TW201020329A - High strength steel sheet and method for manufacturing the same - Google Patents

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TW201020329A TW098130498A TW98130498A TW201020329A TW 201020329 A TW201020329 A TW 201020329A TW 098130498 A TW098130498 A TW 098130498A TW 98130498 A TW98130498 A TW 98130498A TW 201020329 A TW201020329 A TW 201020329A
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Yoshimasa Funakawa
Yasushi Tanaka
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Jfe Steel Corp
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Description

201020329 六、發明說明： f發明所屬之技街領域】 本發明係闕於在汽車 工性m別孫κu飛盗寻屋業領域令所使用，加 (制係延性與延伸凸緣性）優異， 980MPa#上的离％r涟度馮 π阿強度鋼板及其製造方法。 【先前技術】 近年從地球環境保護的觀點而言，汽車的燃油效率提升已 成重要課題。所以，車體材料的高強度化而達薄板化， 俾使車體本身呈輕量化的動向正活躍中。 一般而言，為達到鋼板的高強度化，必需相對於鋼板的組 織全體，增加麻田散鐵或變韌鐵等硬質相的比例。然而，因 為利用增加硬質相比例而造成鋼板的高強度化，會導致加工 性降低，因而期待合併具有高強度與優異加工性的鋼板開 發。截至目前為止，已有開發出肥粒鐵-麻田散鐵二相鋼(Dp 鋼）以及利用殘留沃斯田鐵的變態致塑性之TRIP鋼等各種 複合組織鋼板。 當在複合、纟且織鋼板中增加硬質相比例時’鋼板的加工性會 強烈受硬質相加工性的影響。理由在於’當硬質相比例少的 軟質多邊形肥粒鐵較多時，多邊形肥粒鐵的變形能力會主導 鋼板加工性，即使硬質相力工性不足的情況，仍可確保延性 等加工性，但當硬質相比例軾多時，並非由多邊形肥粒鐵的 變形主導，而是由硬質相的變形能力本身直接影響鋼板成形 098130498 4 201020329 i1生右硬質相本身的加工性不足，則鋼板的加工性劣化會趨 於明顯。 所以，冷軋鋼板時，在施行調整因退火及其後的冷卻過程 中所生成之多邊形肥粒鐵量的熱處理之後，藉由對鋼板施行 水淬火而生成麻田散鐵’然後再度將鋼板升溫並保持高溫， 藉此將麻田散鐵回火，使屬於硬質相的麻田散鐵中生成碳化 物，便可提升麻田散鐵的加工性。然而，施行此種麻田散鐵 參的淬火•回火時，需要例如具有水淬火機能之連續退火設備 之類的特別製造設備。所以，當使用對鋼板施行水淬火之後 無法再度升溫並保持高溫的普通製造設備時，雖可施行鋼板 的高強度化’但卻無法提升屬於硬質相的麻田散鐵加工性。 再者，作為將麻田散鐵以外設為硬質相的鋼板，係有如將 主相定為多邊形肥粒鐵，將硬質相定為變韌鐵或珠粒鐵，且 使屬於該等硬質相的變韌鐵或珠粒鐵中生成碳化物的鋼 ❹板。該鋼板並非僅依賴多邊形肥粒鐵便提升加工性，而是藉 由使硬質相中生成碳化物，亦提升硬質相本身的加工性，特 別係延伸凸緣性提升的鋼板。然而，在將主相定為多邊形肥 粒鐵的前提下，難以兼顧拉伸強度(TS)在98〇MPa以上的高 強度化與加工性。且，因為即使藉由使硬質相中生成碳化物 而亦提升硬質相本身的加工性，但多邊形肥粒鐵的加工性良 好程度仍較差’ ®而當為了達到拉伸強度⑽在98〇MPa以 上的咼強度化而減少多邊形肥粒鐵的量時，會導致無法獲得 098130498 5 201020329 充分加工性。 在專利文獻1中有提案：藉由規定合金成分，將鋼組織形 成具有殘留沃斯田鐵的細微且均勻變韌鐵，而獲得彎曲加工 性與衝擊特性均優異的高張力鋼板。 在專利文獻2中有提案：藉由規定既定合金成分，將鋼組 織設為具有殘留沃斯田鐵的變韌鐵，且規定變韌鐵中的殘留 沃斯田鐵量，藉此獲得烺燒硬化性優異的複合組織鋼板。 在專利文獻3中有提案：藉由規定既定合金成分，並將鋼 組織設為具有殘留沃斯田鐵的變韌鐵依面積率計達90%以 上，且變韌鐵中的殘留沃斯田鐵量為1〇/0以上15〇/〇以下，且 規定變韌鐵的硬度(HV)，藉此獲得耐衝擊性優異的複合組 織鋼板。 [先行技術文獻] [專利文獻] [專利文獻1]日本專利特開平4-235253號公報 [專利文獻2]曰本專利特開2004-76114號公報 [專利文獻3]曰本專利特開平11-256273號公報 【發明内容】 (發明所欲解決之問題） 然而，上述鋼板潛在有下述問題。 就專利文獻1所記載的成分組成，當對鋼板碑予鹿變時 較難確保顯現出高應變區域中之TRIP效果的安定殘留天斯 098130498 6 201020329 \ 田鐵量，雖可獲得彎曲性，但截至產生塑性不安定為止的延 性較低，伸擴性(stretchability)差。 就專利文獻2所記載的鋼板，雖可獲得烺燒硬化性，但即 使欲將拉伸強度（TS)高強度化至980MPa以上或甚至 l〇50MPa以上，因為屬於以變韌鐵或甚至肥粒鐵作為主體 而含有’且極力抑制麻田散鐵的組織，因此在強度確保或高 強度化時，難以確保延性、延伸凸緣性等加工性。 ❿ 專利文獻3所記載的鋼板，係以提升耐衝擊性為主目的， 且因為屬於以硬度在HV250以下的變韌鐵為主相（具體而言 係含有超過90%)的組織，因而拉伸強度（TS)難以達到 980MPa 以上。 本發明係有利於解決上述問題，目的在於提供加工性(特 別係延性與延伸凸緣性）優異，且拉伸強度(TS)在98〇Μρ& 以上的高強度鋼板，且亦提供其有利的製造方法。 ⑩本發_⑥強度鋼板係涵蓋斜鋼板表面施行熔融鑛辞或 合金化炼融鍵鋅的鋼板。 另外，本發明中，所謂「加工性優異」係指滿足TSxTEL 值在20000MPa · %以上，且TSx\值在25〇〇〇Mpa · %以上。 其中’「ts」係指拉伸強度(MPa)，「TEL」係指總伸長率(％)， 「入」係指極限擴孔率（％)。 (解決問題之手段） 毛明者等為解決上述問題，針對練的成分組成與微觀組 098130498 7 201020329 織進行深人鑽研。結果發現，藉由活用下部變_組織及/ 或麻田散鐵組織俾達高強度化，且在將銅板中的c量設為 (U7%以上的較多C含有量之前提下，活用上部_鐵變 態’便可在獲得TRIP效果之前提下，確保有利的安定殘留 沃斯田鐵’且藉由將該麻田散鐵其巾_部分形細火麻田散 鐵，便可獲得加工性優異，特別係強度與延性的均衡以及強 度與延伸凸緣性的均衡均優異，且拉伸強度在98〇Mpa以上 的高強度鋼板。 本發明係根據上述發現而完成，主旨構成係如下： 1.一種高強度鋼板’其特徵在於依質量％計含有： C : 0.17%以上、〇.73〇/0以下、
