TW201239105A - High-strength cold-rolled steel sheet superior in deep-drawability and bake hardenability, and method for manufacturing the same - Google Patents

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201239105 六、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明係關於具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高 強度冷軋鋼板及其製造方法，該高強度冷軋鋼板係適用作 爲汽車車體的外板等用途之拉伸強度TS爲440MPa以上 ’且平均r値爲1.20以上，並且BH量爲40MPa以上之鋼 板0 【先前技術】 近年來基於保護地球環境的觀點，爲了改善汽車的燃 油效率，削減C02的排出量，汽車車體的輕量化受到強烈 的要求。與這種要求同時地，基於發生撞擊時確保乘客的 安全性的觀點，提昇汽車車體的強度也受到強烈的要求。 爲了對應這些要求，必須同時符合汽車車體的輕量化與高 強度化，爲了達成這種要求，將作爲汽車車體素材用鋼板 的板厚度，在剛性不造成問題的範圍內予以薄型化，並且 提昇鋼板強度的作法是有效的。因此，近年來爲了達成上 述目的，乃將高強度鋼板積極地應用在汽車構件上。 一般而言，汽車車體輕量化之效果，是鋼板強度愈高 的話愈能發揮該效果。因此，至目前爲止，係有將拉伸強 度爲440MPa以上的高強度鋼板使用於汽車車體的傾向。 另一方面，構成汽車車體的構件之大多數是利用衝壓加工 來成形的，因此，對於作爲素材的鋼板而言，也被要求具 有優異的成形性。亦即，爲了達成汽車車體的輕量化與高 -5- 201239105 強度化，該種高強度鋼板係被要求：拉伸強度爲 以上，且具有優異的深衝拉性，具體而言，作爲深 的指標之塑性應變比値（r値）的平均r値必須爲 上。 此外，汽車車體的外裝面板也被要求具有抗凹 因此，最好是塗裝烘烤後的強度很高，所以，也必 優異的烘烤硬化性（BH性）。但是，以往之提高了 的鋼板係含有許多固熔C，與一般的軟鋼板比較的 具有：成形性，尤其是深衝拉性較差的傾向。因此 同時達成汽車車體輕量化與提昇安全性的兩種效果 於汽車車體的鋼板，除了是高強度且具有優異的深 之外，也被要求具有優異的烘烤硬化性。 已知的可用來達成高r値與高強度的技術，係 低碳鋼中添加入Ti、Nb來將固熔C、固熔N予以 IF 鋼（Interstitial free steel ;極低碳鋼）爲基材， 基材中添加Si和Μη、P之類的固熔強化元素的方 如：專利文獻1所揭示的高張力冷軋鋼板，係含 0.002 〜0.015%、Nb: Cx3 〜（Cx8 + 0.020) %、Si 以下、Μ η : 〇 · 〇 4〜0.8 %、P : 0.0 3〜0 _ 1 0 %的組成分 伸強度爲35〜45kg f/mm2等級（ 340〜440MPa等級 有非時效性且成形性優異的高張力冷軋鋼板。然而 極低碳鋼素材，若想將拉伸強度提高到44OMP a以 ，必須添加多量的合金元素，因此會有導致r値降 者導致表面性狀和鍍谠性惡化的問題。此外，因爲 440MPa 衝拉性 1.2以 痕性， 須具有 ，BH性 話，係 ，爲了 ，使用 衝拉性 以在極 固定的 在這個 法。例 有C : ：1.2% ，且拉 )之具 ，這種 上的話 低，或 是利用 -6 - 201239105

Ti、Nb來將固熔C、固熔n加以固定，所以 次加工脆性變得明顯’無法獲得可有效地確保 B Η性之問題。

上述之添加固熔強化元素的方法以外之提 的方法’係有：利用組織強化的方法。例如： 粒鐵相與硬質的麻田散鐵相所成的複合組織鋼 板）’一般而言’其所具有的特點是：延性良 強度與延性之優異的平衡性，還有低降伏比。 織鋼板，其具有優異的成形性的反面，則是因j ，所以具有深衝拉性欠佳的問題。這是因爲： 晶方位學上對於提昇r値毫無幫助的麻田散鐵 外，對於形成麻田散鐵相所不可或缺的固熔C 到對於提高r値有效的{ 1 11丨的再結晶集合 〇 有人提出一種用來改善這種複合組織鋼板t 術方案，例如：專利文獻2所揭示的將含有 0 · 1 5 %、S i : 1 · 5 0 % 以下、Μ η : 0 · 3 0 〜1 · 5 0 %、P 下、S ： 0.030% 以下、sol.Al ： 0.020 〜0.070%' 〜0.0 0 8 0 %的鋼素材，以規定的條件實施熱間 輥軋之後，以再結晶溫度〜A c3變態點的溫度 火而使得A1N析出以提高{ 1 1 1丨的集積度’ 調質輥軋，進而實施：先進行均熱加熱至700〜 行淬火後，再以200〜500°C進行回火之連續退 獲得r値爲1 .3以上，強度爲40〜60kgf/mm2 也會有：二 抗凹痕性的 高鋼板強度 由軟質的肥 丨板（DP鋼 好，且具有 但是複合組 爲r値很低 除了有在結 相的存在之 ，也會阻礙 組織的生成 β r値的技 C : 0_05 〜 :0.03 0%以 N : 0.0020 輕軋和冷間 實施閉箱退 接下來進行 -8 00°C，進 火處理，以 的複合組織 201239105 鋼板。 又，專利文獻3所揭示的技術方案，係將含有C : 0.2 0 % 以下、S i : 1 _ 0 % 以下、Μ η : 0 · 8 〜2 · 5 %、s ο 1. A1 : 0.01 〜0.20%、N: 0.0015 〜0.0150%、P: 0.10% 以下的鋼 素材，進行熱間輥軋、冷間輥軋之後，在65 0〜800°C的溫 度域實施閉箱退火，以形成對r値有幫助的再結晶集合組 織，並且使得C、Μη原子偏析在沃斯田鐵相中，接下來 ，實施加熱到600 °C以上之後予以冷卻之連續退火，藉此 而獲得由肥粒鐵-麻田散鐵之複合組織所成的具有優異的 深衝拉性與形狀性的鋼板。 又，專利文獻4所揭示的技術方案，係將以質量％計 ，含有 C: 0.03〜0.25 %、Si: 0.001 〜3.0%、Μη: 0.01 〜 3.0%、Ρ: 0.001 〜0.06%、S: 0.05%以下、Ν: 0.001 〜 0.030%、Α1 : 0.005〜0.3%的鋼素材，進行熱間輥軋，實 施了輥軋率爲30%以上未達95%的冷間輥軋而製成的鋼板 ，以4〜200°C/小時的平均加熱速度，實施加熱至600〜 8 00 °C的最高到達溫度爲止的退火處理，令其形成A1與N 的聚集、析出物而變成所期望的集合組織，再進一步加熱 到ACl變態點以上1 050°C以下的肥粒鐵-沃斯田鐵之雙相 領域之後，予以冷卻，藉此可獲得：由含有變韌鐵、麻田 散鐵、沃斯田鐵之中的一種或兩種以上，合計爲3〜100% 的組織所成的深衝拉性優異的鋼板。 然而，上述專利文獻2〜4所揭示的技術方案，必須 包含：藉由A1與N的聚集或析出物的形成而促使集合組 -8- 201239105 織發達，以使r値提高的退火工序；以及用來形成所期望 的組織的熱處理工序。而且，上述退火工序，基本上係採 用閉箱退火，均熱保持時間也必須是1小時以上，因此需 要較長的時間。亦即，專利文獻2〜4所揭示的技術方案 ，不僅是退火處理時間很長，工序數很多，生產性也不佳 。此外，因爲是以鋼帶捲的狀態來進行高溫長時間的退火 ，因此鋼板彼此之間會發生緊密貼合在一起，或者在鋼板 身上發生因回火所導致的顏色等等的品質上的問題，此外 ，也還有降低退火爐的爐體、內襯材的壽命等等之製造設 備上的問題。 用來改善複合組織鋼板的Γ値之其他技術方案，例如 :專利文獻5所揭示的製造方法，係將以重量〇/。計，含有 C : 0 · 〇 〇 3 〜0 · 0 3 %、S i : 0 · 2 〜1 %、Μ η : 0 · 3 〜1 _ 5 %、A1 : 0.01 〜0.07 %、Ti: 0.02 〜0.2 %、（有效 Ti)/(C+N)的 原子濃度比爲〇. 4〜0.8的鋼素材，進行熱間輥軋、冷間輥 軋之後，以A c i變態點以上9 0 0 °C以下的溫度進行3 0秒〜 1 0分鐘加熱後’實施以3 0 °C /秒以上的平均冷卻速度來進 行冷卻的連續退火，而製作成在肥粒鐵中分散著預定量的 第二相（麻田散鐵及/或變韌鐵）的複合組織鋼板。

