高强度镀覆钢板及其制造方法与流程

本发明涉及主要作为汽车的部件用材料的高强度镀覆钢板及其制造方法。详细而言，涉及屈服强度为550mpa以上的高强度、且焊接性优异的高强度镀覆钢板。

背景技术：

近年来，例如在汽车业界从地球环境保护的观点出发，为了减少二氧化碳(co2)排出量而改善汽车的油耗一直是重要的课题。为了提高汽车的油耗效率，有效的是实现汽车车体的轻型化，但需要在维持汽车车体的强度同时，实现车体的轻型化。如果能够将成为汽车部件用材料的钢板高强度化，简化结构而减少部件件数，或者减薄材料，就能够实现轻型化。

然而，屈服强度为550mpa以上的高强度钢板中，通常，含有大量高强度化所需的合金元素，因此焊接部的韧性，特别是电阻点焊中频繁发生如下情况：被称为熔核(nugget)的熔融凝固部周边的热影响部的韧性不足，汽车发生碰撞时焊接部断裂，汽车整体的碰撞强度无法维持。目前为止提出了各种技术，但改善该焊接部的接头的强度不是直接目的。

例如，专利文献1中，公开了ts为980mpa以上、成型性和耐冲击性优异的高强度热浸镀钢板及其制造方法。另外，专利文献2中公开了具有优异的加工性的ts：590mpa以上的高强度热浸镀钢板及其制造方法。另外，专利文献3中公开了780mpa以上、成型性优异的高强度热浸镀钢板及其制造方法。另外，专利文献4中公开了具有优异的成型加工性和焊接性的高张力冷轧钢板及其制造方法。另外，专利文献5公开了ts为800mpa以上、耐氢脆化、焊接性，扩孔性以及延展性优异的高强度薄钢板及其制造方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开2011-225915号公报

专利文献2:日本特开2009-209451号公报

专利文献3:日本特开2010-209392号公报

专利文献4:日本特开2006-219738号公报

专利文献5:日本特开2004-332099号公报

技术实现要素：

专利文献1所记载的高强度热浸镀钢板中，难以得到屈服强度550mpa以上的高强度，并且热影响部的韧性低，电阻点焊部的高速变形下的扭转强度有改善的余地。

专利文献2所记载的高强度热浸镀钢板中，具有面积率30％～90％的铁素体相、3％～30％的贝氏体相和5％～40％的马氏体相，因此难以得到屈服强度550mpa以上的高强度，并且热影响部的韧性低，电阻点焊部的高速变形下的扭转强度有改善的余地。

专利文献3所记载的高强度热浸镀钢板中，难以得到屈服强度550mpa以上的高强度，并且热影响部的韧性低，热影响部的韧性劣化，因此电阻点焊部的高速变形下的扭转强度有改善的余地。

关于专利文献4所记载的高强度热浸镀钢板，通过ceq值为0.25以下，可得到焊接性优异的钢板。然而，虽然对以往的静态拉伸剪切、剥离强度有效，但如果考虑到与铁素体相相关的构成，则不能说韧性充分，电阻点焊部的高速变形下的扭转强度有改善的余地。

专利文献5所提出的微观组织中，以面积率计，贝氏体、贝氏体铁素体中的一方或者双方合计为34～97％，电阻点焊部的高速变形下的扭转强度有改善的余地。

如上述那样，以往的技术中，电阻点焊部的高速变形下的扭转强度均存在课题，实际使用上有时通过使用加强部件来避免等，现状是轻型化效果不能够说是充分的。

本发明是有利地解决上述的以往技术存在的问题，目的在于提供能够形成高速变形下的扭转强度高的电阻点焊部、具有屈服强度550mpa以上的强度的高强度镀覆钢板及其制造方法。应予说明，本发明中“优异的焊接性”是指高速变形下的扭转强度高。