Si : 3.0%以下、 Μη : 0.5%以上、3.0%以下、 Ρ : 0.1%以下、 S : 0.07%以下、 Α1 : 3.0%以下、及 Ν : 0.010% 以下 ，且Si+Al滿足0.7%以上，其餘由Fe及不讦避免之雜質的 組成構成， 鋼板組織係滿足：下部變韌鐵與全麻田散鐵舍計量相對於 鋼板組織全體的面積率係1〇%以上且9〇%以下，殘留沃斯 田鐵量係5%以上且50%以下，上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵 098130498 201020329 相對於鋼板組織全體的面積率係5%以上，上述下部變韌鐵 及全麻田散鐵合計量中淬火狀態的麻田散鐵係75%以下，多 邊形肥粒鐵相對於鋼板組織全體的面積率係在10 %以下（包 含0%)，且上述殘留沃斯田鐵中的平均C量為0.70%以上， 拉伸強度為980MPa以上。 2. 如上述1所記載的高強度鋼板，其中，上述鋼板係更進 一步依質量％計含有從： 參 Cr : 0.05%以上5.0%以下、 V : 0.005%以上1.0%以下、及 Mo : 0.005%以上 0.5%以下 中選擇的1種或2種以上的元素。 3. 如上述1或2所記載的高強度鋼板，其中，上述鋼板更 進一步依質量％計含有從：
Ti : 0.01%以上0.1%以下、及 ® Nb : 0.01%以上 0.1%以下 中選擇的1種或2種的元素。 4. 如上述1至3項中任一項所記載的高強度鋼板，其中， 上述鋼板係更進一步依質量％計含有： B : 0.0003%以上 0.0050%以下。 5. 如上述1至4項中任一項所記載的高強度鋼板，其中， 上述鋼板係更進一步依質量％計含有：
Ni : 0.05%以上2.0%以下、及 098130498 9 201020329
Cu : 0.05%以上2.0%以下 中選擇的1種或2種的元素。 6. 如上述1至5項中任一項所記载的高 又綱板，JL中， 上述鋼板係更進一步依質重％計含有： /、
Ca : 0.001%以上 0.005%以下、及 REM : 0.001% 以上 0.005%以下 中選擇的1種或2種的元素。 7. —種高強度鋼板’係在上述1至6中你 板表面上，設有熔賴鋅層或合金倾叫_層彳°己載的鋼 8. —種高強度鋼板之製造方法，係將作由 取上述1至6中任 -項所記載成》組成的鋼片，施行熱軋後，再經冷軋而㈣ 冷軋鋼板，接著’將該冷軋鋼板在沃斯田鐵翠相區域中施行 秒以上600秒以下的退火之後，當冷卻至由3耽以上且 t：以下的第1溫度區域所決定的冷卻停止溫度·代時， 至少截至5501C為止將平均冷卻速度控制為π"以上進行 冷卻，然後，在該第i溫戶丙祕由 现！^域中保持15秒以上且1〇〇〇 秒以下保持，接著在200 B w 勺#叫1以上且350 C以下的第2溫度區 域中保持15秒以上且1〇〇〇秒以下。 9.如上述8所記載的高強度鋼板之製造方法’其中，在截 至。述v卻停止溫度：rc為止的冷卻時、或在上述第丄溫 度區域中行炼融錄鋅處理或合金化嫁融錄辞處理。 (發明效果） 098130498 201020329 根據本發明，因為可提供加工性(特別係延性與延伸凸緣 技)優異且拉伸強度(TS)為98〇Mpa以上的高強度鋼板、以 及其有W的製造方法’在汽車、電氣機器等產業領域中的利 則貝值非常大’特別係對汽車車體的輕量化極為有用。 【實施方式】 以下，針對本發明進行具體說明。 首先就本發明，針對將鋼板組織依如上述限定的理由進 ©行說月α下，面積率」係設定為相對於鋼板組織全體的 面積率。 、下部變動鐵及全麻田散鐵的合計量面積率：1G%以上、90% 以下 下》Ρ變勒鐵與麻田散鐵係屬於用以將鋼板高強度化的必 要組織。若下部變動鐵及全麻田散鐵的合計量面積率未滿 10% ’則鋼板的拉伸強度(Ts)便不滿働MPa。反之，若下 4錄鐵及全麻田散鐵的合計量面積率超過齋。，則上部變 勃鐵會變少，結果因為無法確保c經濃化的安定殘留沃斯 田鐵，導致延性等加卫性降低的問題發生。所以，下部變勃 鐵及全麻田散鐵的合計量面積率定為10%以上且90%以 下。較佳為20%以上且80%以下的範圍内。更佳為3〇%以 上且70%以下的範圍内。 下部變域及全麻W散鐵合計量巾，淬火狀態的細散鐵比 例：75%以下 098130498 11 201020329 麻田散鐵中，淬火狀態的麻田散鐵的比例相對於鋼板中所 存在的下部變韌鐵及全麻田散鐵合計量超過75%時，雖拉伸 強度會在980MPa以上，但延伸凸緣性卻差。因為淬火狀態 的麻田散鐵係屬極硬質，淬火狀態的麻田散鐵本身的變形能 力極低，因而鋼板加工性(特別係延伸凸緣性）會明顯劣化。 此外，因為淬火狀態的麻田散鐵與上部變勃鐵間之硬度差有 明顯差異，因而若淬火狀態的麻田散鐵多，則淬火狀態麻田 散鐵與上部變韌鐵間之界面便會變多，導致在施行衝孔加工 ❿ 等情況時，淬火狀態麻田散鐵與上部變韌鐵間之界面會產生 微小孔洞，造成在衝孔加工後所施行的延伸凸緣成形時，孔 洞會相連結而導致龜裂情形容易進展’因而使延伸凸緣性更 劣化。所以，麻田散鐵中，淬火狀態的麻田散鐵比例係相對 於鋼板中所存在之下部變韌鐵及全麻田散鐵合計量而定為 75%以下。較佳為5〇%以下。另外，淬火狀態的麻田散鐵係 麻田散鐵中未發現碳化物的組織，可利用SEM觀察。 _ 殘留沃斯田鐵量：5%以上、50%以下 殘留沃斯田鐵係在加工時，利用TRIP效果而進行麻田散 鐵變態，且藉由提高應變分散能力而提升延性。 本發明的鋼板係活用上部變韌鐵變態，特別係使經提高C 濃度量的殘留沃斯田鐵形成於上部變韌鐵中。結果，可獲得 在加工時即使高應變區域，仍可顯現出TRIP效果的殘留沃 斯田鐵。