根據這個專利文獻5的製造方法，係將以重量％計， 在組成分中含有 c : 0 · 0 1 2 %、s i : . 3 2 %、Μ η : 〇 . 5 3 %、P :0.0 3 % ' A1 ·· 0 · 0 3 %、T i : 0.0 5 1 %的鋼素材，進行熱間輕 軋、冷間輥軋之後，在肥粒鐵-沃斯田鐵雙相領域也就是 870°C，進行兩分鐘的退火之後，實施以10〇°C/秒的平均 201239105 冷卻速度來進行急速冷卻的連續退火，藉此’可製得r値 爲1.61，拉伸強度爲482MPa的複合組織鋼板。 然而，上述專利文獻5的技術方案，爲了確保l〇〇°C / 秒的冷卻速度，必須使用到具備強力的冷卻能力的冷水淬 火設備，因此會有設備體積趨於大型化的問題。此外，實 施了冷水淬火之後的鋼板，也會有形狀性、表面處理性不 佳的問題。此外，根據專利文獻5的技術所製得的鋼板， 拉伸強度並未達到500MPa，因此係有難以對應用來製造 拉伸強度高達500MPa以上，甚至高達590MPa以上之類 的高強度鋼板的問題。 又，專利文獻6所揭示的技術方案，係將以質量％計 ，含有 C : 0 · 0 1 〜0 _ 0 8 %、S i : 2 · 0 % 以下、Μ η : 3.0 % 以下 、Α1: 0.005 〜0.20%、Ν: 0.02%以下、V: 0.01 〜0.5%， 且V和C符合特定的關係之鋼素材，進行熱間輥軋、冷間 輥軋，緊接著係以Ac,〜Ac3變態點的溫度域來進行連續 退火（再結晶退火），藉此而製造出：具有包含主相是肥 粒鐵相與面積率爲1 %以上的麻田散鐵相的組織之深衝拉 性優異的複合組織型高張力冷軋鋼板》 這個技術的特徵係在於：將V與C的含有量予以適正 化，在再結晶退火之前，使鋼中的C變成V系碳化物析出 ，極力地降低固熔C的量以謀求提高1値，在於後續的再 結晶退火中，加熱至肥粒鐵-沃斯田鐵的雙相領域，將V 系碳化物予以熔解，在沃斯田鐵中將C濃化，然後在後續 的冷卻過程中，令麻ΙΊ]散鐵生成以謀求高強度化。 -10- 201239105 然而，這個專利文獻6的技術，雖然是在肥粒鐵·沃 斯田鐵的雙相領域中使V系碳化物熔解，但是因爲v系 碳化物的熔解速度快慢不一，因此必須很精準地管理在再 結晶退火工序中的退火溫度、退火時間，在品質特性的穩 定性方面，仍然有問題存在。 又’專利文獻7所揭示的技術方案的高強度鋼板之製 造方法，係將以質量％計，含有C ·· 0.010〜0.050%、Si : 1 · 〇 % 以下、Μ η : 1.0 〜3.0 %、P : 0 · 0 0 5 〜0 .丨 ％、S : 0 _ 0 1 % 以下、Α1: 0.005 〜0.5%、Ν: 0.01 % 以下、Nb: 0.01 〜 0.3% ’且 Nb 與 C 係符合（Nb/93 ) /(C/12)爲 0.2 〜0.7 的關係的鋼素材，進行熱間輥軋、冷間輥軋之後，加熱至 800〜950 °C的肥粒鐵-沃斯田鐵的雙相領域溫度，在從上 述退火溫度起迄500°C爲止的溫度域，實施以5°C/秒以上 的平均冷卻速度來進行冷卻之退火。 這個專利文獻7的技術之特徵係在於：藉由添加Nb 來謀求熱軋鋼板組織的細微化，並且將Nb與C的含量控 制在（Nb/9 3 ) / (C/12)爲0.2〜0.7的範圍，藉由將熱間 輥軋時的鋼中C的一部分變成NbC晶析出來而減少退火 前的固熔C，如此一來，在退火時係可促進從粒界發生{ 1 1 1 }的再結晶粒，以謀求提高Γ値，另一方面，利用尙 未被固定成NbC的固熔C，在退火後的冷卻時生成麻田散 鐵，以謀求高強度化。根據這個專利文獻7，係可製造出 :具有包含面積率50%以上的肥粒鐵相與面積率1 %以上 的麻田散鐵相的組織之平均r値爲1 · 2以上的高強度鋼板 -11 - 201239105 然而，在於積極地利用Nb之專利文獻7的技術中’ 係可舉出下列的各種問題。首先，Nb是非常昂貴的元素 ，在原料成本的這一方面係不利的。又，Nb係可明顯地 使沃斯田鐵的再結晶延緩，因此會產生熱間輥軋時的負荷 變高之問題。此外，在熱軋鋼板中析出的NbC將會提高冷 間輥軋時的變形阻力，因此，如果是以專利文獻7的實施 例中所揭示的這麼高的輥軋率（6 5 % )來實施冷間輥軋的 話’輥軋負荷將會變得很大，發生機械故障的危險性會昇 高’並且生產性會下降，可製造出來的鋼板的寬度受到限 制等等’要如何才能達成穩定生產鋼板的這個方面係有許 多問題點存在。 〔先前技術文獻〕 〔專利文獻〕 專利文獻1 :日本特開昭56-139654號公報 專利文獻2:日本特公昭55-10650號公報 專利文獻3 :日本特開昭55-100934號公報 專利文獻4 :日本特開2003-64444號公報 專利文獻5:日本特公平〇1359〇〇號公報 專利文獻6 :日本特開2002-226941號公報 專利文獻7:日本特開2005-12 04 67號公報 【發明內容】 〔發明所欲解決之問·題〕 -12 - 201239105 如上所述，爲了謀求深衝拉性優異的軟鋼板的高強度 化，以往之利用固熔強化的技術，必須添加多量或者過剩 的合金元素，不僅是在 r値和Β Η性的方面，即使在原料 成本的方面也有問題。又，利用組織強化之高強度化的技 術’必須實施長時間的退火，爲了使其形成所期望的組織 ’在退火後必須另外又實施另一個熱處理，必須使用高速 冷卻設備，係有各種製造上的問題。又，利用析出VC、 NbC的技術，雖然可製得具有較好的加工特性之高強度鋼 板’但是在品質穩定性、生產性以及成分的方面，仍然有 待改善的餘地。 本發明係有鑑於上述的以往技術所存在的問題點而進 行開發完成的，其目的係在於提供：適用於汽車甩鋼板等 之具有拉伸強度TS爲440MPa以上的高強度，且平均r値 爲1.20以上，兼具有烘烤硬化量（BH量）爲40MPa以上 的特性之深衝拉性與烘烤硬化性優異的高強度冷軋鋼板， 及其有利的製造方法。此外，本發明的高強度冷軋鋼板， 除了拉伸強度爲440MPa以上的冷軋鋼板之外，也包含拉 伸強度爲5 00MPa以上，甚至於高達590MPa以上的冷軋 鋼板。 〔用以解決問題之手段〕 本發明人等，爲了解決上述技術課題，乃針對於高強 度化手段對於鋼板的深衝拉性、烘烤硬化性及工業規模的 生產性個方面所帶來的各種影響，努力地進行檢討。 -13- 201239105 其結果，找出了一種創見，就是使用組成分係含有c :0.010 〜0.06 質量％、N: 0.01 質量％以下、Nb: 0.010 〜 0.090 質量％、Ti: 0.015〜0.15 質量 ％、S: 0.01 質量 ％以 下，且Nb與C的含量符合（Nb/93) /(C/12)係未達 0.20的關係，且將尙未受到Nb、Ti所固定的固熔C的量 (C* )調整在預定地範圍的素材，來製造冷軋鋼板的話 ，係可製造出：具有包含面積率爲70%以上的肥粒鐵相與 面積率爲3 %以上的麻田散鐵相的鋼板組織，平均r値爲 1.20以上、BH量爲40MPa以上、拉伸強度TS爲440MPa 以上之深衝拉性及烘烤硬化性都優異的高強度冷軋鋼板， 進而開發出本發明。 亦即，本發明的具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之 高強度冷軋鋼板的組成分，係含有C : 0.010〜0.06質量％ 、Si:超過0.5質量％且1.5質量％以下、Μη: 1.0〜3.0質 量 ％、Ρ : 0.0 0 5 〜0.1 質量 ％、S : 0 · 0 1 質量 ％ 以下、s ο 1 · A1 :0.005 〜0.5 質量％、：N: 0.01 質量 ％ 以下、Nb: 0.010 〜 0.090 質量 ％、Ti: 0.015 〜0.15 質量。/〇，且 C，Nb，Ti，N 及S的含量係符合下列（1)式及（2)式； (Nb/93) / ( C/1 2 ) < 0.20 · · ·("式 0.005 ^ C * ^ 0.02 5 · · · (2)式 此處，C* =C- ( 12/93) Nb- ( 12/48 ) { Ti- ( 48/14) N-( 48/32) S}而且上述各式中的元素記號係表示各元素 的含量（質量％)； 其餘部分係由F e及不可避的雜質所組成，且是包含 -14- 201239105 面抝率爲70%以上的肥粒鐵相與3 %以上的麻田散鐵相的 組織所形成的，拉伸強度爲440MPa以上、平均r値爲 1.20以上、BH量爲40MPa以上的深衝拉性及烘烤硬化性 優異的高強度冷乳鋼板。 本發明的高強度冷軋鋼板的特徵是：除了上述組成分 之外，又含有從Mo，Cr及V之中所選出的一種或兩種以 上，合計係0.5質量％以下。 又，本發明的高強度冷軋鋼板的特徵是：除了上述組 成分之外，又含有從Cu : 0.3質量％以下、Ni : 0.3質量％ 以下之中所選出的一種或兩種以上。 又，本發明的高強度冷軋鋼板的特徵是：除了上述組 成分之外，又含有從Sn : 0.2質量％以下及Sb : 0.2質量％ 以下之中所選出的一種或兩種以上。 又，本發明的高強度冷軋鋼板的特徵是：除了上述組 成分之外，又含有Ta: 0.005〜0.1質量％，而且C’ Nb’ Ta，Ti，N及S的含量是以下列（3 )式來取代上述（2 ) 式； 0.005^ C* ^ 0.025 . . . (3)式 此處，C* =c- ( 12/93) Nb- ( 12/181) Ta- ( 12/48) { Ti- ( 48/14 ) N- ( 48/32 ) S } ’上述各式中的元素記號 係表示各元素的含量（質量％) ° 又，本發明的具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高 強度冷軋鋼板之製造方法’其特徵爲：係將鋼素材的組成 分中含有C: 0.010〜0·06質量％、si:超過0·5質量％且