为了实现上述的目的，本发明人等深入研究了电阻点焊部的高速变形下的扭转强度，结果为了提高热影响部的韧性而使受到焊接的热影响前的组织变化，得到下述所示的见解。

(1)进行高速变形下的扭转试验时，热影响部的裂纹在熔核处在与轧制方向垂直的方向(板厚方向)产生。

(2)该方向的裂纹能够通过如下方式进行抑制，即，将在与轧制方向成直角的方向切割时的板厚截面的组织控制为如下微观组织：轧制直角方向的板厚截面的观察中，含有体积率50～80％的马氏体相，上述马氏体相整体中回火马氏体所占的体积率为50％～85％，且含有铁素体相，该铁素体相的平均粒径为13μm以下，铁素体相整体中的长宽比为2.0以下的铁素体粒子的体积率为70％以上。

(3)热影响部中，母相中存在大量在板宽度方向延伸的铁素体粒子时，应力集中于在板宽度方向延伸的晶粒的前端，晶粒的前端与硬质的马氏体等邻接，容易产生空隙。而且，空隙连结而导致容易在熔核周围产生裂纹。这样，高速变形下的扭转试验中，裂纹在熔核处沿与轧制方向垂直的方向(板厚方向)产生，强度降低。如果是本发明的微观组织，则回火马氏体缓和硬质的马氏体与软质的铁素体的硬度差，不易产生空隙，强度提高。

本发明是基于以上的见解而完成的，更具体而言，本发明提供以下内容。

[1]一种高强度镀覆钢板，屈服强度(yp)为550mpa以上，具备钢板和在该钢板的表面形成的镀层，该钢板具有如下的成分组成和微观组织，所述成分组成以质量％计，含有c：0.05～0.15％、si：0.01～1.80％、mn：1.8～3.2％、p：0.05％以下、s：0.02％以下、al：0.01～2.0％，并含有b：0.0001～0.005％、ti：0.005～0.04％、mo：0.03～0.50％中的1种以上，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，微观组织为在轧制直角方向的板厚截面的观察中，含有体积率50～80％的马氏体相，上述马氏体相整体中回火马氏体所占的体积率为50％～85％，且含有铁素体相，该铁素体相的平均粒径为13μm以下，铁素体相整体中的长宽比为2.0以下的铁素体粒子的体积率为70％以上。

[2]根据[1]所述的高强度镀覆钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有1.0％以下的cr。

[3]根据[1]或[2]所述的高强度镀覆钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有合计1％以下的cu、ni、sn、as、sb、ca、mg、pb、co、ta、w、rem、zn、nb、v、cs、hf中的任1种以上。

[4]一种高强度镀覆钢板的制造方法，具有如下工序：热轧工序，将具有[1]～[3]中任一项所述的成分组成的钢坯热轧后，在平均冷却速度为10～30℃/s的条件下冷却，在卷取温度为470～700℃的条件下进行卷取；冷轧工序，将由上述热轧工序得到的热轧钢板进行冷轧；退火工序，将由上述冷轧工序得到的冷轧钢板加热到750～900℃的退火温度区域，在该退火温度区域保持30～200秒，该保持中，用半径200mm以上的辊进行合计8次以上的弯曲和反弯曲(曲げ曲げ戻し)，上述保持后，在平均冷却速度为10℃/s以上、冷却停止温度为400～600℃的条件下进行冷却；以及，镀覆工序，上述退火工序后，进行镀覆处理，该处理后以10～25℃/s的平均冷却速度进行冷却。

本发明的高强度镀覆钢板的屈服强度550mpa以上，电阻点焊接头的高速扭转强度优异。

附图说明

图1是表示高速变形下的扭转试验的试验方法的示意图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限于以下的实施方式。

本发明的高强度镀覆钢板具备钢板和在该钢板的表面形成的镀层。

本发明的高强度镀覆钢板的钢板部分的成分组成，以质量％计，含有c：0.05～0.15％、si：0.01～1.80％、mn：1.8～3.2％、p：0.05％以下、s：0.02％以下、al：0.01～2.0％，含有b：0.0001～0.005％，ti：0.005～0.04％，mo：0.03～0.50％中的1种以上，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成。