藉由併存著殘留沃斯田鐵與麻田散鐵且予以活用， 098130498 12 201020329 可獲得即使拉伸強度(TS)在98〇MPa以上的高強度區域仍呈 良好加工性，具體而言係可將TSxT.El值定為20000MPa·0/。 以上’而獲得強度與延性的均衡呈優異之鋼板。 在此’上部變韌鐵中的殘留沃斯田鐵係形成於上部變韌鐵 中的變韌肥粒鐵板條間，因為呈細微分佈，因此在利用組織 觀察而求取其量（面積率）時，便必需依高倍率進行大量測 定’較難正確地定量。但是，在該變韌肥粒鐵板條間所形成 ® 的殘留沃斯田鐵量，係某程度配合所形成變韌肥粒鐵量。所 以，經發明者等探討’結果得知，上部變勃鐵中的變動肥粒 鐵面積率在5%以上且自習知起所施行之殘留沃斯田鐵量測 定手法之利用X射線繞射(XRD)施行的強度測定（具體而言 係從肥粒鐵與沃斯田鐵的X射線繞射強度比）所求得之殘留 沃斯田鐵量在5%以上，便可獲得充分的TRIP效果，可達 成拉伸強度CTS)在980MPa以上且TSxT.EL在20000MPa · %以上。另外，確認利用自習知起所施行之殘留沃斯田鐵量 測定手法所獲得的殘留沃斯田鐵量，係同等於殘留沃斯田鐵 相對於鋼板組織全體的面積率。 若殘留沃斯田鐵量未滿5%，則無法獲得充分的TRIp效 果。另一方面，若超過50%，則在顯現TRIp效果後所生成 的硬質麻田散鐵會過大，導致發生韌性劣化等問題。所以， 殘留沃斯田鐵量定為5%以上且5〇%以下範圍内。較佳為超 過5%、更佳為10%以上且45%以下之範圍内。特佳為15% 098130498 13 201020329 以上且40%以下之範圍内。 殘留沃斯田鐵中的平均C量：0.70%以上 為能活用TRIP效果俾獲得優異加工性，在拉伸強度(TS) 為980MPa〜2.5GPa級的高強度鋼板中，殘留沃斯田鐵中的 C量係屬重要。本發明的鋼板係在上部變韌鐵中的變韌肥粒 鐵板條間所形成之殘留沃斯田鐵中，使c進行濃化。雖難 以正確評估在該板條間的殘留沃斯田鐵中進行濃化的C 1，但經發明者等的探討結果得知，在本發明鋼板中，若利 用習知所施行之測定殘留賴田鐵中的平均c量(殘留沃斯 田鐵中的C量平均)之方法而從X射線繞射(XRD)的繞射尖 峰位移量所求得之殘留沃斯田鐵中的平均C量在〇.7〇%以 上的話，則可獲得優異加工性。 當殘留沃斯田鐵中的平均c量未滿0.70%時，在加工時於 減變區域巾會產生麻田散鐵變態，導致無法獲得使加工性 提升的高應㈣域中之TRIP效果。所以，殘留沃斯田鐵中 的平均c量定為〇 7G%以上。較佳為㈣％以上。另—方面， 右殘2斯田鐵巾的平均c量超過2 GG%，職留沃斯田鐵 導致加"'中未發生細散鐵㈣，而未顯㈣ 平均c 造歧㈣低。-，殘肢斯，中的 一置較佳為2.00%以下。更佳為15〇%以下。 上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵面積率·· 5%以上 依上部變勤鐵變態所造成的變勒肥粒鐵生成，係為了獲得 098130498 201020329 使未變態沃斯田鐵中的c進行濃化，在加工時於高應變區 域中顯現出TRIP效果，俾提高應變分解能力的殘留沃斯田 鐵而必要的。從沃斯田鐵轉變為變韌鐵的變態，大約在橫跨 150〜550°C的廣溫度範圍内發生，於該溫度範圍内所生成的 變韌鐵存在有各種形式。習知技術中，多數情況將此類各種 變韌鐵僅單純規定為變韌鐵，但本發明中為能獲得目標的加 工性’便必需明確地規定變韌鐵組織，因此針對「上部變韌 ❹鐵」及「下部變韌鐵」定義如下。 上4變動鐵係由板條狀變勃肥粒鐵與在變動肥粒鐵間所 存在的殘留沃斯田鐵及/或碳化物構成，特徵在於··在板條 狀變韌肥粒鐵中並無存在整齊排列的細微碳化物。另一方 面’下部變鐵係由板條狀餘肥粒鐵與在㈣肥粒鐵間所 存在殘留沃斯田鐵及/或碳化物構成，此點係與上部變勒鐵 共通’但下部變_的特徵在於，在板條狀錄肥粒鐵中存 在有整齊排列的細微碳化物。 即’上部變勃鐵與下部變動鐵係依照錄肥粒鐵中有益整 齊排列的細微碳化物進行區分。此種_肥粒射的碳化物 生成狀態差，會對殘留沃斯田鐵中的C濃化造成頗大影響。 即:當上部變_的_肥粒鐵面積率未滿5%時，即使為 鐵變態的情況，。在_絲鐵_生射化物的量 結果在板條間所存在之殘留沃斯田鐵中的C濃 又篁曰導致在加工時於高應變區域顯現出TRIP效果 098130498 201020329 的殘留沃斯田鐵量減少之問題。所以，上部變_中的變勒 肥粒鐵面積率必需相對於鋼板組織全體的面積率達外以 上。另-方面，若上部變動鐵的變動肥粒鐵相對於鋼板組織 全體的面積率超過85%’便會有難以雜強度的情況，因而 較佳係定在85%以下。 多邊形肥粒鐵的面積率：以下（含〇%) 若多邊形肥粒鐵的面積率超過跳，除難以滿足拉伸強声 (TS广98GMPa以上之外，同時在加工時，會因硬質組織= 所混雜的軟質多邊形肥粒鐵出現應變集中，@而導致施行加 工時容易發生龜裂情形，結果導致無法獲得所需之加工性。 此處，若多邊形肥粒鐵_率在祕町，即使有多邊形肥 粒鐵存在，硬質相中的少量多邊形肥粒鐵會呈孤立分散狀 態’可抑制應變集中，俾可避免加工性劣化。所以，將多邊 形肥粒鐵面積率定在1〇%以下。較佳為5%以下、更佳為3% 以下，亦可為0%。 另外’本發明鋼板的情況，鋼板組織中屬最硬質組織的硬 度係HVS800。即’本發明的鋼板中，當無存在淬火狀態 的麻田散鐵時’回火麻田散鐵或下部變細鐵或上部變勒鐵中 任一者會成為最硬質的相，該等的組織均成為HV謂0的 相。此外，當存在有淬火狀態的麻田散鐵時，淬火狀態的麻 田散鐵會成為最硬質組織，本發明的鋼板中，即使淬火狀態 的麻田散鐵，硬度仍為HVS800，並未有Ην>8〇〇的明顯 098130498 201020329 偏硬麻田散鐵之存在，可確保良好的延伸凸緣性。 本發明的鋼板中，作為其餘組織，亦可含有珠_、費德 '曼肥粒鐵(Widma她ettenn)、下部變_。此情況，其餘組 •織的容許含有量較佳係依面積率計為鳩^更佳為1〇% 以下。 以上係本發明高強度鋼板的鋼板組織基本構成，視需要亦 可追加下述構成。 ❹’、人關於本發明’針^將鋼板的成分組成依如上述進行 限定的理由進行敘述H以下的成分域所表示的 係指「質量％」。 C : 〇·17%以上、0.73%以下 C係為了確保鋼板的高強度化與確保安定殘留沃斯田鐵 量的不可或缺之必要元素，屬於麻田散鐵量確保與使室溫下 月b殘留;^斯田鐵的必要元素。若c量未滿Q則難以確 保鋼板的強度與加卫性。另―方面，若c量超過G73%，溶 接口I5及H部的硬化明顯，，熔接性劣化。所以，c量定為 〇.17/〇以上且〇.73%以下範圍内。較佳係超過0.20%且0.48% 以下之範圍内，更佳為G.25%以上。