S -15- 201239105 1.5質量％以下、Μη: 1.0〜3.0質量％、P: 0.005〜0.1質 量％、S: 0.01 質量 ％ 以下、sol.Al: 0.005 〜0.5 質量％' N :0.01 質量％以下、Nb: 0.010 〜0.090 質量 ％、Ti: 0015 〜0.15質量％，且C，Nb，Ti，N及S的含量符合下列（1 )式及（2 )式的關係； (Nb/93 ) / ( C/12 ) < 0.20 · · · ( 1 )式 0.005 ^ C * ^ 0.02 5 · . · (2)式 此處，C* =C- ( 12/93) Nb- ( 12/48 ) { Ti- ( 48/14 ) N- ( 48/32 ) S }，上述各式中的元素記號係表示各元素的 含量（質量％ )，其餘部分係由Fe及不可避的雜質所組成 的鋼素材，進行熱間輥軋、冷間輥軋、退火以製造高強度 冷軋鋼板的方法，係將前述退火，在7〇〇〜8 00 °C的溫度範 圍以未達3 °C /秒的平均昇溫速度，進行加熱到8 0 0〜9 0 0 °C的退火溫度之後，從前述退火溫度起迄50(TC以下的冷 卻停止溫度Tc爲止，則是以5 °C /秒以上的平均冷卻速度 來冷卻的條件來進行的。 又，本發明的製造方法的特徵是，其中的鋼素材，除 了上述組成分之外，又含有從Mo，Cr及V之中所選出的 一種或兩種以上，合計係〇 . 5質量％以下。 又，本發明的製造方法的特徵是，其中的鋼素材，除 了上述組成分之外，又含有從Cu: 0.3質量。/〇以下、Ni: 〇. 3質量％以下之中所選出的~種或兩種以上。 又，本發明的製造方法的特徵是，其中的鋼素材，除 了上述組成分之外，又含有Sn : 〇·2質麗％以下及Sb : ο」 201239105 質量％以下之中所選出的一種或兩種以上。 又，本發明的製造方法的特徵是，其中的鋼素材， 含有 Ta: 0.005 〜0.1 質量％，而且 C，Nb，Ta’ Ti’ N S的含量是以下列（3)式來取代上述（2)式； 0.005 ^ C * ^ 0.025 · . · (3)式 此處，C* =C- ( 12/93) Nb- ( 12/181) Ta_ ( 12/48 { Ti- (48/14) N- (48/32) S}，上述各式中的元素記 係表示各元素的含量（質量％ )。 又，本發明的製造方法的特徵是，前述熱間輥軋的 製輥軋中的最後一次輥軋的輥軋率係設定爲1 〇%以上， 述最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率係設定爲1 5%以 〇 又，本發明的製造方法的特徵是，在前述熱間輥軋 精製輥軋結束後，3秒以內開始進行冷卻，以40 °C /秒 上的平均冷卻速度冷卻至 72 0 °C以下的溫度域爲止， 5 0 0〜7 0 (TC的溫度域進行捲取之後，以 5 0 %以上的輥軋 來進行冷間輥軋。 〔發明之效果〕 根據本發明，藉由將C含量限定在0.010〜0.06質 %的範圍，且將Nb的添加量，依據Nb與C含量之間的 係限定在（Nb/93 ) / ( C/1 2 )爲未達0.20的條件，並且 像以往的極低碳IF鋼這樣地對於深衝拉性有不良影響 固熔C予以徹底地減少，而是藉由將尙未被Nb及Ti所 又 及 號 精 -W- 刖 上 的 以 在 率 量 關 不 的 固 -17- 201239105 定的固熔C量（c* )予以控制在預定的範圍，因此能夠 很穩定地製造出：拉伸強度TS爲440MPa以上，且平均r 値爲1.20以上、BH量爲40MPa以上之深衝拉性、烘烤硬 化性都優異的高強度冷軋鋼板。 此外’根據本發明，因爲是極力地減少昂貴的Nb， 而積極地利用Ti，所以不僅是拉伸強度爲44〇MPa以上， 即使是500MPa以上、甚至於是590MPa以上的高強度鋼 板，也都能夠達到平均r値爲1.20以上、BH量爲40MPa 以上之深衝拉性與烘烤硬化性皆優異的高強度鋼板，都能 夠以低價位且很穩定地製造出來。 因此，若將本發明的高強度冷軋鋼板應用於汽車零件 的話，可讓以往難以進行衝壓成形的構件達成高強度化， 因此可對於汽車車體的撞擊安全性、輕量化具有很大的幫 助。 【實施方式】 首先，說明本發明的基本技術思想。 一般而言，想要讓深衝拉用的冷軋鋼板高r値化的話 ，亦即，想要使丨1 Π }的再結晶集合組織發達的話，極 力地減少冷間輥軋前及再結晶退火前的固熔C量的作法， 以及將熱軋鋼板組織細微化的作法是有效的。 因此，在前述的以往技術的複合組織鋼板（D P鋼板 )中，因爲需要大量的固熔C來幫助麻田散鐵的生成，所 以存有：{ 1 Π }的再結晶集铃組織不夠發達，r値很低的 -18- 201239105 缺點。 然而，本發明人等’則是找到了一個全新的創見，就 是有一個絕妙的固熔C量的範圍之存在，根據這個範圍的 固熔c a ’可促使{ 1 u丨的再結晶集合組織發達、以及 促使麻田散鐵的生成。亦即，本發明係將c含量控制成較 之以往之以低碳鋼作爲素材的DP鋼板更低，且較之以往 的極低碳鋼板更多，將C含量控制在0.010〜〇·〇6質量。/。 的範圍’除此之外’配合這個C含量，適量地添加Nb與 Ti，以確保適量的固熔C量，藉此，促進退火時的{ ill }的再結晶集合組織的發達，因而提高r値，並且在退火 後的冷卻時生成適量的麻田散鐵，因而達成高強度化，此 外又可在退火後確保高烘烤硬化量（BH量）。 又，Nb係具有延緩再結晶的效果，因此亦可有效地 使熱軋鋼板組織細微化。此外，Nb係具有高碳化物形成 能，在熱軋後的捲取階段，會在鋼中以NbC的形態析出， 所以可減少在冷間輥軋前及再結晶退火前的固熔C量。但 是，Nb是昂貴的元素，也是使製造性（輥軋性）惡化的 元素。因此，在本發明中，係將Nb的添加量限制在使熱 軋鋼板組織細微化所須的最低限度的量，而用來減少固熔 C，則是活用與Nb同樣地具有高碳化物形成能的Ti。亦 即，在本發明中’Nb的添加量，係基於與C含量的關係 ，係以（Nb/93 ) / ( C/1 2 )未達0.20的條件來進行添加’ 並且將尙未被Nb、Ti所固定的固熔C量（C*)控制在 0.005〜0.025質量％的範圍。 -19- 201239105 以往’這種固熔C的存在係被認爲會妨礙丨]丨丨丨的 再結晶集合組織的發達，但是，在本發明中，並不是將全 部的C都當作NbC或Tic予以固定，而是存在著用來形 成麻田散鐵所需量的固熔C，藉此來達成高r値。爲何能 夠獲得這樣的效果之理由，在目前的時點，尙未完全地明 確，但是係被認爲：若將固熔C量控制在上述範圍的話， 與固熔C所帶來之對於形成{ 1 1 1 }的再結晶集合組織所 造成的負面效果相比較，除了可使熱軋鋼板的細微化效果 之外，在基質中析出細微的NbC、TiC，因而在冷間輥軋 時會有變形累積在這種析出物的旁邊，進而促使{ 111} 的再結晶粒的發生之正面效果更大。 亦即，本發明的特徵之一係在於：藉由將鋼的組成分 控制在適正的範圍，而將固熔C量（C* )予以控制在 0.005〜0.025質量％的範圍，藉此，以達成高r値化、高 B Η化與因複合組織化所帶來的高強度化之點。又，本發 明的第二個特徵係在於：將（Nb/93 ) / ( C/12 )的値抑制 在未達0.20，並且積極地活用Ti來替代Nb，因此可大幅 地削減會導致熱間輥軋、冷間輥軋的負荷增大之昂貴的 Nb的添加量，如此一來，不會導致原料成本的上昇、生 產性的降低，可穩定地以工業規模來製造出高r値且具有 高BH性的高強度冷軋鋼板之點。 又，本發明也找到一種創見，就是：除了因Nb所帶 來的熱軋鋼板組織的細微化效果之外，如果將熱間輥軋中 的精製輥軋的最後一次輥軋之輥軋率及最後一次輥軋的前 -20- 201239105 一次輥軋的輥軋率予以控制在適正的範圍，進而也將 輥軋後的冷卻條件予以控制在適正的範圍的話，可令 鋼板的結晶粒的細微化更爲顯著地進展，冷間輥軋、 後的組織也被細微化，進而這種退火後組織的細微化 可增大粒界面積，增大可提高烘烤硬化性的偏析在粒 c量，因此可獲得高烘烤硬化量（BH量）。 本發明係依據上述的新穎創見，進一步加以檢討 發完成的。 其次，說明本發明的高強度冷軋鋼板的組成分。 C: 0.010 〜0.06 質量 ％ C係可固熔強化鋼，而且是用來促進包含以肥粒 主相且含有麻田散鐵的第二相之複合組織的生成，以 高強度化所需的重要元素。C的含量若未達0.010 % ，難以確保充分量的麻田散鐵，也就無法獲得本發明 待的440MP a以上的拉伸強度。另一方面，C的含量 過0.06質量％的話，所生成的麻田散鐵量會增加，也 法獲得所期待的平均r値（1 · 2 0以上）。因此，在本 中，係將C選定在0.01 0〜0.06質量％的範圍。較佳 0.020〜0.045質量％的範圍。

Si :超過0.5質量％且1.5質量％以下

Si係可促進肥粒鐵變態，可提高未變態沃斯田鐵 C含量，除了可使得由肥粒鐵與麻田散鐵所成的複合 更容易生成之外，也是具有優異的固熔強化能之元素 此，在本發明中，爲了確保44 OMPa以上的拉伸強度 精製 熱軋 退火 ，係 界的 而開 鐵爲 達成 量％ 所期 若超 就無 發明 的是 中的 組織 。因 ，Si -21 - 201239105 的添加量係超過0.5質量％。 另一方面，Si的添加量若超過1 .5質量％的話，在鋼 板表面會形成S i系氧化物’會導致製品鋼板的化成處理 性、塗裝密合性、塗裝後耐腐蝕性降低。因此，在本發明 中，將Si的含量選定在超過0.5質量％且1 .5質量％以下 。此外，想要讓拉伸強度變成500MPa以上的話，最好是 將Si的含量選定爲超過0.8質量％爲宜，想要更進一步將 拉伸強度變成590MPa以上的話，是將Si的含量選定爲 1 . 0質量％以上爲宜。 Μη: 1.0 〜3.0 質量0/〇 Μη係可提昇鋼的淬火性，可促進麻田散鐵的生成之 元素，所以是謀求高強度化有效的元素。如果Μη的含量 未達1.0質量％的話，難以生成所期望量的麻田散鐵，而 有無法確保44 0Μ Pa以上的拉伸強度之虞慮。另一方面， 如果Μη的含量超過3.0質量％的話，將會導致原料成本 的上昇，並且導致r値及焊接性降低。因此，乃將Μη的 含量選定在1.0〜3.0質量％的範圍。此外，若想要拉伸強 度爲500MPa以上的話，Μη的添加量係1.2質量％以上爲 宜，若想要拉伸強度爲5 90MPa以上的話，Μη的添加量係 1 .5質量％以上爲宜。 Ρ: 0.005〜0.1 質量 ％ Ρ係具有很高的固熔強化能，對於鋼的高強度化有效 的元素。但是Ρ的含量若未達0.005質量％的話’不僅其 效果不夠充分，反而是在製鋼工序中必須進行脫燐處理， -22- 201239105 只會導致製造成本的上昇而已。另一方面，p的含量若超 過0.1質量％的話，p會在粒界偏析出來，會導致耐二次 加工脆性、焊接性的降低。又，p若偏析於粒界的話，將 會導致對於高BH化有幫助的偏析於粒界的C量的降低， 因此，會有無法確保所期望的BH量之虞慮。因此，係將 P的含量選定在0.005〜0.1質量％的範圍。此外，想要確 實地確保BH量的話，P的含量係0.08質量％以下爲宜， 0.05質量％以下更佳。 S : 0.01質量％以下 S除了是造成熱間脆性的原因之外，會在鋼中以硫化 物系夾雜物的形態存在，係會降低鋼板的加工性之有害的 元素。因此，S是要極力地減少爲宜，在本發明中，係將 S的上限設在0.01質量％。最好是0.008質量％以下。 sol.A1: 0.005 〜0.5 質量 ％ A1雖然是當作脫氧劑來添加的元素，但因爲具有固熔 強化能，可對於高強度化有效地作用。但是作爲s 〇 1. A1之 A1的含量未達0.005質量％的話，無法獲得上述效果。另 一方面’作爲sol.Al之A1的含量若超過〇.5質量％的話， 除了導致原料成本的上昇之外，也會成爲引發鋼板的表面 缺陷之原因。因此，作爲sol.Al之A1的含量係選定在 0.005〜0.5質量％的範圍。較佳是0.005〜〇.1質量％。 N : 0.01質量％以下 N的含量若超過0.01質量％的話，就會因爲在鋼中生 成過多的氮化物，而導致延性、韌性的降低之外，也會導 -23- 201239105 致鋼板的表面性狀的惡化。因此，N係選定在 以下。

