，將該精軋結束後的上述冷卻設為如下處理，即，精軋結束溫度至750℃的溫度區域以與V含量[V](質量%)相關聯的方式而以平均冷卻速度(30×[V])℃/s以上進行冷卻，並且將750℃至捲取溫度的溫度區域以與V含量[V](質量%)相關聯的方式而以平均冷卻速度(10×[V])℃/s以上進行冷卻，將上述捲取溫度以與V含量[V](質量%)相關聯的方式而設為捲取溫度：500℃以上且(700-50×[V])℃以下。
  5. 如申請專利範圍第4項所述的高強度薄鋼板的製造方法，其中上述鋼原材料除了上述組成以外，以質量%計，更含有選自下述A群~F群中的1群或2群以上，A群：Ti：0.005%~0.20%；B群：選自Nb：0.005%~0.50%、Mo：0.005%~0.50%、Ta：0.005%~0.50%、W：0.005%~0.50%中的1種或2種以上；C群：B：0.0002%~0.0050%；D群：選自Cr：0.01%~1.0%、Ni：0.01%~1.0%、Cu：0.01%~1.0%中的1種或2種以上；E群：Sb：0.005%~0.050%；F群：選自Ca：0.0005%~0.01%、REM：0.0005%~0.01%中的1種或2種。
  6. 如申請專利範圍第4項或第5項所述的高強度薄鋼板的製造方法，其中於上述熱軋步驟之後，對熱軋板實施包含酸洗及鍍敷退火處理的鍍敷退火步驟時，將上述鍍敷退火處理以與C含量[C](質量%)相關聯的方式而設為如下處理，即，將500℃至均熱溫度的溫度區域以平均加熱速度：(5×[C])℃/s以上加熱至均熱溫度：(800-200×[C])℃以下的溫度，以該均熱溫度保持均熱時間：1000s以下之後，以平均冷卻速度：1℃/s以上冷卻至鍍敷浴溫度，並浸漬於該鍍敷浴溫度：420℃~500℃的鍍鋅浴中。
  7. 如申請專利範圍第6項所述的高強度薄鋼板的製造方法， 其中於實施上述鍍敷退火步驟之後，進一步實施再加熱至加熱溫度：460℃~600℃的範圍的溫度，並在該加熱溫度保持1s以上的再加熱處理。
  8. 如申請專利範圍第4項所述的高強度薄鋼板的製造方法，其中於上述熱軋步驟後或上述鍍敷退火步驟後，進一步實施賦予板厚減少率0.1%~3.0%的加工的調質處理。
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