另外，上述成分组成以质量％计，可以进一步含有cr：1.0％以下。

另外，上述成分组成以质量％计，可以进一步含有合计1％以下的cu、ni、sn、as、sb、ca、mg、pb、co、ta、w、rem、zn、nb、v、cs、hf中的任1种以上。

以下，对上述成分组成的各成分进行说明。表示成分的含量的“％”是指“质量％”。

c：0.05～0.15％

c是生成马氏体而提高强度所需的元素。c含量小于0.05％时，由马氏体得到的强度提高效果不充分，屈服强度达不到550mpa以上。另一方面，如果c含量超过0.15％，则热影响部生成大量渗碳体而使在热影响部成为马氏体的部分的韧性降低，高速变形下的扭转试验中强度降低。因此，c含量为0.05～0.15％。对于下限，优选的c含量为0.06％以上。更优选为0.07％以上，进一步优选为0.08％以上。对于上限，优选的c含量为0.14％以下。更优选为0.12％以下，进一步优选为0.10％以下。

si：0.01～1.80％

si是具有通过固溶强化而提高钢板强度的作用的元素。为了稳定地确保屈服强度，si含量必须为0.01％以上。另一方面，如果si含量超过1.80％，则渗碳体在马氏体中微小地析出而高速变形下的扭转强度降低。另外，从抑制热影响部的裂纹产生的观点来看，将其上限设为1.80％。对于下限，优选的si含量为0.50％以上。更优选为0.60％以上，进一步优选为0.90％以上。对于上限，优选的si含量为1.70％以下。更优选为1.60％以下，进一步优选为1.55％以下。

mn：1.8～3.2％

mn是具有通过固溶强化而提高钢板强度的作用的元素。mn是抑制铁素体转变、贝氏体转变等并使马氏体生成而使材料强度提高的元素。为了稳定地确保屈服强度，mn含量必须为1.8％以上。另一方面，如果mn含量增多，则因回火而生成渗碳体，并且，热影响部的韧性降低，高速变形下的扭转强度降低。因此mn含量为3.2％以下。对于上限，优选的mn含量为2.8％以下。

p：0.05％以下

p在晶界偏析而使韧性降低。因此，使p含量为0.05％以下。优选为0.03％以下，进一步优选为0.02％以下。p含量越少越好，但如果考虑到用于减少p含量的成本，则p含量优选0.0001％以上。

s：0.02％以下

s与mn结合而形成粗大的mns，使韧性降低。因此，s含量优选减少。本发明中s含量为0.02％以下即可。优选为0.01％以下，进一步优选为0.002％以下。s含量越少越好，但如果考虑到用于减少s含量的成本，则s含量优选0.0001％以上。

al：0.01～2.0％

如果钢中存在大量氧化物，则韧性降低，因此脱氧很重要。另外，al具有抑制渗碳体析出的效果，为了得到该效果，需要含有0.01％以上。另一方面，如果al含量超过2.0％，则氧化物、氮化物凝聚粗大化而韧性降低，因此al含量为2.0％以下。下限优选为0.03％以上，更优选为0.04％以上，进一步优选为0.05％以上。对于上限，优选的al含量为0.10％以下。更优选为0.08％以下，进一步优选为0.06％以下。

如上所述，上述成分组成含有b：0.0001～0.005％、ti：0.005～0.04％、mo：0.03～0.50％中的1种以上。

b：0.0001～0.005％

b是强化晶界而提高韧性所需的元素。为了得到该效果，b的含量需要为0.0001％以上。另一方面，如果超过0.005％，则b形成fe23(cb)6而使韧性劣化。因此，b含量限定为0.0001～0.005％的范围。对于下限，优选的b含量为0.0005％以上。更优选为0.0010％以上，进一步优选为0.0015％以上。上限优选为0.004％以下，更优选为0.003％以下。