Nb: 0.010 〜0.090 質量 ％

Nb係具有：可將熱軋鋼板組織細微化的 具有可在熱軋鋼板中以NbC的形態析出而將存 固熔C的一部分加以固定的作用，因爲這些作 高r値化有幫助，在本發明中是極爲重要的元 爲添加Nb所導致的熱軋鋼板組織的細微化’ 軋、退火後的鋼板組織細微化，增大粒界面積 有讓偏析在粒界的C的偏析量增大’提昇BH 想要獲得這種效果，Nb的添加量必須是0.010 。另一方面，若添加量太多而超過0.090質量 僅會導致原料成本的上昇，也會提高熱間輥軋 時的輥軋負荷，因此難以維持穩定的製造。又 ，在本發明中，在退火後的冷卻過程中，爲了 生成，需要有預定量的固熔c，但是，若過多 話，將會使得鋼中的C全部都變成NbC而受 而妨礙到麻田散鐵的生成。因此’ Nb的添加 0.010〜0.090質量％的範圍。較佳是〇.010〜0 、更加好是0.010〜0.05質量％的範圍。

Ti: 0.015〜0.15 質量 ％

Ti係與Nb同樣地可藉由將C予以固定， 析出於熱軋鋼板中，因而對於高r値化有幫助 中是很重要的元素。此外’ Τ i與N b相比較’ 0.0 1質量％ 作用，並且 在於鋼中的 用而可對於 素。又，因 也會使得冷 ，所以也具 量的效果。 質量％以上 %的話，不 、冷間輥軋 ，如後所述 麻田散鐵的 添加N b的 到固定，因 量係選定在 .0 7 5質量％ 而變成Tic ，在本發明 雖然效果較 -24- 201239105 小，但是因爲也具有可將熱軋鋼板組織細微化的作用，可 藉由冷軋、退火後的鋼板組織的細微化以及增大粒界面積 的作用，使得C偏析在粒界的偏析量增大，所以也具有提 昇BH量的效果。想要發揮這種效果，必須添加Ti爲 0.015質量％以上。另一方面，添加過多超過0.15質量％ 的話，除了會導致原料成本的上昇，並且會使得冷間輥軋 時的變形阻力變高，因而難以達成穩定的製造。又，過多 添加Ti的話，也會與Nb同樣地，減少固熔C量而會妨礙 在退火後的冷卻過程中的麻田散鐵的生成。因此，Ti的添 加fi是選定在0.01 5〜0.15質量％的範圍。 本發明的高強度冷軋鋼板係除了符合上述的組成分之 外，也必須含有C，Nb，Ti，N及S，其含量係符合下列 的（1 )式及（2)式。 (Nb/93 ) / ( C/12 ) < 0.20 · . . (1)式 0.005 £ C* ^ 0.025 . · · ( 2 )式 此處，c* =C- ( 12/93) Nb- ( 1 2/48 ) { Ti- ( 48/14 ) N- ( 48/32 ) S }，在上述式中的元素記號係表示各元素的 含量（質量 ％ )。惟，當 Ti-(48/14)N-(48/32)SS0 的時候，就選定 Ti-( 48/14) N-( 48/32) S = 0。

Nb是較之Ti更昂貴的元素，除此之外，會增大熱間 輥軋時的輥軋負荷，成爲妨礙製造穩定性的原因之一。又 ，如後所述，在本發明中，在退火後的冷卻過程中會生成 麻田散鐵，因此，必須確保尙未受到Nb、Ti所固定的固 熔C的M ( C * )達到預定量。所以，在本發明中，基於 -25- 201239105 原料成本、製造穩定性、鋼板組織及鋼板特性的觀點考量 ’必須將（Nb/93 ) / ( C/12 )及C *控制在適正的範圍。 因此，用來規定上述（Nb/93) / (C/12)及C*之（1)式 及（2)式，在本發明中是最重要的指標。 (Nb/93 ) / ( C/12 )，係Nb對於C的原子比，這個 値若爲0.20以上的話，NbC的析出量會增大，不僅熱間 輥軋時的負荷會增大，昂貴的Nb的添加量也會變多，因 此對於原料成本面不利。所以將Nb對於C的原子比之（ Nb/93) /(C/12)選定爲未達 0.20。 此外，C *係指：未受到Nb、Ti所固定的固熔C量 ，這個値若未達0.005質量％的話，就無法確保預定的麻 田散鐵量，就很難達成拉伸強度爲440MPa以上的程度。 另一方面，若C*超過0.025質量％的話，將會妨礙對於 高r値化有效的肥粒鐵相之{ I 1 1 }的再結晶集合組織的 形成，不僅無法獲得良好的深衝拉性，也會有因爲麻田散 鐵相的增加，而導致無法獲得所期望的BH量之虞慮。因 此，將C*選定在0.005〜0.025質量％的範圍。此外’想 要獲得50MPa以上的BH量的話’將C*選定在0.020質 量％以下爲宜’想要獲得60MPa以上的BH量的話’就將 C*選定在0.015質量％以下爲宜。 本發明的高強度冷軋鋼板，除了上述基本組成分之外 ’亦可配合被要求的特性’又添加入從Mo，Cr及V之中 所選出的一種或兩種以上及/或從Cu及Ni之中所選出的 —種或兩種。 -26- 201239105 從Mo，Cr及V之中所選出的一種或兩種以上，合計 是0.5質量％以下 M〇，Cr及V都是昂貴的元素，係與Μη同樣地都是 提昇淬火性的元素，是用來穩定地生成麻田散鐵之有效的 元素。這種效果係在上述成分的合計添加量爲0.1質量％ 以上時才會顯著地出現，因此係添加〇. 1質量％以上爲宜 。另一方面，Mo，Cr及V的合計添加量若超過0.5質量％ 的話，不僅上述效果趨於飽和，也會導致原料成本的上昇 。因此，若想要添加這些元素的話，合計量係0.5質量％ 以下爲宜。 從Cu : 0.3質量％以下及Ni : 0.3質量％以下之中所選 出的一種或兩種

Cu係在熱間輥軋時會引起裂痕，成爲發生表面瑕疵 的原因之有害元素。但是在本發明的冷軋鋼板中，Cu對 於鋼板特性的不良影響很小，所以只要含量爲0.3質量％ 以下的話，就可被容許。如此一來，就可以使用報廢回收 材等，可活用回收再生原料，所以可謀求原料成本的降低 〇

Ni係與Cu同樣地對於鋼板特性的影響很小，但是卻 具有可防止因添加了 Cu所導致的表面瑕疵的發生之效果 。上述效果，必須是Ni達到Cu含量的1 /2以上的添加量 才會出現。但是Ni的添加量過剩的話，將會助長因爲鏽 皮的不均勻生成所導致的別種表面缺陷的發生，所以將Ni 添加量的上限選定在〇 . 3質量％爲宜。 -27- 201239105 本發明的高強度冷軋鋼板，除了上述成分之外，又可 添加從Sn及Sb之中所選出的一種或兩種及/或添加Ta°

Sn : 0.2質量％以下、Sb : 0.2質量％以下

Sn、Sb的添加目的是爲了抑制：鋼板表面的氮化、 氧化或因氧化而產生的鋼板表面數十A m領域的脫碳。藉 由抑制這種氮化、氧化、脫碳，可抑制在鋼板表面的麻田 散鐵生成量的減少，可改善抗疲勞特性、表面品質。爲了 獲得上述效果，Sn及/或Sb，分別添加0.005質量％以上 爲宜。但是若添加超過0.2質量％的話，會有導致韌性劣 化之虞慮，因此若想添加的話，係將各自的添加量的上限 選定在0.2質量％爲宜。