Si : 3.0%以下（含〇0/〇)
Si係利用固溶強化而對鋼的強度提升具貢獻的有用元 素。然而’若Si量超過3.0%，則因對多邊形肥粒鐵與變韌 肥粒鐵中的ϋ溶量增加，導致加卫性、動性劣化，且因紅色 098130498 17 201020329 鐵錄等情形的發生而導致表面性狀劣化 ，當施行熔融鍍敷 時’會引發錢附著性與密接性劣化的情況 。所以，Si量 定為3.0%以下。較佳為2 6%以下。更佳為2 2%以下。 再者，Si係抑制碳化物生成，促進殘留沃斯田鐵生成的 有用元素，因此Si量較佳設為0.5%以上，當僅依靠A1抑 制碳化物生成時，Si便無添加的必要，Si量亦可為〇%。 Μη : 0.5%以上、3.0%以下 Μη係鋼強化的有效元素，若Μη量未滿〇 5%，則因為在 退火後的冷卻中，於較變韌鐵或麻田散鐵生成的溫度更高溫 度區域中會有碳化物析出，因此無法確保對鋼強化具貢獻的 硬質相之量。另一方面，若Μη量超過3.〇%，便會引發鑄 造性劣化等情形。所以，Μη量定在〇.5%以上且3 〇%以下 範圍内。較佳為1.5%以上且2.5%以下範圍内。 Ρ : 0.1%以下 Ρ係對鋼強化有用的元素，若Ρ量超過〇1%，藉由晶界 偏析而脆化，便使耐衝擊性劣化，當對鋼板施行合金化熔融 鍍鋅時’會使合金化速度大幅變遲緩。所以，ρ量定在〇1% 以下。較佳為0.05%以下。另外，ρ量較佳係減少，但若未 滿0.005〇/〇，便會引發成本大幅增加’因而下限較佳設定為 0.005%左右。 S : 0.07%以下 S係會生成MnS而形成夾雜物，將成為耐衝擊性劣化與 098130498 18 201020329 烙接部沿金屬流出現斷裂的原因，因而較佳係盡量減少s 量。然而，右s量過度減少，會導致製造成本增加因而s 量设在〇.〇7/。以下。較佳為〇〇5%以下、更佳為〇〇1%以下。 -3外’若S未滿⑽⑽5%時，會衍生大幅製造成本的增加， 因此從製造成本的觀點而言，下限係0 0005%左右。 A1 : 3.0%以下 A1係屬於鋼強化的有用元素，且係在製鋼步驟中當作脫 瘳氧劑添加的有用元素。若A1量超過3 〇%，則鋼板中的夾雜 物會過夕導致延性劣化。所以，A1量設定在3 以下。較 佳2.0%以下。 • 再者’ A1係抑制碳化物生成，俾促進殘留沃斯田鐵生成 的有用元素，此外，為能獲得脫氧效果，A1量較佳係為 0.001%以上、更佳為〇 005%以上。另外，本發明中的Ai 量係設定為經脫氧後在鋼板中所含有的A1量。 ® N : 0 010% 以下 N係使鋼的抗老化性出現最大劣化的元素，最好極力減 少。若N量超過〇.〇1〇%，則抗老化性的劣化會趨於明顯， 因此N量定在〇.〇1〇%以下。另外，因為將N設定為未滿 0_001%時會導致製造成本大幅增加，因而從製造成本的觀 點而言’下限係定為0.001%左右。 以上’雖針對基本成分進行說明，但本發明僅滿足上述成 分範圍尚嫌不足，仍必需滿足下式。 098130498 19 201020329
Si+Al^〇-7%
Si及A】均係如上述，屬於抑制碳化 、 沃斯田鐵生成的有用元素。碳化 ，並促進殘留 古si成洲且右絲里 的生成抑制係即使單獨含 有MA1仍具有效果，但幻量與^量 早獨3 ,7卜。另外，上彳A1且〆 $滿足達〇.7〇/〇
Al# …量係設定為經脫氧後在鋼板 有的A1量。 再者，本發明中，除上述基本成分之外， 下所述成分。 田3有以 從α :⑽5%以上·以下、v : 〇 〇〇5%以上咖以下、 及M〇 · 0.005%以上〇.5%以下之中選擇i種或2種以上 Cr、V及⑽係在從敎溫度_進行冷料，| 珠粒鐵生成作用的元素。此項效果係依Cr: 〇 〇5%以上、v · 0.005%以上、及Mo : 0·005%以上獲得。另一方二若超尚
Cr : 5.0%、V : 1.0%及 Mo : 0 5% ° 則硬質麻田散鐵的量會 變為過大，將成為必要以上的高強度。所以，當含有 及Mo的情況，設定為：Cr: 0.05%以上5 〇%以二v · 〇二二 以上⑽以下、及Mo : 0·005%以上〇5%以下的範圍内。0 從Ti : 0.01%以上〇.1%以下、Nb : 〇 〇1%以上〇 ι%以下之 中選擇1種或2種 t
Ti與Nb係對鋼的析出強化為有用’且該效果係在分別含 有量達0.01%以上才可獲得。另-方面，若各自含有量超= 〇.1〇/。，則加工性與形狀凍結性會降低。所以，當含有丁丨與 098130498 20 201020329
Nb的情況，係定為Ti: 0.01%以上〇.1%以下、及Nb: 0.01% 以上0.1%以下的範圍内。 B . 〇._3%以上、0.0050%以下 ' B係、抑制從沃斯田鐵晶界生成•成長多邊形肥粒鐵的有 用兀素。該效果係在含有達〇 〇〇〇3%以上才能獲得。另一方 面，若含有量超過0.0050%，則加工性會降低。所以，當含 有B的情況，便設定為B : 〇.〇〇〇3〇/Q以上、〇 0050%以下的 參範圍内。 從Νι . 0.05%以上2.0%以下、及cu : 〇.〇5〇/0以上2.0%以下 „ 之中選擇1種或2種 . Nl與Cu係對鋼的強化屬於有效的元素。此外，當對鋼板 施行熔融鍍鋅或合金化熔融鍍鋅的情況，會促進鋼板表層部 的内部氧化並提升鍍敷密接性❶該等效果係各自含有量達 0.05%以上才能獲得。另一方面，若各自含有量超過2 〇%， ❹則鋼板的加工性會降低。所以，當含有Ni與Cu的情況， 係定為Ni : 0.05%以上2.0°/。以下、及cu : 0.05%以上2.0% 以下的範圍内。 從 Ca: 0.001%以上 0.005%以下、及 REM: 〇 001%以上 〇 〇〇5% 以下之中選擇1種或2種