ti：0.005～0.04％

ti与n结合而形成氮化物，从而抑制bn的形成，引发b的效果，并且形成tin而将结晶粒微细化来提高韧性。为了得到该效果，ti的含量需要为0.005％以上。另一方面，如果ti含量超过0.04％，则不仅该效果饱和，而且增加轧制负荷，因此难以稳定地制造钢板。因此，ti含量限定在0.005～0.04％的范围。对于下限，优选的ti含量为0.010％以上。更优选为0.020％以上。上限优选为0.03％以下。

mo：0.03～0.50％

mo是进一步提高本发明的效果的元素。mo防止渗碳体的形成、热影响部的结晶粒的粗大化而提高热影响部的韧性。mo的含量必须为0.03％以上。另一方面，如果mo含量超过0.50％，则mo碳化物析出而韧性反而劣化。因此，mo含量限定在0.03～0.50％的范围。另外，如果以上述范围含有mo，则也能够抑制焊接接头的液体金属脆性降低，能够提高接头的强度。对于下限，优选的mo含量为0.08％以上。更优选为0.09％以上，进一步优选为0.10％以上。上限优选为0.40％以下，更优选为0.35％以下，进一步优选为0.30％以下。

如上所述，本发明的成分组成可以含有以下的成分作为任意成分。

cr：1.0％以下

cr是具有抑制回火脆化的效果的元素。因此，通过添加而使本发明的效果进一步增大。为了得到该效果，优选cr含量为0.01％以上。然而，超过1.0％的含量导致cr碳化物的形成而使热影响部的韧性劣化。因此，cr含量优选1.0％以下，更优选为0.5％以下，进一步优选为0.1％以下。

另外，可以含有合计1％以下的cu、ni、sn、as、sb、ca、mg、pb、co、ta、w、rem、zn、nb、v、cs、hf中的任1种以上。优选为0.1％以下，更优选为0.03％以下。另外，上述以外的成分为fe和不可避免的杂质。

剩余部分为fe和不可避免的杂质。b含量、ti含量和mo含量中的任一个在本发明范围内的情况、即b：小于0.0001％、ti：小于0.005％、mo：小于0.03％的情况下，它们作为不可避免的杂质而含有。

以上，对成分组成进行了说明，但为了得到本发明中期待的效果，仅仅将成分组成调整为上述的范围是不够的，控制钢组织(微观组织)也是重要的。以下对其条件进行说明。应予说明，以下说明的组织的构成是对在与轧制方向成直角的方向切割的板厚截面进行观察时的组织。另外，体积率、平均粒径、长宽比采用由实施例记载的方法得到的值。

马氏体相的体积率：50～80％

马氏体相是硬质相，具有通过强化相变组织来增加钢板强度的作用。另外，为了使屈服强度为550mpa以上，马氏体相的体积率必须为50％以上。优选为53％以上，更优选为56％以上。另一方面，如果超过80％，则在马氏体与其它组织界面产生的空隙局部集中，热影响部的韧性降低。因此设为80％以下。优选为79％以下，更优选为75％以下，进一步优选为70％以下。

马氏体相整体中回火马氏体所占的面积率：50％～85％

回火马氏体与淬火状态马氏体相比硬度低，因此能够缓和硬质的淬火状态马氏体与软质的铁素体的硬度差。如果以上述体积率含有回火马氏体，则高速变形下的扭转试验中不易产生空隙，强度提高。因此，使马氏体中的回火马氏体的体积率为50％以上。优选为53％以上，更优选为56％以上。另外，如果马氏体中的回火马氏体的体积率变得过多，则屈服强度变低。因此，马氏体中的回火马氏体的体积率为85％以下。优选为75％以下，更优选为65％以下。

本发明的钢组织中，除了马氏体相以外，还包含铁素体相。铁素体相的体积率抑制空隙局部集中于马氏体周边，提高热影响部的韧性，因此优选30％以上。更优选为32％以上，进一步优选为34％以上。另外，为了得到屈服强度，优选50％以下。更优选为45％以下，进一步优选为40％以下。