Ta: 0.005 〜0.1質量％

Ta係與Nb、Ti同樣地’在熱軋鋼板中會變成TaC而 析出，具有將 C予以固定的作用，所以是對於高r値化 有幫助的元素。爲了獲得這種效果，係添加0.005質量％ 以上爲宜。但是若添加超過〇. 1質量％的話，不僅是原料 成本的增加，也會與Nb、Ti同樣地，在退火後的冷卻過 程中妨礙麻田散鐵的形成，析出在熱乳鋼板中的TaC將會 使得冷間輥$L時的變形阻力變高，導致製造性惡、化。因此 ’想要添加Ta的話’係選定在0.005〜〇1質量％的範圍 爲宜。 此外’如果是添加Ta的話，C，Nb，Ta，Ti，N及S 的含量關係係採用下列的（3 )式來取代前述的（2 )式爲 宜； -28 - 201239105 0.005 S C * S 0.025 · · . ( 3 ) 此處，C*=C- ( 12/93) Nb- ( 12/181) Ta- ( 12/48 ) { Ti- ( 48/14 ) N- ( 48/32 ) S }，上述各式中的元素記號 係表示各元素的含量（質量％)。 上述（3)式中的C*若未達0.005的話，無法確保預 定的麻田散鐵量，難以獲得440MPa以上的拉伸強度。另 —方面，若C *超過0.025的話，將會妨礙對於高r値化 有效的肥粒鐵相的{ 1 Η丨的再結晶集合組織的形成，因 此，不僅無法獲得良好的深衝拉性，隨著麻田散鐵相的增 加，也會有無法確保所期望的ΒΗ量之虞慮。此外，想要 獲得50ΜΡ a以上的ΒΗ量的話，C*係選定在0.020以下 爲宜，想要獲得60MPa以上的BH量的話，C *係選定在 0 · 0 1 5以下爲宜。 本發明的冷軋鋼板，在上述成分以外的其餘部分，係 由Fe及不可避的雜質所成。但只要是在不損及本發明的 效果之範圍的話，並不排斥也含有其他的成分。但是，因 爲氧（0)會形成非金屬夾雜物而對於鋼板品質帶來不良 影響，因此其含量係減少到〇. 〇 〇 3質量％以下爲宜。 其次，說明本發明的高強度冷軋鋼板的鋼組織（細微 組織）。 本發明的高強度冷軋鋼板，爲了同時符合：鋼板強度 與衝壓成型性（尤其是深衝拉性）、烘烤硬化性的要求， 必須是具有：包含相對於整個鋼板組織之以面積率計70% 以上的肥粒鐵相與以面積率計3 %以上的麻田散鐵相之鋼 • 29 - 201239105 板組織。此外，本發明的高強度冷軋鋼板，肥粒鐵相與麻 田散鐵相以外的其餘部分的組織，有時候雖然係包含：波 來鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵及碳化物等，但是，只要這 些的合計以面積率計，係5 %以下的話，即可被容許。 <肥粒鐵相：以面積率計，係70%以上> 肥粒鐵相係用來確保鋼板的衝壓成型性，尤其是深衝 拉性所必須的軟質相，在本發明中，係藉由使得肥粒鐵相 的{ 1 1 1 }的再結晶集合組織發達，而可謀求高r値化。 肥粒鐵相的面積率若未達70%的話，就難以達成平均Γ値 爲1 .2 0以上，因而無法獲得良好的深衝拉性。又，烘烤 硬化性係與肥粒鐵中的固熔C量具有相關性，肥粒鐵相的 面積率若未達70%的話，就難以達成40MPa以上的ΒΗ量 。因此，肥粒鐵相，以面積率計，係選定爲7 0 %以上。此 外，爲了更加提高平均r値及BH量，肥粒鐵相的面積率 係8 0 %以上爲宜。另一方面，肥粒鐵相的面積率若超過 97%的話，鋼板強度會降低，就難以確保440MPa以上的 拉伸強度。又’在本發明中的「肥粒鐵」中，除了多角形 肥粒鐵之外’也包含由沃斯田鐵變態後的轉位密度較高的 變韌肥粒鐵。 <麻田散鐵相：以面積率計，3 %以上> 麻田散鐵相，係用來確保本發明的冷軋鋼板的強度所 必須的硬質相。麻田散鐵相的而積率若朱達3 %的話，鋼 -30 - 201239105 板強度會降低，就難以確保44〇MPa以上的拉伸強度，所 以將麻田散鐵相的面積率選定爲3%以上。此外，若想要 獲得500MPa以上或590MPa以上的拉伸強度的話，麻田 散鐵相以面積率計，係選定爲5%以上爲宜。另一方面， 麻田散鐵相的面積率若超過30%的話，可提昇r値及bh 性的肥粒鐵相的面積率會降低，難以再確保良好的深衝拉 性、烘烤硬化性。因此，乃將麻田散鐡相的面積率選定在 30%以下，20%以下更好。 其次，說明本發明的高強度冷軋鋼板之製造方法。 本發明的高強度冷軋鋼板係利用轉爐等來熔製出被調 整成上述的化學組成分的鋼，再依序地經過：以連續鑄造 等來作成鋼素材（鋼胚）的製鋼工序、將上述鋼胚利用由 粗輥軋與精製輥軋所組成的熱間輥軋而製成熱軋鋼板的熱 間輥軋工序、將上述熱軋鋼板進行冷間輥軋以製成冷軋鋼 板的冷間輥軋工序、將上述冷軋鋼板進行退火而獲得預定 的強度與深衝拉性、烘烤硬化性之退火工序，而製造的。 (製鋼工序） 在本發明的製造方法中，鋼的熔製方法係可以採用例 如：將利用轉爐、電爐等而製得的熔鋼，進行真空脫氣處 理之類的二次精煉而製成預定的組成分之一般習知的熔製 製程，並未特別地限制。又，將熔鋼製作成鋼胚的方法， 基於防止偏析等的問題之考量，係採用連續鑄造法爲宜， 但亦可採用：造塊-分塊輥軋法、薄鋼胚連續鑄造法之類 -31 - 201239105 的方法來製成鋼胚。 (熱間輥軋工序） <鋼胚再加熱> 經過上述的製程而製得的鋼胚，之後，又進行再加熱 、熱間輥軋爲宜。上述鋼胚的再加熱溫度係基於：令Tic 等的析出物粗大化，可令{ 1π }的再結晶集合組織變發 達，藉以改善深衝拉性的觀點考量係溫度較低者爲宜。但 是，加熱溫度若未達1 〇〇〇°c的話，熱間輥軋時的輥軋負荷 會增大，會有發生輥軋機故障之虞慮，所以鋼胚加熱溫度 係選定爲1 000°c以上爲宜。又，加熱溫度的上限，基於抑 制因氧化所導致的鏽皮減損量的增大之觀點，係限定在 1 3 00 °c程度爲宜。此外，在對於鋼胚進行熱間輥軋時，一 般的作法，係將鋼胚裝入加熱爐之後，再加熱至預定的溫 度之後，才進行輥軋，但是如果連續鑄造後的鋼胚已經是 預定的溫度以上的話，就不必將鋼胚再加熱，可採用：直 接進行輥軋（直送輥軋法），或者將高溫狀態的鋼胚裝入 到加熱爐之後省略一部分的再加熱之方法（溫片裝入法） <粗輥軋> 依據上述條件進行再加熱後的鋼胚係進行粗輥軋以作 成板片。此處，粗輥軋的條件是只要遵循一般常用方法來 進行即可，並不特別規定。此外，將鋼胚加熱溫度予以調 -32- 201239105 低的情況下，基於確保預定的熱軋溫度、或者防止輥軋機 發生故障的觀點，當然也可以活用板片加熱機來對於板片 進行昇溫。 <精製輥軋> 上述粗輥軋後的板片，之後，將進行精製輥軋以作成 熱軋鋼板，但是在本發明中，是將上述精製輥軋的最後一 次輥軋及最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率控制在適正 的範圍爲宜。亦即，係將精製輥軋的最後一次輥軋的輥軋 率設定爲1 〇%以上，以將許多剪斷帶導入到舊沃斯田鐵粒 內，以增大肥粒鐵變態的晶核生成位置來謀求熱軋鋼板組 織的細微化爲宜。這個熱軋鋼板組織的細微化係可增大冷 軋後的退火時之{ 1 1 1 }的再結晶集合組織的優先晶核生 成位置，所以不僅可有效地提昇r値，亦可使得退火後的 鋼板組織細微化，增大粒界面積而增大偏析在粒界的C量 ，所以對於提高烘烤硬化性也是有效。另一方面，若最後 一次輥軋輥軋率未達1 〇%的話，肥粒鐵粒將會變得粗大化 ，所以會有無法獲得上述的高r値化、高B Η化的效果之 虞慮。因此，最後一次輥軋的輥軋率係設定在1 〇%以上爲 宜，若是設定成1 3 %以上的話更好。 此外，爲了進一步提昇高r値化、高ΒΗ化的效果， 除了控制上述最後一次輥軋的輥軋率之外，也將最後一次 輥軋的前一次輥軋的輥軋率設定在1 5 %以上爲佳。藉由控 制這個最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率’可提高變形 -33- 201239105 累積效果而將許多剪斷帶導入到舊沃斯田鐵粒內，所以可 更增大肥粒鐵變態的晶核生成位置，熱軋鋼板組織更加細 微化，可更提昇r値及BH性。如果最後一次輥軋的前一 次輥軋的輥軋率未達1 5%的話，熱軋鋼板組織的細微化效 果不夠充分，係會有無法充分地獲得提昇上述r値、BH 性的效果之虞慮。因此，係將最後一次輥軋的前一次輥軋 的輥軋率設定在15%以上爲宜，18%以上更好。 此外，上述最後一次輥軋及最後一次輥軋的前一次輥 軋之兩次輥軋的輥軋率之上限，基於考慮到輥軋負荷的觀 點，分別都設定在未達4 0 %爲宜。 此外，至於最後一次輥軋及最後一次輥軋的前一次輥 軋的輥軋溫度，雖然並無特別限制的必要，但是，最後一 次輥軋的輥軋溫度係以8 0 0 °C以上爲宜，8 3 0 °C以上更好。 又，最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋溫度係以980°C以 下爲宜，9 5 (TC以下更好。 如果最後一次輥軋的輥軋溫度未達80(TC的話，從未 再結晶沃斯田鐵變態成肥粒鐵的量會變多，冷軋退火後的 鋼板組織受到熱軋鋼板組織的影響，會變成朝輥軋方向伸 長之不均勻的組織，加工性將會降低。 又’最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋溫度若超過 98 0 °C的話’會因爲回復而導致變形的累積效果不夠充分 ’熱軋鋼板組織難以達成細微化，會有變成無法獲得高r 値化、高B Η化的效果之處慮。 -34- 201239105 <熱間輥軋後的冷卻條件及捲取溫度〉 結束了上述熱間輥軋後的熱軋鋼板’基於謀求 細微化所導致的r値提昇、Β Η性提昇之觀點考量 精製輥軋結束之後的3秒以內就開始進行冷卻’ 秒以上的平均冷卻速度’冷卻到達7 2 0 °C以下的溫 止，以500〜700 °C的溫度來捲取成鋼帶捲爲宜。 如果至開始進行冷卻之前的時間超過3秒的話 平均冷卻速度未達4〇°C/秒的話’或者冷卻停止溫 72 0 °C的話，熱軋鋼板組織會變粗大’有時候會無吞 値、Β Η性的提昇效果。 又，如果捲取溫度超過700°C的話，熱軋鋼板 粗大化，除了令人擔心強度會降低之外’也會有阻 退火後的高r値化、高BH化之虞慮。另一方面， 取溫度未達500°C的話’ NbC、TiC就變得難以析 熔C會增加，還是對於高r値化不利。 (冷間輥軋工序） 上述熱間輥軋後的鋼板，之後，又依據一般常 法，進行酸洗、冷間輥軋而作成冷軋鋼板。此時的 軋的輥軋率，雖然是選定在50〜90%的範圍爲宜， 了謀求高r値化，係將冷軋輥軋率設定稍微高一點 如果輥軋率未達50%的話’肥粒鐵相的{ 1 1 1 }之 集合組織不夠發達，會有無法獲得優異的深衝拉性 。另一方面，如果輥軋率超過9 0 %的話’則會使得 結晶粒 ，係在 4 0。。/ 度域爲 ，或者 度高於 獲得r 組織會 礙冷軋 如果捲 出，固 用的方 冷間輥 但是爲 更好。 再結晶 之虞慮 冷間輥 -35- 201239105 軋的負荷增大，而會有發生輥軋機故障之虞慮。 (退火工序） 上述冷間輥軋後的鋼板，之後，又進行退火’賦予它 所期望的強度與衝拉性、烘烤硬化性。爲達成此一目的， 將上述的退火採用以下所說明的方式，在700〜8 〇〇t的溫 度範圍的平均昇溫速度係採用未達3 °c/秒的平均昇溫速度 ，來加熱到達8Q0〜900°C的退火溫度爲止，均熱之後’從 上述退火溫度（均熱溫度）起迄5 0 0 °C以下的冷卻停止溫 度Tc爲止，必須以5 °C /秒以上的平均冷卻速度來進行冷 卻。可以符合上述條件的退火方法，係適合採用連續退火 方法。 <平均昇溫速度> 在本發明中，因爲是在熱軋鋼板的階段，讓Tie、 NbC析出於鋼中，所以冷間輥軋後的鋼板的再結晶溫度係 比較高溫。因此，在對於冷軋鋼板進行加熱時，可促進再 結晶，基於令對於高r値化有效的{ 111}的再結晶集合 組織更爲發達的觀點之考量，必須將7〇〇〜800°C的溫度範 圍以未達3 t /秒的平均昇溫速度低速地進行加熱。如果平 均昇溫速度係3 °C /秒以上的話，{ 1 Π }的再結晶集合組 織的發達變得不夠充分，會有難以達成高r値化的虞慮。 此外，基於提昇生產性的觀點考量，平均昇溫速度係〇·5 °C /秒以上爲宜。 -36- 201239105 <退火溫度> 爲了使本發明的鋼板在退火後的鋼板組織變成：包含 所期望的面積率的肥粒鐵相與麻田散鐵相之複合組織，退 火溫度（均熱溫度）必須是採用：肥粒鐵相與沃斯田鐵相 之雙相域溫度。因此’在本發明中，係將退火溫度選定在 800〜900 °C的溫度範圍。退火溫度若未達800〇c的話，退 火後的冷卻之後，不僅無法獲得所期望的麻田散鐵量，在 退火過程中’再結晶也並未充分地結束，所以肥粒鐵相的 { 111}的再結晶集合組織不夠發達，會有無法確保平均r 値爲1·20以上之虞慮。另一方面，退火溫度若超過900°C 的話，肥粒鐵中的固熔C量會減少，會有無法確保40MPa 以上的BH量之虞慮。又，如果退火溫度超過9〇〇。(：的話 ’依據其後的冷卻條件的不同’會有因爲第二相（麻田散 鐵相、變韌鐵相、波來鐵相）增加過多而無法獲得所期望 的面積率的肥粒鐵相’導致無法獲得良好的r値之虞慮。 又’也會有導致生產性降低、能源燃料成本增加之問題。 因此，係將退火溫度的範圍選定在800〜900 °C的範圍，更 好是8 20〜8 8 0°C的範圍。 此外’退火過程中的均熱保持時間，基於使得C等的 元素在沃斯田鐵中充分地進行濃化的觀點考量，以及基於 充分地促進肥粒鐵相的{ 1 1 1 }的再結晶集合組織的發達 之觀點考量，係選定爲15秒（s)以上爲宜。另一方面， 均熱保持時間若超過3 00秒（s )的話，結晶粒會粗大化 -37- 201239105 ，不僅無法再獲得高Β Η量，而且也會有導致強度降低、 鋼板表面性狀惡化等，會有對於鋼板的各種特性帶來不良 影響之虞慮。因此，在退火過程中的均熱保持時間，係選 定在15〜300秒（s)的範圍爲宜。更好的是15〜200秒 (s )的範圍。 <冷卻速度> 經由上述退火過程，再結晶結束之後的鋼板，其後， 必須從退火溫度（均熱溫度）起迄500°C以下的冷卻停止 溫度Tc爲止，以5°C/秒以上的平均冷卻速度來進行冷卻 。平均冷卻速度若未達5 °C /秒的話，就變得難以確保相對 於整體鋼板組織之面積率爲3 %以上的麻田散鐵相’會有 無法獲得所期望的強度（拉伸強度440MPa以上）之虞慮 。又，冷卻停止溫度若超過500°C的話’還是會有無法確 保面積率爲3 %以上的麻田散鐵相之虞慮。此外，平均冷 卻速度係以8 °C /秒以上爲宜’更好的是1 〇 °C /秒以上’又 ，冷卻停止溫度Tc係以400〜45 0°C的範圍爲宜。此外， 平均冷卻速度若超過1 0 0 °C /秒的話’必須增加水冷設備之 類的特別的設備，會導致製造成本的增加’會有導致鋼板 形狀惡化之虞慮，因此，係將平均冷卻速度的上限選定在 100°C /秒程度爲宜。 此外，在本發明中，雖然對於冷卻停止溫度Tc以後 的冷卻條件並未特別地限定，但是基於可令麻田散鐵相的 回火適度地進行，可讓延性、韌性回復的觀點考量’從冷 -38 - 201239105 卻停止溫度Tc起迄20(rc爲止的溫度域，係以〇 2 秒的平均冷卻速度來進行冷卻爲宜。亦即，上述溫 平均冷卻速度若未達〇.2它/秒的話，麻田散鐵相的 過度地進行，會有無法獲得所期望的強度之虞慮。 面’上述溫度域的平均冷卻速度若超過1〇〇c/秒的 是因爲麻田散鐵相的回火並未充分地進行，而無法 其延性 '韌性的回復效果。更好的平均冷卻速度係 °C /秒的範圍。 以上述的方式來製造出來的本發明的冷軋鋼板 ’又基於形狀矯正、表面粗度調整等之目的，亦可 調質輥軋、鋼板整平加工等。此外，如果是實施調 的話’伸長率係選定在0.3〜1 · 5 %的程度爲宜。 〔實施例1〕 將具有表1所示的組成分之A〜V的鋼，經由 真空脫氣處理等之一般公知的煉鋼程序來予以熔製 行連續鑄造而作成厚度爲260mm的鋼胚。將這些 熱到1 2 2 0 °C之後’進行熱間輕軋，以作成板厚度 的熱軋鋼板。此外’上述熱間輥軋的精製輥軋過程 後一次輥軋及最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋溫 軋率、精製輥軋結束後之從冷卻開始起迄7 2 〇 °C爲 均冷卻速度及捲取溫度係如表2所示，從精製輥軋 起迄開始進行冷卻爲止的時間係設定在3秒以內。 -1 〇 °c / 度域的 回火會 另一方 話，則 太期待 0.5 〜6 ，其後 又實施 質輥軋 轉爐、 ，並進 鋼胚加 3.8mm 中的最 度及輥 止的平 結束後 -39 - 201239105 〔§ 備考 比較鋼 比較鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 i發明鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 比較鋼 比較鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 發明鋼 (3)式的 C* 1 1 1 1 1 1 o.oii 0.010 1 0.010 0.022 0.018 (2)式的 C* 0.004 0.012 0.012 0.014 0.014 0.015 0.015 ,0.019 1 0.0231 1 0.025 | 0.021 1 Ιο. 019 1 0.020 0.032 0.029 1 I 0.009 1 0.015 1 1 1 CHb/93) / (C/12) 0. 18 0. 15 0* 14 I 0.14 i 0.15 J 1 0.18 1 | 0.14— j 0.13 0. 10 | 0.13 | 1 0.08 1 0.13 1 1 0.13 1 0. 33 丨 o-ii 1 0.15 ! | o.n 0.12 0.09 0.09 0.04 0. 18 _ 其他 I I o > o \ o ’k 1 ο ο jH s ο 3 1 1 1 1 1 I 1 1 1 Sn：0. 02 1 s 0 s 0 c§ 1 Sn：0.03 Sn：0.03 s 0 eS s 0 s I I I 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0.04 0.05 0.03 0.02 0.09 -»Η 0. 015 0.019 0,016 ,0.018 j 0.015 1 Γ〇. 〇29l Γ0.047Π 0.031 「0.022 1 「0.0441 | 0.079 I 「0.0981 1 0.122 1 1 o.oii 1 00 〇 [0. 015 1 | 0.055 ! 0. 045 0.082 0. 071 0.115 0.108 έ 0.010 0.019 0.015 0.018 1_ j 0.020 0.032 1 0.031 1 1 0.028 1 0.021 1 | 0.038 I | 0.026 1 0.047Π 1 0.055 1 1 0.122 1 1 0.054 1 0. 020 0.018 0.021 0.025 0.022 0.015 0.081 ft Φϊ 链 SS 2： 0.0020 0. 0025 0. 0032 0.0026 0.0030 0.0033 0.0026 0.0022 ' 0.0028 1 Γ〇Γ〇025 1 | 0.0033 | Γ〇Γ〇029 ] 1 0.0021 0. 0045 0.0023 0. 0026 0.0031 0. 0028 0.0025 0. 0019 0.0035 0. 0029 sol. Al 0. 035 0.029 0.033 0.031 0.025 ί 0.026 0.049 ：0.055 0.034 1 1 0.031 1 | 0.028 | Γ 0.041 1 1 0.023 1 1 0.033 1 0.021 1 1 0.033 0.039 1 0. 043 0.036 0. 033 0.042 0. 033 CO 0.002 0.004 0. 005 0,004 0.002 ;0.002 1 1 0.002 1 0.003 1 1 0. 002 1 0. 003 1 | 0.002 | 1 0.003 1 1 0.003 i 1 0.008 1 0.005 1 0.002! 0.005 0.005 0.005 0.003 0.005 0.003 cu 0.045 0.051 0.034 0.042 0.069 0.055 I 0.025 0.028 0.034 1 0.038 1 | 0.044 I [ο.οϊΓ] 1 0.034 ! 1 0. 024 1 0.0111 0.032 0.042 0.050 0.048 0.033 0.052 0.043 CO o-l i-t 寸 CO 00 CO 0 CSJ Cvj CO C>3 CNJ 〇> 0 CM ο CNJ *—« CM· CO 00 0 cq CN| e4 ：l 卜 卜 o ο o CS) 1-^ 〇 r-^ ο r*H 寸 ΙΑ t-H 二 1 卜 〇〇 Oi d 0 σ> o T*H u 0. 007 0.016 0.014 0. 017 i 0. 017 I | 0. 023 1 0. 028 1 1 0. 027 1 1 0. 028 1 1 0. 038 1 1 0.041 ] 1 0. 046 1 1 0. 055 1 1 0.048 1 0.066 I 1 0. 017 1 ! 0.0211 0. 023 0.035 0.030 0.049 0.058 鋼 記號 <l «I υ Q ω 〇 X J z| 。丨 a, a cn h > 。