Ca與REM係將硫化物的形狀形成球狀化，並改善硫化物 對延伸凸緣性所造成不良影響之有用元素。該效果係依各自 含有量達0.001%以上才能獲得。另一方面，若各自含有量 098130498 21 201020329 w e 5/0會導致夾雜物等的增加，引發表面缺陷及内 =陷等情況發生。所以，當含有〇與咖的情況，便 °又疋為Ca · _1%以上0.005%以下、及REM : 〇.〇〇1%以 上0.005%以下的範圍内。 本發明的鋼板中’除上述以外的成分係為Fe及不可避免 的雜質’在不損及本發明效果之範園内，並不排除含 上述以外的成分。 其-人’針對本發明高強度鋼板之㈣方料行制。 ❹ 製4出、nl調整為上述較佳成分組成的鋼片之後，施行熱 軋接著再施行冷軋而形成冷軋鋼板。本發明中該等的處 理並無特別的限制，只要依照常法實施便可。 較佳製造條件係如下述。將鋼片在1000¾以上且13〇〇。〇 以下的溫度區域中施行加熱後，依87〇。(：以上且950°C以下 的溫度區域完成熱軋，再將所獲得之—熱軋鋼板依350。(：以上 且720°C以下的溫度區域施行捲取。接著，將熱軋鋼板施行 粵 酸洗後，依40%以上90%以下之範圍内的軋縮率施行冷軋， 形成冷軋鋼板。 另外，本發明中，假設鋼板係經由通常的製鋼、鑄造、熱 軋、酸洗及冷軋等各步驟而進行製造的情況，但例如利用薄 鋼坯鑄造或薄片連鑄等情況時’則亦可省略熱軋步驟其中一 部分或全部進行製造。 對所獲得之冷軋鋼板施行圖1所示熱處理。以下’參照圖 098130498 22 201020329 1進行說明。 、、斯田鐵單相區域中施行15秒以上且帽秒以下的退 、。發月的鋼板係以使從未變態沃斯田鐵在350°C以上且 立下的範圍内之較低溫區域中進行變態的上部變韌 .下卩變17鐵及麻w散鐵為幼，因此最好將多邊形肥粒 •°咸·^必需在沃斯田鐵單相區域中施行退火。相關退 火▲度’若錢斯田鮮減域巾便可，其餘並無特別的限 ©制，若退火溫度超過10_，則沃斯田鐵粒的成長趨於明 顯’會引發因後續的冷卻所生成構成相粗大化，導致勃性等 劣化另方面，當退火溫度未滿、點（沃斯田鐵變態點） 時，在退火階段便已生成多邊形肥粒鐵，為能抑制冷卻中的 多邊形肥粒鐵成長，導致必需將·t以上的溫度區域極急 速、戶斤以’退火溫度必需設4 a3點（沃斯田鐵變態點） 以上’且較佳設為1〇〇〇t以下。 ⑩ #者，當退火時間未滿15秒的情況，會有對沃斯田鐵的 逆變態未充分進行的情況、或鋼板中的碳化物未充分溶解的 情況。另一方面，若退火時間超過600秒，則隨大量的能量 消耗，會衍生成本之增加。所以，退火時間係定為15秒以 上且600秒以下的範圍内。較佳為60秒以上且5〇〇秒以下 的範圍内。此處，A；?點係可利用下式： A3 m (°C )=910-203 x [C%] 1 /2+44.7 x [Si%]-3 0 χ [Μη%] +70〇x[P%]+13〇x[Al%]-l5.2x[Ni%] 098130498 23 201020329 -11X [Cr%]-20 x [Cu%]+31.5 χ [Mo%] +104x [V%]+400 x [Ti%] 進行近似性計算出。其中，[X%]係鋼板成分元素X的質量 %。 經退火後的冷軋鋼板係被冷卻至依35(TC以上且490°C以 下的第1溫度區域所決定之冷卻停止溫度：，但至少直 到550°c為止，平均冷卻速度均控制於5°c/s以上進行冷 卻。在平均冷卻速度未滿5°C/s的情況，多邊形肥粒鐵會過 度生成、成長，或出現珠粒鐵等的析出，或無法獲得所需鋼 板組織。所以，從退火溫度起至第1溫度區域的平均冷卻速 度係定為5°C/s以上。較佳為1(rc/s以上。平均冷卻速度的 上限在冷卻停止溫度時不會產生變動的前提下，其餘並無特 別的限制’因為-般喊備若平均冷卻速度超過⑽。c/s， 則鋼板的長邊方向與板寬方向的組織變動會明顯變大，因此 較佳係定為l〇(TC/s以下。 秒以上且_: 度區域中的保持時間定為15 且咖秒以下之外，其餘並無特別的 依過度遲緩速度進行冷卻時，會ϋ從未變蚊斯右鋼板 化物而導致無_騎需峻的可紐料=生成碳 以上且挪以地起射，鋼_崎達在=
098130498 ν 逆丄 C/S 24 201020329 以上的速度進行冷卻。 經冷卻至冷卻停止溫度：τΐ的鋼板，係在35〇t>c以上且 490°C以下的第1溫度區域中保持15秒以上且1〇〇〇秒以下 的時間。若第1溫度區域的上限超過49(rc，則會從未變態 沃斯田鐵析出碳化物，導致無法獲得所需組織。另一方面， 若第1溫度區域的下限未滿35〇〇c，便不是生成上部變勃 鐵，而是生成下部變_，會有對沃斯田鐵中的c濃化量 β變少的問題°所以’第1溫度區域的範圍係定為35(rCm 且490°C以下的範圍。較佳為·t以上且彻。c以下的範 圍。 再者’若第1溫度區域中的保持時間未滿15秒，上部變 勒鐵變態量會減少’導致未變態沃斯賴中的C濃化量變 乂的問題m’若在第丨溫度區域中的保持時間超過 φ 1000秒，咖板最終組織會從作為_沃斯田鐵的未變態 沃斯田鐵中析出碳化物，而無法獲得經c濃 沃斯田鐵’結果無法獲得所需加工性。所以，仵持時門係定 為！5秒以上幻_秒以下 保持時間係疋 下的範圍。 較佳為3。秒以上且_秒以 經=在第i溫度區域中之保持的鋼板 卻至200。(：以上且靴以下的第2 “連度冷 度區域中保持15秒以上且咖秒Y…並在第2溫 區域的上限超過35(TC ’便不會進行 ：J。若第2溫度 仃下。卩變韌鐵變態，結果 098130498 25 201020329 會有泮火狀態的麻田散鐵量變多的問題。另-方面，第2 皿度區域的下限未滿2GG C時，同樣地不會進行下部變動鐵 變態’導致泮火狀態的麻田散鐵量變多的問題。所以，第2 溫度區域的範圍係定為20CTC以上且35(TC以下的範圍。較 佳為250°C以上且340。(：以下的範圍。 再者，若保持時間未滿15秒，則無法獲得足夠量的下部 變動鐵’導致無法獲得所需加工性。反之，若保持時間超越 1000秒，則會從在帛1溫度區域中所生成之上部變動鐵中 的女疋殘留沃斯田鐵析出碳化物，結果無法獲得所需加工 性。所以，保持時間係定為15秒以上且1〇〇〇秒以下的範圍。 較佳為30秒以上且600秒以下的範圍。 另外，本發明的一連串熱處理中，若屬於上述既定溫度範 圍内，則保持溫度並未必要一定，即使在既定溫度範圍内有 所變動’仍不會損及本發明主旨。相關冷卻速度亦同。此外， 若熱經歷亦能滿足，則鋼板可依任何設備施行熱處理均無 妨。此外，經熱處理後，為施行形狀矯正而對鋼板表面施行 調質軋延或電鍍等表面處理，亦涵蓋於本發明範圍中。 本發明高強度鋼板的製造方法，尚可在熔融鍍鋅中或熔融 鍍鋅後，進一步追加施行合金化處理的合金化熔融鍍鋅。熔 融鑛鋅或合金化熔融鍍鋅亦可在上述直到第1温度區域前 的冷卻中實施、或在第1溫度區域中實施。此情況，第工 溫度區域中的保持時間係包括施行熔融鍍鋅處理或合金化 098130498 26 201020329 鍍鋅處理的第i溫度區域中之處理時間在内，定為u秒以 上且〇〇0秒以下。另外，該炼融鑛鋅處理或合金化溶融鑛 .鋅處理較佳係利用連續熔融鍍鋅生產線實施。 