另外，除了马氏体相、铁素体相以外，还可以含有渗碳体、珠光体、贝氏体相、残留奥氏体相等其它相。其它相合计体积率为8％即可。

铁素体相的平均粒径：13μm以下

如果铁素体相的平均粒径超过13μm，则钢板的强度降低，并且因热影响老化的韧性低的铁素体导致韧性劣化。另外，因热影响部(haz部)的晶粒生长而导致焊接部的强度降低。因此，使铁素体相的平均粒径为13μm以下。对于下限，优选的平均粒径为3μm以上。更优选为5μm以上，进一步优选为7μm以上。对于上限，优选的平均粒径为12μm以下。更优选为11μm以下，进一步优选为10μm以下。

这里，上述铁素体相的平均粒径如下求出，对与轧制方向垂直的板厚截面(c截面)的板厚1/4的位置，将利用1体积％硝酸酒精显现出的腐蚀组织用扫描式电子显微镜(sem)放大到1000倍，拍摄10个视场，按照astme112-10的切割法求出。

铁素体相整体中的长宽比为2.0以下的铁素体粒子所占的体积率：70％以上

如果铁素体粒子的长宽比超过2.0的铁素体粒子多的情况下，板厚方向的晶粒生长因析出物而被止动，因热影响导致扁平而韧性降低。应予说明，由本发明得到的铁素体粒子的长宽比的下限实质上为0.8。本发明中，为了提高韧性，使铁素体相整体中长宽比为2.0以下的铁素体粒子所占的体积率为70％以上。

测定铁素体粒子的长宽比的方法是对与轧制方向垂直的板厚截面(c截面)的板厚1/4的位置，将利用1体积％硝酸酒精显现出的腐蚀组织用扫描式电子显微镜(sem)放大到1000倍，拍摄10个视场，将宽度方向(c方向)的长度与板厚方向的长度之比作为长宽比。

具有上述的成分组成、微观组织的钢板在表面具有镀层。作为镀层，优选镀锌层，更优选为热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层。应予说明，也可以是锌以外的金属的镀覆。

本发明的高强度镀覆钢板的屈服强度为550mpa以上。优选为600mpa以上。屈服强度的上限没有特别限定，但大多为800mpa以下。

本发明的高强度镀覆钢板的焊接性优异。具体而言，用实施例中记载的方法测定的裂纹的长度为50μm以下(包括不产生裂纹的情况)。

对于本发明的课题解决不是必需的，但优选本发明的高强度镀覆钢板的拉伸强度为950mpa以上。更优选为1000mpa以上。拉伸强度的上限大多为1200mpa以下。

对于本发明的课题解决不是必需的，但优选本发明的高强度镀覆钢板的伸长率为14.0％以上。更优选为16.0％以上。伸长率的上限大多为22.0％以下。

以下，对本发明的高强度镀覆钢板的制造方法进行说明。本发明的高强度镀覆钢板的制造方法具有热轧工序、冷轧工序、退火工序、镀覆工序具有。以下，对这些各工序进行说明。

热轧工序是将具有成分组成的钢坯热轧后，在平均冷却速度为10～30℃/s的条件下冷却，在卷取温度为470～700℃的条件下进行卷取的工序。

本发明中，钢材料(钢坯)的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，从熔炼后偏析等问题考虑，优选利用连续铸造法制成钢坯，但也可以用铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成板坯。应予说明，铸造后对板坯进行热轧时，可以用加热炉将板坯再加热后进行轧制，或者保持规定温度以上的温度的情况下，可以不加热板坯而进行直接轧制。

对上述得到的钢材料实施由粗轧和精轧构成的热轧。本发明中，优选粗轧前将钢材料中的碳化物溶解。加热板坯时，为了使碳化物溶解或防止轧制负载的增大，优选加热到1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损失的增大，板坯的加热温度优选为1300℃以下。另外，如上所述，粗轧前的钢材料保持规定温度以上的温度，钢材料中的碳化物溶解的情况下，可以省略加热粗轧前的钢材料的工序。应予说明，粗轧条件、精轧制条件不需要没有特别限定。