«41^0^粞_滷£0碉{£0资/8^) — 22/8>)|££-5-«8,拭8汝扫 {S (ζε/9)—M (la/9)一l£(l.9/ZO-Bl(SI/ZT)—qN<lg/ZT)llu=*losl1^IQ,{s(gLCO/8tolM<H/8^IUHl9/la)lqH(g/gI)lo=l*lugl^s:lfel -40- 201239105 £ 備考 比較例 ί比較例 發明例 發明例 發明例 1發明例ι 發明例 1發明例1 I發明例| |發明例| 發明例 發明例 1發明例1 比較例 1比較例1 發明例 發明例 1發明例I 1發明例1 發明例 發明例 1發明#1 ΙΛ 〇 ΙΑ c5 u> o LA 〇 ΙΑ Ο ιη 〇 ΙΑ Ο ΙΑ Ο ΙΑ o LO 〇 ΙΛ Ο m o to o ΙΛ Ο* cs ΙΑ 〇 ui o U) o to 〇· LA σ ΙΟ o LO o 邑火條件 «fTc起迄 2a>*c爲止 的平均冷 卻速度 CC/s) 00 〇 00 ο 00 o 00 o 00 ο 00 ο 00 ο 00 ο 00 o' 00 o 00 ο 00 o’ 00 o 00 ο 00 o 00 o 00 o 00 o 00 o 00 o 00 o 00 o 担®S UD ΙΑ J2 ΰ ιη U3 tn is ΙΛ in LO ΰ LO lo UQ in U3 LC IA LO IA i^« 〇 ^ I i § s 1 § 1 1 1 馨 1 1 8 寸 § 寒 1 § s 寸 穿 1 1 8 8 8 8 § 8 ·—< 8 8 s s s 8 8 ψ-^ s 8 s 8 s 1·^ 8 s 8 8 ^4 〇 00 s 00 o 茗 s 00 S 00 S 00 1 S Q0 穿 00 s CO s 00 s CO s 00 s 00 s 00 s 00 s 00 § GO s GO s 00 s 00 § 00 7C0~8tM)lC 的平均昇 溫速度 CC/s) <N cs cs 〇>} CM CnJ Cvj cvj eg CsJ cs eg CnJ c>a Ci 冷軋之 輥軋率 (%) S & s $ S S s s s s s s s s s s s S s s s 熱間精製輥軋 捲取 溫度 CC) 〇 1 o o 1 ο ο 这 S Φ o 这 § o o s o ΰ § o s CO o Φ a <£) o s f£> o 2 精觀軋 結束後的 冷卻速度 CIC/s)* 8 8 s 8 S s s 8 8 8 S 异 8 S s後一次輒 輥軋率 (%) 2 s CO CO CO S rj S CO CQ CO eo Ώ eo CQ s s eg 2 CO S3 s 輥軋 溫度 CC) § § i § § § § § § g 塞 畜 達 § 1 § i 塞 1 § § § lw< TmT ΤΙΒΓ 1*»*Γ m駿 11 MU ¢8-Μ 輥乾率 (%) 00 00 00 GO 00 C0 00 00 CO CO 00 00 00 00 00 00 CO 00 00 00 00 GO 輥軋 溫度 (X) S 〇) s CT5 s 〇) s CJ> δ ⑦ s Ο) s cn s 0¾ 8 s cn s 0¾ s O) s σι s 8 0¾ s Oi s 05 s O) s cn s CJi s 〇> 3 鋼 記號 <1 CQl o P O K i-H s 之丨 〇l CU 〇r Di (/) h D > £S板 Να rH N CO ΙΩ ο 卜 00 0¾ o 00 3 U3 CO 00 s s ?3 坩 m ln/> 腾 s S 遐 S 史 担 嵌 § 德 m 酲 -41 - 201239105 接下來，將上述熱軋鋼板予以酸洗，以表2所 件來進行冷間輥軋，以作成板厚度1.2mm的冷軋鋼 ，以表2所示的條件來進行連續退火之後，實施了 爲0.5%的調質輥軋，以作成冷軋鋼板（製品）。 從依據上述方式而製得的各冷軋鋼板，採取出 ，依照下列的方法來進行組織觀察、拉伸試驗，特 板組織，並且測定出肥粒鐵相及麻田散鐵相的面積 伸強度、伸長量、平均r値及烘烤硬化量（B Η量） <組織觀察> 從上述樣品材採取組織觀察用試驗片，針對於 (與輥軋方向平行的垂直斷面）進行機械性硏磨， 醇加以腐蝕後，使用掃描型電子顯微鏡（SEM)]； 倍的倍率拍攝組織照片（SEM照片），從該照片進 組織的特定，以及測定肥粒鐵相及麻田散鐵相的面 此外，從上述組織照片所進行的鋼板組織的特定方 粒鐵係呈現稍微黑色色差的領域、波來鐵係碳化物 狀生成的領域、變韌鐵係碳化物呈點陣列狀生成的 麻田散鐵及殘留沃斯田鐵（殘留r )係呈現白色色 子。此外，對於上述試驗片，實施25 0 °C χ4小時的 理之後，以同樣的方式拍攝取得組織照片，將碳化 層狀生成的領域視爲熱處理前之波來鐵的領域，將 呈點陣列狀生成的領域視爲熱處理前之變韌鐵或麻 的領域，再度求出其面積率，將還保留著白色色差 示的條 板之後 伸長率 樣品材 定出鋼 率、拉 L斷面 以硝酸 { 2000 行鋼板 積率。 法，肥 呈疊層 領域， 差的粒 回火處 物以疊 碳化物 田散鐵 的微粒 -42- 201239105 子當作殘留r加以測定，從其與回火處理前之呈現白 差的粒子（麻田散鐵及殘留沃斯田鐵）的面積率的差 來求出麻田散鐵相的面積率。此外，各相的面積率係 透明的OHP透明片上，針對各相以不同透明片來進 色，進行圖像讀取之後，進行二値化數位處理，使用 解析軟體（微軟公司出品的 Digital Image Pro ver.4.0)來求出面積率。 <拉伸試驗、測定烘烤硬化量（B Η量）> 上述樣品材採取出日本工業規格JIS 5號拉伸試 (日本工業規格JISZ2201)，該試驗片係以對於輥 向呈90°的方向（C方向）來作爲拉伸方向，並且遵 本工業規格JIS Ζ22 41的規定來進行拉伸試驗，並且 了拉伸強度TS、全伸長量E1。 又，烘烤硬化量（BH量）則是先賦予試驗片達至 的拉伸預變形之後，再實施與170°C X20分鐘的塗裝 條件相當的熱處理之後，再度進行拉伸試驗，求出從 理後的上降伏點來減掉賦予預變形時的公稱應力後的 ，將這個差値當作BH量。 <測定平均r値> 從上述樣品材採取日本工業規格JIS 5號拉伸試 ，係以對輥軋方向呈〇°的方向（L方向）、呈45°的 (D方向）以及呈90°的方向（C方向）來當作拉伸 色色 値， 先在 行上 圖像 Plus 驗片 軋方 照曰 測定 J 2% 烘烤 熱處 差値 驗片 方向 方向 -43- 201239105 ，測定對於這些試驗片賦予1 0%的單軸拉伸變形時的各試 驗片在寬度方向上的真變形與在厚度方向上的真變形，再 從這些測定値，依據日本工業規格】IS Z2 2 54的規定算出 平均r値（平均塑性變形比）。將上述測定的結果顯示於 表3。 N〇.3〜13及16〜22的鋼板，其鋼組成分及製造條件 係應用了本發明之發明例，係具有：拉伸強度TS爲 440MPa以上、平均r値爲1.20以上' BH量爲40MPa以 上的特性，是強度與深衝拉性、烘烤硬化性全部都符合要 求的冷軋鋼板。在這些鋼板之中，固熔C量（C*)爲 0.020質量％以下的Νο·8，12，13及22的鋼板，都是BH 量爲5(^?3以上，此外，（：*爲0.015°/。以下的>^〇.3〜7及 16〜20的鋼板，ΒΗ量爲60MPa以上，係具有極高的烘烤 硬化量。 相對於此，比較例的N 〇. 1的鋼板，C、S i含量及C * 係在本發明的範圍之外’又’比較例的Νο·2的鋼板’ Μη 含量係在本發明的範圍之外，因此，無法獲得所期望的麻 田散鐵量，拉伸強度低於440MPa。又’比較例的Νο.14 ’ 15的鋼板，因爲C*係超出本發明的範圍’所以對於高r 値化、高Β Η化有效的肥粒鐵相的面積率很低，平均r値 低於1.20，BH量也低於40MPa» -44- 201239105 【S〕 備考 比較例 比較例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 1發明例 比較例 [比較例 發明例 L發明例| 明例i 發明例 發明例 @明例1 發明例 機械特性 BHfi (MPa) § S to s s L〇 ίο S Ιο «1 CO CO ① ς〇 ΙΛ s l〇 CD s 平均灌 »—4 $ Ο »-ϊ 58 — s s CO r*H f-H i~H fH i Ml 1 0.98 $ LO «-Η CO ㈣ tg 1.45 ω S ! 44.0 42.5 I 38.3 35.5 τ*Η (N CO r"H | 28.3 I 24.8 L _24.4 1 26.1 LU | 26.8 I 丨M 1 1 23.6 1 | 35.5 I 36.9 1 36.7 1 | 30.1 I 37.3 1 248 | 27.5 TS (MPa) II 1 s ιο § s LQ § in c〇 c5 卜 CO 卜 (D s £ R 卜 s 卜 g L〇 馨 1 LO 绿 卜 s to 鋼板組織 其他的 組織 PQ CU PQ PQ PQ PQ PQ CQ CQ ffl 〇q PQ m W PQ PQ 卜 cC (li pL, Ah Oh 0. Pu, Oh a. 心 PQ PQ CL. (¾ Oh Oh CQ CQ 鹿田散® 之面積率 (%) Nl 寸 00 Oi r-H 2 00 另 CO S l£3 CO CO !Λ ΙΟ LO 00 肥粒鐵之 面稅率 (%) σ> σ： § s 00 00 铝 s 00 00 SI SI s s (D 00 s s 鋼 記號 <1 «I υ Q W ϋ X HH 幺 -J s 21 01 dn σ (/) H > 鐧板 (Ν CO uo to 00 o rH 2 s in S 00 S 癍田s«钿燄：卜，織Β»: a,級嵌堪：d* -45- 201239105 〔實施例2〕 將具有表1所示的鋼D、G及L的組成分的鋼胚加熱 到1 220°C之後，進行熱間輥軋以作成板厚度爲3.8mm的 熱軋鋼板。又，關於熱間輥軋過程中的精製輥軋條件、冷 卻條件、捲取溫度都顯示於表4。又，從精製輥軋結束起 迄冷卻開始的時間係設定在3秒以內。接下來，將上述熱 軋鋼板予以酸洗，依據表4所示的條件進行冷間輥軋以作 成板厚度爲1 .2mm的冷軋鋼板之後，同樣地以表4所示的 條件進行連續退火，進行伸長率爲0 · 5 %的調質輥軋以作 成冷軋鋼板（製品）。 從根據上述方法所製得的冷軋鋼板，與實施例1同樣 地採取試驗片，進行組織觀察、拉伸試驗，測定出肥粒鐵 、麻田散鐵等的面積率、拉伸強度、伸長量、平均r値及 烘烤硬化量。 -46- 201239105 π 1£ SI 1^1 匡盔趨 ldra¥ 匡雲 1« ld勤 T丞 raM dr5·'^ !"勤 (％) 褂瞰 踏w醑 ("/a} «频辕 1ρ^^δ qr魈Ρ8Ζ ioH^ s s10·1 SH s 151 gIQ·' MM s'°·' s s10·1 sV 9ιοί SO ϋ ''o s°·' ο.ε Ηε 8.0 s ,olI ιο,ΐ U'O Ho Ho To Hz '•'T 0.T 5 0.Z ο.ΐ 9Ί Vo Φ> 進 ¥S! (S/OJ «制 qr魈U1"J® mwmm