再者本發明咼強度鋼板的製造方法，係可在依照上述本 發明的製造方法而製造出經完成至熱處理的高強度鋼板 後，再重新追加施行熔融鍍鋅處理，或更進一步施行合金化 熔融鑛鋅處理0 參 再者，依照本發明的製造方法，於在第2溫度區域中的保 持後，接著可施行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理。 — 對鋼板施行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍辞處理的方 法，係如下述。 將鋼板浸入鑛浴中，利用氣刷(gas whipping)法等施行附 著量調整。鍍浴中的溶解A1量係當熔融鍍鋅處理的情況 時，較佳係定為0.12%以上且0.22%以下的範圍内，當合金 ❹化熔融鍍鋅處理的情況則較佳設為〇.〇8。/〇以上且0.18%以下 的範圍内。 處理溫度係當熔融鍍鋅處理的情況，鍍浴的溫度只要在通 常的450°C以上且500。(：以下之範圍内便可，且當施行合金 化處理的情況，合金化時的溫度較佳設為550°C以下。當合 金化溫度超越550°C時，因為會有從未變態沃斯田鐵中析出 碳化物、依情況亦會有珠粒鐵生成，因而無法獲得強度或加 工性、或二者均無法獲得，且鍍敷層的粉化性亦會劣化。反 098130498 27 201020329 之，若合金化時的溫度未滿450°c，則會有未進行合金化的 情況，因而較佳設為達450〇c以上。 鍍敷附著量較佳係設定為每單面為20g/m2以上且 150g/m2以下的範圍内。若鍍敷附著量未滿2〇g/m2，則耐蝕 性不足，反之’即使超過150g/m2g，耐蝕效果已達飽和， 僅導致成本提升而已。 鐘敷層的合金化度[Fe質量％(Fe含有量)]較佳設為7質量 %以上且15質量％以下的範圍内。若鍍敷層的合金化度未 滿7質量％ ’便會發生合金化不均導致外觀品質劣化，或者 在鑛敷層中生成所謂「t相」’導致鋼板的滑動性劣化。反 之’若鍍敷層的合金化度超過15質量％ ’便會大量形成硬 質且較脆的Γ相，導致鍍敷密接性劣化。 [實施例] 以下’針對本發明利用實施例進行更詳細的說明，惟下述 實施例並非限定本發明。且，在本發明主旨構成範圍内所為 的構成變更亦均涵蓋於本發明範圍内。 將溶製表1所示成分組成的鋼而獲得的鑄片，加熱至 1200°C ’依870。(：施行熱軋精整而獲得熱軋鋼板，再將其依 650°C施行捲取’接著對熱軋鋼板施行酸洗後，再依65%乳 縮率施行冷軋，形成板厚 :1.2mm的冷軋鋼板。將所獲得冷 軋鋼板依表2所示條件施行熱處理。另外，表2中的「冷卻 停止溫度：T」係指從退火溫度開始將鋼板施行冷卻之際， 098130498 28 201020329 便停止鋼板冷卻的溫度。 再者，針對其中一部份的冷軋鋼板，施行熔融鍍鋅處理或 合金化熔融鍍鋅處理。其中，熔融鍍鋅處理係依鍍浴溫度： • 463°C、表觀量（每單面）：50g/m2的方式施行雙面鍍敷。此 外，合金化熔融鍍辞處理係依表觀量（每單面）：50g/m2，且 合金化度[Fe質量％汗6含有量)]為9質量％的方式進行合金 化條件的調整，並施行雙面鍍敷。另外，熔融鍍鋅處理與合 ❹ 金化熔融鍍鋅處理係先冷卻至表2中所示T°C之後才實施。 當未對所獲得鋼板施行鍍敷處理的情況時，便在熱處理 後，施行軋縮率（拉伸率）：0.3%的調質軋延，而當施行熔融 鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理的情況時，便在該等處理後 才實施軋縮率(拉伸率）：0.3%的調質軋延。
098130498 29 201020329 【1<】 φή 備註 發明鋼 發明鋼 發明鋼丨 發明鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 1發明鋼 發明鋼 1發明鋼1 1發明鋼1 1發明鋼1 「發明鋼1 明鋼1 明鋼1 1發明鋼1 1發明鋼 1發明鋼1 1發明鋼1 f比較鋼| 1比較鋼| |比較鋼I 1比較鋼1 A3點 CC) 850 842 862 838 820 787 ^ilj 787 807 827 849 872 848 806 805 824 848 873 732 777 859 868 Si+Al 2.00 2.02 1 2.56 2.07 2.03 1-49 1 | 1.03 ] LL26J | 1.80 1.55 1.55 | 1.56 | 1.46 2.05 1.92 1.02 [0.04] [0.61] 0.82 1 1.04 REM 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0.002 1 1 ! 1 1 a 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0.003 1 1 1 1 1 1 口 U 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0.55 1 1 1 1 1 1 1 •1-H 1 1 1 1 1 1 1 ! 1 1 1 1 1 1 1 0.52 i 1 1 1 1 1 1 1 PQ 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0.0011 1 1 1 1 1 1 1 1 1 X) 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0.07 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 • i-H 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 [0.035 1 0.020 1 1 1 1 1 1 1 1 1 o 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0]9 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 > 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0.21 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 o 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0.0025 0.0034 0.0042 0.0025 0.0029 0.0043 0.0044 [0.0043 0.0042 Ιο.00361 0.0035 0.0043 10.0044 0.0044 0.0029, 0.0038 0.0023 0.0041 0.0031 0.0033 0.0024 0.0035 0.0041 0.0038 Xfl 0.0024 0.0019 0.0037 0.0017 0.0020 0.0031 0.0050 0.00281 0.0018 0.0010」 jo.0020] 0.0030] 10.0020 10.0020 0.0010： [0.0020 0.0030 0.0028 0.0020 0.0020 0.0040 0.0020 0.0018 0.0020 PM 0.009 0.013| 0.010 0.012 ο.