热轧后的冷却的平均冷却速度：10～30℃/s

热轧后，如果到卷取温度为止的平均冷却速度小于10℃/s，则铁素体粒子不生长，长宽比容易变得大于2.0，上述“铁素体相整体中长宽比为2.0以下的铁素体粒子所占的体积率”变低，热影响部的韧性降低。另一方面，如果超过30℃/s，则铁素体粒子过度生长，强度降低。因此，平均冷却速度为10～30℃/s。对于下限，优选的上述平均冷却速度为15℃/s以上。对于上限，优选的上述平均冷却速度为25℃/s以下。应予说明，出于使热轧钢板的铁素体粒径均匀生长，得到所希望的长宽比的原因，优选作为冷却开始温度的精轧制结束温度为850～980℃。

卷取温度：470～700℃

如果卷取温度低于470℃，则贝氏体等低温转变相生成，在热影响部发生软化。另一方面，卷取温度超过700℃时，铁素体粒径变得粗大，热影响部的韧性降低。因此，卷取温度为470～700℃。对于下限，优选的卷取温度为500℃以上。对于上限，优选的卷取温度为600℃以下。

冷轧工序中，对由上述的热轧工序得到的热轧钢板实施冷轧。冷轧的轧制率没有特别限定，通常为30～60％。应予说明，酸洗后可以冷轧，这时，酸洗的条件没有特别限定。

对由上述冷轧工序得到的冷轧钢板进行退火工序。退火工序的具体条件如下。

退火条件：在750～900℃的退火温度区域保持30～200秒

为了得到铁素体相的平均粒径为13μm以下、长宽比为2.0以下的铁素体粒子在全体的铁素体相所占的体积率为70％以上的微观组织，需要将冷轧后的钢板在750～900℃的退火温度下保持30～200秒进行退火。退火温度小于750℃或保持时间小于30秒时，恢复的进行变慢，得不到所希望的长宽比。另一方面，如果退火温度超过900℃，则马氏体分率变高，热影响部的韧性降低。另外，如果退火时间超过200秒，则有时铁碳化物大量析出而导致延展性的降低。因此，退火温度为750～900℃，更优选为800～900℃，保持时间为30～200秒，更优选为50～150秒。应予说明，到上述退火温度区域为止的加热条件没有特别限定。

上述保持中用半径200mm以上的辊弯曲和反弯曲：合计8次以上

大量的铁素体粒子的长宽比变得大于2.0，上述“铁素体相整体中长宽比为2.0以下的铁素体粒子所占的体积率”达不到所希望的范围时，韧性劣化。为了使上述“铁素体相整体中长宽比为2.0以下的铁素体粒子所占的体积率”为所希望的范围，需要在退火中使晶粒生长。因此，在上述退火温度区域的保持中，用半径200mm以上的辊进行合计8次以上的弯曲和反弯曲。认为如果是半径小于200mm的辊，则弯曲形变量变大，钢板进一步被拉伸，结果铁素体粒子的长宽比容易超过2.0。因此，辊径为200mm以上。另外，小于8次时铁素体粒子的长宽比容易超过2.0，因此设为8次以上。优选为9次以上。应予说明，弯曲形变量大量引入时，出于热影响部的韧性劣化的原因，优选为15次以下。应予说明，弯曲和反弯曲的合计为8次以上是指弯曲的次数和反弯曲的次数的合计为8次以上。

在退火温度区域保持后的冷却的平均冷却速度：10℃/s以上

如果平均冷却速度小于10℃/s，则铁素体粒子粗大化，强度和热影响部的韧性降低。因此，冷却条件为10℃/s以上。如果冷却速度过快，则得不到所希望的长宽比，因此优选为30℃/s以下。

在退火温度区域的保持后的冷却的冷却停止温度：400～600℃

如果使冷却停止温度为400℃，则得不到所希望的马氏体相的体积分率，因此强度降低。另一方面，如果冷却停止温度超过600℃，则铁素体粒子生长推进，强度和热影响部的韧性降低。因此，使上述冷却停止温度为400～600℃。