01 121 叫 H 121 121 hl N N N 121 M 121 M 121 ,s, N ~iT p) OH «§ &i OS寸 os' 寒 09rl lslv 1 i § 09' § grl grl 00' 1 § ost 111^ δ i f (s/a) «§ s pof

(％) S0 NT*1P (a) s i «^1 ^le (％) S0 s iff (％) (a} I i I 1 s g I § 81 osc 01 § 001 l8lI , 001 08 QS lglr § 001 81 81 OS l§l ,§l l§, 11 § 11 lgi 098 1 I 111 0S8 i 098 § OS 058 s M M M M M .^1 M 89 M M N M M N M d— I I OS g9 lgl「 gg "5^~ "5^" ou § § i8i9 § l§ § 03 181 M M M M M N ,sl 1^1 181 lsl N 181 lsl N lsl "5Γ 01 N IT 121 121 M ΤΓ 121 121 ΤΓ M IT N N h, N 121 "ΤΓ 088 lslF i 098 1°11551 028 § 0lsl I 0rwl —s^ § g「 I 1^, ΰ N 121 hl M M 121 81 N M N N N s N 121 ""if § m6 096 0£6 lsl6 g6 ls,6 I 096 § § 096 i ^96 ^96 096 p ϋ

-2L N N M M μι M M M lsl M N ~zr 1^, N -47- 201239105 將上述測定的結果顯示於表5。從這個表5可得知·· 符合本發明的製造條件之No.23〜29，31，32，35，36, 38及39的發明例的鋼板，拉伸強度TS爲440MPa以上、 平均r値爲1.20以上且BH量爲40MPa以上，係強度與深 衝拉性、烘烤硬化性都符合要求的鋼板。在這些鋼板之中 ，基於可謀求熱軋鋼板的組織細微化所帶來的高r値化、 高BH化之目的，而特別地將精製輥軋結束後的平均冷卻 速度設定成40 °C/秒以上之No.25，26及29的鋼板，與將 精製輥軋結束後的平均冷卻速度設定在未達40 °c/秒的其 他鋼板比較時，係可獲得更高的平均r値、BH量。 相對於此，比較例之No. 30的鋼板，則是因爲在精製 輥軋過程中的最後一次輥軋的輥軋率及最後一次輥軋的前 —次輥軋的輥軋率係低於本發明的範圍，所以無法獲得因 熱軋鋼板的組織細微化所帶來的高r値化、高BH化的效 果，平均r値未達1.20、BH量未達4 0M Pa。 又，比較例之N 〇 . 3 3的鋼板，則是因爲退火溫度低於 本發明的範圍，所以無法獲得所期望的麻田散鐵量，不僅 拉伸強度低於440MPa，也因爲再結晶尙未結束，對於高Γ 値化有效的{〗1 1丨的再結晶集合組織不夠充分發達，平 均r値未達1 . 2 0。 又，比較例之No. 3 4的鋼板，則是因爲退火溫度超過 本發明的範圍，而變成只有在沃斯田鐵單相域的退火’因 此在其後的冷卻過程中，對於高r値化、高BH化有效的 肥粒鐵相並未生成，平均r値未達1 .20、BH量未達 -48- 201239105 40MPa 〇 又，比較例之No.37的鋼板’從退火溫度起迄冷卻停 止溫度Tc爲止的平均冷卻速度低於本發明的範圍，因此 無法獲得所期望的麻田散鐵量，拉伸強度低於440MP a。 此外，比較例之No.40的鋼板，係因爲退火加熱時之在 7〇0〜8 00 °C溫度域時的平均昇溫速度超出本發明的範圍， 所以肥粒鐵相之{ 1 1 1 }的再結晶集合組織不夠發達，也 是平均r値未達1.2〇。 -49 - 201239105 〔sfi 備考 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 發明例 比較例 |發明例1 發明例 比較例 比較例 發明例 發明例 比較例 發明例 發明例 比較例 機械特性 ΒΗ量 (MPa) s fH in s CQ Cv3 LA 〇 ΙΛ 1〇 (Ο <D eg lO LO LO 平均Hi S LO o r*H in t-H s T"H rH 8 co fH rH i 0.92 S Q rH r-H — — S3 W芑 35.5 36.0 35.2 | 35.0 I | 30.1 I 29.8 | 30.0 I 30.6 29.5 | 30.9 ] 27.0 1 29.6 ! 30.9 ; 27.5 ： 27.8 27.3 TS (MPa) s ΙΑ 8 LA in ΙΛ CO ΙΛ ΙΛ S S 1 o i〇 00 LO 428 1 8 (Ο SS ΙΛ il § i § 鋼板組織 其他的 組織 ¢0 Ou PQ 〇. CQ PQ CU PQ CU CQ CU PQ (X pq Oh CQ Pu, PQ Ph 1 PQ fX PQ CU PQ Oh DQ ex PQ CLh Oh CQ fC 麻田散鐵 之面積率 (%) CD 卜 卜 o o 0¾ σ> Ί 00 〇 τ-Η r*H CO LO 肥粒鐵之 面積率 (%) σί 5? §8 §8 8 88 §8 °l 88 S8 CC 00 S3 鋼 記號 Q o 鋼板 Να eg ?S a CO CO 癍田&«班燄：卜•姆Ds_ :«'級嵌键：d* -50- 201239105 〔產業上的可利用性〕 本發明的高強度冷軋鋼板的用途並不限定於汽車用構 件，亦可適用於需要高強度且要求深衝拉性、供烤硬化性 的其他用途。因此，非常’適合作爲家電零件'鋼管等的 素材來使用。 -51 -

Claims (1)

1. 201239105 七、申請專利範圍： 1 .—種具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之尚強度 冷軋鋼板，其特徵爲： 其組成分，係含有C: 0.010〜0.06質量％、Si :超過 0.5質量％且1.5質量％以下、Μη : 1.0〜3.0質量％、P : 0.005 〜0.1 質量 ％、S:0_01 質量％ 以下、sohA1: 0·005 〜 0.5質量％、N: 0.01質量％以下、Nb: 0.010〜0.090質量 %、Ti: 0.015 〜0.15 質量％，且 C，Nb’ Ti，N 及 S 的含 量係符合下列（1)式及（2)式；其餘部分係由Fe及不 可避的雜質所組成，且是包含面積率爲70%以上的肥粒鐵 相與3%以上的麻田散鐵相的組織所形成的，拉伸強度爲 440MPa以上、平均r値爲1.20以上、BH量爲40MPa以 上； (Nb/93 ) / ( C/12 ) < 0.20 · · · ( 1 )式 0.005 ^ C * ^ 0.025 · · · (2)式 此處 ’ C* =C- ( 12/93) Nb- ( 12/48 ) { Ti- ( 48/14) N- ( 48/3 2 ) S}而且上述各式中的元素記號係表示各元素 的含量（質量％)。 2 ·如申請專利範圍第1項所述之具有優異的深衝拉 性及供烤硬化性之闻強度冷軋鋼板，其中，除了上述組成 分之外，又含有從Mo，Cr及V之中所選出的一種或兩種 以上，合計係〇 . 5質量％以下。 3.如申請專利範圍第1項或第2項所述之具有優異 的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板，其中，除了 -52- 201239105 上述組成分之外’又含有從Cu : 0.3質量％以下、…：〇 3 質量％以下之中所選出的一種或兩種。 4·如申請專利範圍第1項至第3項之任—項所述之 具有優異的深衝拉性及供烤硬化性之高強度冷$L鋼板，其 中，除了上述組成分之外，又含有從Sn : 〇 2質量％以下 、Sb: 0.2質量％以下之中所選出的一種或兩種。 5.如申請專利範圍第1項至第4項之任—項所述之 具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷断j鋼板，其 中，除了上述組成分之外，又含有Ta: 〇.〇〇5〜〇1質量％ ，而且C’ Nb’ Ta’ Ti’ N及S的含量是以下列（3)式 來取代上述（2 )式； 0.005 S C * $ 0.025 · . · ( 3 )式 此處，C* =C- ( 12/93) Nb- ( 12/181) Ta- ( 12/48) {Ti- (48/14) N- (48/3 2) S}，上述各式中的元素記號 係表示各元素的含量（質量％)。 6 · —種具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強@ 冷軋鋼板之製造方法，其特徵爲： 係將鋼素材的組成分中含有C : 0.0 1 0〜0.0 6質量。/。、 Si :超過〇.5質量％且1 .5質量％以下、Mn : 1 ·〇〜3.0質鼍 〇/〇、Ρ : 0.0 0 5 〜0 · 1 質量 ％、S : 0 · 0 1 質量 ％ 以下、s 〇 丨 ‘ A1 : 0.005 〜0.5 質量 ％、N: 0.01 質量％以下、Nb: 〇_〇1〇 〜 0.090 質量 ％、Ti: 0.015 〜0.15 質量 ％，且 C’ Nb’ Ti，N 及S的含量符合下列（1)式及（2)式的關係；其餘部分 係由Fe及不可避的雜質所組成的鋼素材，進行熱間輥軋 -53- 201239105 、冷間輥軋、退火以製造高強度冷軋鋼板的方法，係將前 述退火，在700〜800°C的溫度範圍以未達3艺/秒的平均 昇溫速度，進行加熱到800〜900 °C的退火溫度之後，從前 述退火溫度起迄5 00 °C以下的冷卻停止溫度Tc爲止，則 是以5 °C /秒以上的平均冷卻速度來冷卻的條件來進行的， (Nb/93 ) / ( C/12 ) < 0.20 · . . (1)式 0.005 ^ C * ^ 0.025 · . . (2)式 此處，C* =C- ( 12/93) Nb- ( 12/48) { Ti- ( 48/14) N- ( 48/32 ) S } ’上述各式中的元素記號係表示各元素的 含量（質量％ )。 7. 如申請專利範圍第6項所述之具有優異的深衝拉 性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，除 了上述組成分之外，又含有從Mo，Cr及V之中所選出的 一種或兩種以上，合計係0.5質量％以下。 8. 如申請專利範圍第6項或第7項所述之具有優異 的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法， 其中，除了上述組成分之外，又含有從Cu: 0.3質量％以 下、Ni : 0.3質量％以下之中所選出的一種或兩種。 9. 如申請專利範圍第6項至第8項之任一項所述之 具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製 造方法，其中，除了上述組成分之外，又含有從Sn : 0.2 質量％以下、S b : 0 · 2質量％以下之中所選出的一種或兩種 〇 1 〇.如申請專利範豳第6項至第9項之任一項所述之 -54- 201239105 具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製 造方法，其中，除了上述組成分之外，又含有Ta: 0.00 5 〜0.1質量％ ’而且C，Nb，Ta’ Ti，N及S的含量是以下 列（3 )式來取代上述（2 )式； 0.005 S C * $ 0.025 . · . ( 3 )式 此處，C*=C- ( 12/93 ) Nb- ( 12/18 1 ) Ta- ( 12/48) { Ti- (48/14) N- (48/32) S}，上述各式中的元素記號 係表示各元素的含量（質量％ )。 1 1 ·如申請專利範圍第6項至第1 0項之任一項所述 之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之 製造方法，其中，前述熱間輥軋的精製輥軋中的最後一次 輥軋的輥軋率係設定爲1 〇%以上，前述最後一次輥軋的前 一次輥軋的輥軋率係設定爲1 5%以上。 1 2.如申請專利範圍第6項至第1 1項之任一項所述 之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之 製造方法，其中’係在前述熱間輥乳的精製輕乳結束之後 的3秒以內，就開始進行冷卻，以4〇乞/秒以上的平均冷 卻速度來冷卻至72(TC以下的溫度域，在500〜70(TC的溫 度進行捲取之後，以5 0%以上的輥軋率實施冷間輥軋。 -55- 201239105 四 指定代表圓： (一） 本案指定代表圓為：無。 (二） 本代表圓之元件符號簡單說明： 201239105 五 本案若有化學式時，請揭示最能顯示發明特徵的化學 式：無