οιο| 0.012 0.020 O.OllI 0.014 lo.onl 0.004 0.040 0.044 0.022 0.030 0.015 10.015 0.004 0.021 0.025 0.012 0.006 0.007 0.013 0.041 0.042| 0.043 0.038 0.044 0·040| 0.048| 0.0401 0.041」 [0.0391 |0.043l 0.040] |0.045| [0.042 0.043! |0.044| 0.043 0.043 0.040 jl.010 0.042 10.130 10.320 0.036 Mn 1.54 1 1.99 2.03 1 1.51 2.02 1 2.82 1.2,32^ 1.48 |2·25 2.29 I 2.27 1.99 2.5—2」 2.18」 2.37 丨 1 1.33 I 2.02 2.22 1.65 2.33 I 2.75 2.22 1.42 [0.41] 1.96 1.98 2.52 2.03 1.45」 1.52 1.85 0.99 1.50 1.35 1_22 1.75 1.52 1.42 2.01 11.88 0.01 1 0.48 0.50 1.00 u 0.311 0.299 0.305 0.413 1 0.417 1 0.330 1 1 0.185 1 0.522 1 0.320 1 0.263 0.270 0.221 0.202 0.175 0.212 I 0.480 1 0.310 0.335 0.329 0.330 0.291 0.290 [0.145] 0.190 鋼種 < PQ υ Q W Ο I-H ϊ -1 〇 4 〇 H P > X 女Η^^^ίρ墩孝【】(ίι 0 οε 863-860 201020329
備註 ¥ Jj 比較例 發明例 磁 jJ 發明例 5 銻 a3 -13 丨發明例」 *Ί5> 發明例I Φ 丨發明例」 丨發明例丨 1發明例1 〇0 jj tel) CS 举 〇 τ—Η 180 300 〇 300 350 〇 cs 300 300 ο I 550 1 250 1 200 1 420 1 500 300」 100 300 300 300 300 300 300 300 300 300 ο 300 300 ο 300 300 IS 唉 300 320 330 330 300 330 330 r^-i l-H l_J 310 330 250 L 340 1 330 330 240 200 250 280 300 300 300 300 300 〇 300 300 300 300 300 300 300 300 300 B- 轉S 滅· Ο s Ο Ο § 200 〇 § 120 100 Ο 200 100 〇 400 g 〇 200 〇 〇 〇 300 120 100 ο § Ο Ο Η ttS< 朗a ΐΡ 傘W 430 400 420 400 400 f^~1 <N 400 400 380 400 400 400 450 450 400 370 400 450 370 420 420 420 寸 420 420 420 420 420 420 420 420 420 420 3叫 pji 〇处W 以 Ό in cn ir> cs CS 〇 CO o »〇 1-H 。每之 〇终 緣 ι^- |_ yr) ro <N »n CS in <S 〇 CO o 1-H nr ο 00 〇 00 200 200 200 200 350 〇 200 ί 200 〇 250 300 〇 200」 200 250 250 200 200 200 200 200 200 200 200 200 200 200 200 200 200 200 SS 880 900 900 900 1 L_l 880 00 890 900 900 〇 〇\ 880 | 870 | 870 890 880 900 900 900 1 〇 900 900 900 900 900 900 900 900 900 900 900 900 900 有無鍍敷u Ρί Ο Ρί Ο Pi u Pi U Pi u pi u Pi U u Pi ο υ Pi U pci u U 〇 U Pi u Pi υ S Ρ^Η U Pi U Οί U Ρ< U Pi U Ρί Ό U Ρί U U u U Ρί u Ρί U Pi U Ρί u 鋼種 C c < < CQ m 05 u υ Q P m 〇 K »—( *-» 之 〇 PL, 〇 Ρί CO Η D > X T 1-^ CN cn 寸 yn 卜 00 α\ Ο T—^ Csj ΓΟ 2 卜 00 C\ CS CN m CS in (Ν VO ΓΊ CN 00 (N On <N cn cn 。女S缄驷頰ipir#【】：Γ -862-860 鴂綦铍黎頜紱-φφ: VO :璁瀑竑璩蹯紱：ΙΟ :(璁5舞僉)鵷黎_:Ήυ: Σ:* 201020329 相關所獲得鋼板的諸特性，依以下方法施行評估。 從各鋼板中切取试料並施行研磨，再針對札延方向的平行 面使用掃描式電子顯微鏡(SEM)依3000倍進行10視野組織 觀察，測定各相的面積率，並鑑定各結晶粒的相構造。 殘留沃斯田鐵量係將鋼板朝板厚方向施行研削•研磨至板 厚的1/4，並利用X射線繞射強度測定進行求取。入射χ射 線係使用Co-Κα ’從相對於肥粒鐵的(2〇〇)、（211)、（220)各 面繞射強度之下’沃斯田鐵的（200)、（220)、（311)各面強度 ⑬ 比，計算出殘留沃斯田鐵量的平均值。 