上述退火工序后，进行实施下述的镀覆处理的镀覆工序。镀覆处理的种类没有特别限定，电镀处理、热浸镀处理均可。可以在热浸镀处理后进行合金化处理。优选为热浸镀锌处理、热浸镀锌处理后进行合金化处理的合金化热浸镀锌处理。

镀覆处理后的平均冷却速度：10～25℃/s

为了生成回火马氏体，重要的是控制镀覆处理后的平均冷却速度。如果平均冷却速度小于10℃/s，则大量生成回火马氏体，得不到屈服强度。另一方面，如果平均冷却速度超过25℃/s，则回火马氏体变为50％以下，热影响部的韧性劣化。因此，使平均冷却速度为10～25℃/s。

实施例

将表1所示的成分组成的板坯按表2所示的条件进行热轧工序、冷轧工序、退火工序、镀覆工序，制造高强度镀覆钢板。另外，组织观察、特性评价的方法如下。

[表1]

[表2]

※下划线是指在本发明范围外。

*1：热轧后到卷取温度为止的平均冷却速度

*2：在退火温度区域保持后的冷却的平均冷却速度

(1)组织观察

对在与得到的钢板的轧制方向垂直的方向切割的板厚截面进行研磨，用1体积％硝酸酒精使腐蚀显现出。用扫描电子显微镜放大到1000倍，对从表面到板厚1/4t部为止的区域内拍摄10个视场。t为钢板的厚度(板厚)。根据上述拍摄图像，测定各相的面积率，将面积率视为体积率。铁素体相是具有晶粒内观察不到腐蚀痕、铁系碳化物的形态的组织。淬火状态马氏体相是在晶粒内看不到碳化物而以白对比观察到的组织。回火马氏体相是看到晶粒内大量微细的铁系碳化物和腐蚀痕的组织。将上述的马氏体相面积率作为体积率。应予说明，作为其它相，确认了贝氏体、珠光体、残留奥氏体相。

铁素体相的平均粒径使用上述体积使用率的测定中使用的样品，用扫描式电子显微镜(sem)放大到1000倍，拍摄10个视场，按照基于astme112-10的切割法求出。将算出的铁素体相的平均粒径示于表3。

铁素体粒子的长宽比使用上述体积率的测定中使用的样品，将利用1体积％硝酸酒精显出的腐蚀组织用扫描式电子显微镜(sem)放大到1000倍，拍摄10个视场，将宽度方向(c方向)的长度与板厚方向的长度之比作为长宽比。计算长宽比为2.0的铁素体粒子的合计体积率，使用由上述求出的铁素体相的体积率，计算铁素体相整体中的长宽比为2.0的铁素体粒子的体积率。

(2)拉伸特性

使用以与轧制方向成90°的方向作为长边方向(拉伸方向)的jisz2201记载的5号试验片，进行5次按照jisz2241的拉伸试验，求出平均的屈服强度(yp)、拉伸强度(ts)、对接伸长率(el)。将结果示于表3。

(3)高速变形下的扭转试验

将以与轧制方向成90°的方向为长边方向的宽度10mm、长度80mm、板厚1.6mm的钢板如图1(a)所示在宽度方向上重叠2张，以熔核直径为7mm的方式进行点焊，制成试验片。将制成的试验片如图1(b)所示垂直固定在专用的金属模具上，用按压件以成型负载10kn、负载速度100mm/min施加试验力，如图1(c)所示，使其变形为170°。其后，确认焊接部有无裂缝，对轧制方向的板厚截面进行镜面研磨，在不蚀刻的状态下用光学显微镜放大到400倍，观察裂纹(图1(d))。将不产生裂纹的情况判定为“◎”，将产生裂纹且裂纹的长度为50μm以下的情况判定为“○”，将裂纹的长度超过50且小于100μm的情况判定为“△”，将裂纹的长度为100μm以上的情况判定为“×”。将这些结果一起示于表3。应予说明，本试验中为“◎”或者“○”的评价表示焊接性优异，高速变形下的扭转强度高，韧性优异。

[表3]

※下划线是指在本发明范围外。