殘留沃斯田鐵中的平均C量係從利用χ射線繞射強度測 定的沃斯田鐵(200)、（220)、（311)各面之強度尖峰，求取晶 格常數’再從下式計算式求取殘留沃斯田鐵中的平均C量 (質量％)。 a0=0.3580+0.〇〇33x[C%]+〇.〇〇〇95x[Mn%]+〇.〇〇56x[Al%]+0. 022 χ[Ν%] 其中’ a0 ··晶格常數(nm) ; [χ%]:元素χ的質量％。另外，_ 除C以外的元素質量％係相對於鋼板全體的質量0/〇。 拉伸試驗係使用從鋼板軋延方向的垂直方向所採取到的 JIS5號試驗片’根據jis Z2241實施。經測定TS(拉伸強度）、 T.E1(總伸長率）’計算出強度與總伸長率的乘積(TSxT E1)， 並評估強度與加工性（延性）的均衡。另外，本發明中，將 TSxT，Em〇〇〇〇(MPa· %)的情況設為「良好」。 098130498 32 201020329 / 延伸凸緣性係根據日本鋼鐵聯盟規格JFST1〇〇l進行評 估。將所獲得各鋼板切斷為lOOmmxlOOmm之後，將間隙設 為板厚的12%並衝孔出直徑：1〇mm的孔之後，再使用内徑： ' 75mm的模具，在依皺摺壓住力：88 2kN進行按押狀態下， 將60°圓錐衝頭壓入孔中，並測定出現龜裂極限時的孔直 徑’並從（1)式求取極限擴孔率人(％)。 極限擴孔率\(%)={(〇广〇。)/〇。}\100…⑴ ❸ 其中，Df係龜裂發生時的孔徑(mm)，D。係初期孔徑(mm)。 使用依此所測得X’計算出強度與極限擴孔率的乘積 、 （TSxX) ’並評估強度與延伸凸緣性的均衡。 另外，本發明中，TSxX225000MPa · %時，便將延伸凸 緣性視為「良好」。 再者’鋼板組織中屬最硬質組織的硬度係依下述方法進行 判斷。即，當組織觀察結果係觀察淬火狀態的麻田散鐵時， ❹便將該等淬火狀態麻田散鐵利用超微小維克硬度計，依荷 重：0.02N測定10處，並將該等的平均值視為鋼板組織中 屬最硬質組織的硬度❶另外，當無出現淬火狀態麻田散鐵的 情況，便如前述，回火麻田散鐵、上部變韌鐵或下部變韌鐵 中任一組織將成為本發明鋼板中屬最硬質的相。當該等最硬 u 質相係本發明鋼板的情況，便成為HVS 800的相。 以上的評估結果係如表3所示。 098130498 33 201020329 MSM Mm, Ιβ31 Mm l^lgltfe· l^'lgl^ Nisal^- si, NlsBl^· ίφ, i#lg^ l^lsrBl^· l^'lgl^ l^lgl^· ss. l^lgl^· ss. ^srB^· MH.fAlil.l^·BN. fl^'lgl^ MSM.BN. Nlsal^fJ5vsB^
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Claims (1)

  1. 201020329 七、申請專利範圍： 1.一種高強度鋼板，其特徵在於，依質量％計含有·· C : 0.17%以上、0.73%以下、 Si : 3.0%以下、 Μη : 0.5%以上、3.0%以下、 Ρ : 0.1%以下、 S : 0.07%以下、 Α1 : 3.0%以下、及 N :0.010%以下 ’且Si+Al滿足0.7%以上’其餘部分係以及不可避免之雜 質的組成； 鋼板組織係滿足：下部變韌鐵與全麻田散鐵的合計量相對 於鋼板組織全體的面積率係1〇%以上且9〇%以下’殘留沃 斯田鐵量係5%以上且50%以下，上部變韌鐵中的變韌肥粒 鐵相對於鋼板組織全體的面積率係5%以上，上述下部變動 ❺ 鐵及全麻田散鐵的合計量中泮火狀態的麻田散鐵係75%以 下，多邊形肥粒鐵相對於銅板組織全體的面積率係在1〇〇/0 以下（包含0%);且上述殘留沃斯田鐵中的平均c量為0.70% 以上，拉伸強度為98〇MPa以上。 2.如申請專利範圍第1項之高強度鋼板，其中，上述鋼板 係進一步依質量〇/〇計含有從下述中選擇的i種或2種以上的 元素： 098130498 36 201020329 · Cr : 0.05%以上且5.0%以下、 V : 0.005%以上且1.0%以下、及 ► Mo : 0.005%以上且0.5%以下。 • 3.如申請專利範圍第1或2項之高強度鋼板，其中，上述 鋼板進一步依質量％計含有從下述中選擇的1種或2種元 素： Ti : 0.01%以上且0.1%以下、及 φ Nb : 0.01%以上且0.1%以下。 4. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之高強度鋼板，其 中，上述鋼板係進一步依質量％計含有： B : 0.0003%以上、0.0050%以下。 5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之高強度鋼板，其 中，上述鋼板係進一步依質量％計含有從下述中選擇的1種 或2種元素： O Ni : 0.05%以上且2.0%以下、及 Cu : 0.05%以上且2.0%以下。 6. 如申請專利範圍第1至5項中任一項之高強度鋼板，其 中，上述鋼板係進一步依質量％計含有從下述中選擇的1種 :或2種元素： ' Ca : 0.001%以上且0.005%以下、及 REM : 0.001%以上且 0.005%以下。 7. —種高強度鋼板，係在申請專利範圍第1至6項中任一 098130498 37 201020329 項之高強度鋼板之表面上，設有熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍 鋅層。 8. —種高強度鋼板之製造方法，係將作成申請專利範圍第 1至6項中任一項之成分組成的鋼片，施行熱軋後，經冷軋 而形成冷軋鋼板，接著，將該冷軋鋼板在沃斯田鐵單相區域 中施行15秒以上且6〇〇秒以下的退火之後，當冷卻至由 350°C以上且49G°C以下的第1溫度區域所蚊的冷卻停止 溫度：rc時，至少截至55(rc為止均將平均冷卻速度控制 為5°c/s以上而進行冷卻’織’在該第1溫度區域巾簡 15秒以上且咖秒以下，接著在綱。以下 的第2溫度區域中簡丨5秒以上且1_秒以下。 9. 如申凊專利範圍第8/項之高強度鋼板之製造方法，其 中，在截至上述冷卻停止溫度：rc為止的冷卻時、或在上 述第1溫度區域巾’施行㈣_處理或合金麟融鑛辞處 098130498 38
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