TW201317368A - 高強度鋼板及其製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明係以低價位來提供：具有優異的耐衝擊破裂性、低YP、高BH、高El，並且又可減少鋼帶捲內的材質變動之高強度鋼板及其製造方法。本發明的高強度鋼板的特徵為，鋼的組成分含有：以質量%計，C：超過0.015%且未達0.100%、Si：未達0.50%、Mn：超過1.0%且未達2.0%、P：0.05%以下、S：0.03%以下、sol.Al：0.01%以上0.3%以下、N：0.005%以下、Cr：未達0.35%、B：0.0010%以上0.0050%以下、Mo：未達0.15%、Ti：未達0.030%，並且符合2.1≦[Mneq]≦3.1，其餘部分是由鐵以及不可避免的雜質所組成，鋼的組織，係具有肥粒鐵與第2相，第2相的體積率是2.0～12.0%，第2相中的麻田散鐵以及殘留γ的體積率的比率是60%以上，存在於肥粒鐵的粒子內之長寬比為3.0以下且直徑為0.25～0.90μm的碳化物粒子的存在個數是10000個/mm2以下，此處，[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+3.3[%Mo]+8[%P]+150B*，B*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025，[%Mn]、[%Cr]、[%Mo]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]是分別表示Mn、Cr、Mo、P、B、Ti、sol.Al的含量，當B*≧0.0022的時候，係取B*=0.0022。

Description

高強度鋼板及其製造方法

本發明係關於在汽車、家電等製品之中，經過衝壓成型工序後才被使用的衝壓成型用高強度鋼板及其製造方法。

以往對於：引擎蓋、車門、行李箱蓋、尾門、葉子板之類的需要具備優異的耐凹陷性的汽車外裝面板而言，大都採用TS為340MPa等級的BH鋼板(烘烤硬化型鋼板，以下簡稱為340BH)。340BH係針對含C量未達0.01質量%的極低碳鋼，藉由添加Nb、Ti之類的碳氮化物形成元素來控制固熔C量，以Si、Mn、P來進行固熔強化的肥粒鐵單相鋼。近年來隨著車體輕量化的需求變得更高，原本被採用的這些340BH的外裝面板，又更針對於：製作成高強度化以減少鋼板厚度、或者雖然採用相同板厚度但卻可減少R/F(位於內側的補強零件)、還有以低溫和短時間即可進行烘烤塗裝工序的各方面加以檢討。

然而，想藉由在以往的340BH中添加入大量的Si、Mn、P以謀求高強度化的話，將會因為YP的增加而導致衝壓成型品的耐面變形性明顯地惡化。此處所稱的「面變形」係指：很容易產生在車門的門把部的外周等處之在衝壓成型面的微小皺紋、波紋狀的花紋。「面變形」將會明顯地損及汽車的外觀品質，所以適用作為外裝面板的鋼板，一方面既要提高衝壓成型品的強度，一方面又需要其在衝壓成型前的降伏應力保持在接近於現有的340BH之較低的YP。同樣地，如果素材的TS發生變動的話，衝壓成型品的回彈量也會改變，而成為發生面變形的原因。因此，想要減少面變形的話，不僅必須將YS抑制得很低，也必須減少在鋼帶捲內的TS的變動。

又，使用於這種用途的鋼板也需要有優異的凸伸成形性，被要求能夠在鋼帶捲內獲得穩定的高延性(El)。

此外，這種使用於汽車車體外板件的鋼板需要具有優異的耐腐蝕性。亦即，汽車行駛時被石頭噴擊而在鋼板上發生凹痕傷口的情況下，這個部分很容易生鏽而成為形成破洞的原因。為了抑制這種腐蝕，其所具備的耐衝擊破裂性必須是與以往的340BH同等程度，或者更優異。

基於這種技術背景，例如在專利文獻1所揭示的方法，係將組成分中含有C：0.005～0.15%、Mn：0.3～2.0%、Cr：0.023～0.8%的鋼之退火後的冷卻速度予以最佳化，主要是使其形成由肥粒鐵與麻田散鐵所成的複合組織，藉此而製得兼具有：低降伏應力(YP)、高延性(El)的合金化鍍鋅鋼板。

專利文獻2所揭示的方法，係藉由作成：以質量%計，含有C：0.005～0.04%、Mn：1.0～2.0%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al：0.01～0.1%、N：未達0.008%、Cr：0.2～1.0%，且Mn+1.29Cr係2.1～2.8，係由肥粒鐵與3.0%以上且未達10.0%的體積率的麻田散鐵所成的組織，以獲得具有優異的延性、高BH的鋼板。

又，專利文獻3所揭示的方法，係藉由將以質量%計，含有C：0.02～0.033%、Mn：1.5～2.5%、Cr：0.03～0.5%、Mo：0～0.5%的鋼中的Mn、Cr、Mo的合計量予以控制在1.8～2.5%的範圍內，以製得YP為300MPa以下且具有優異的延性(El)和凸緣延伸成形性(擴孔率λ)的鋼板。

專利文獻4所揭示的技術，係將以質量%計，含有C：0.03～0.09%、Mn：1.0～2.0%、sol.Al：0.005～0.1%、B：0.001～0.003%的鋼中的C與Mn的組成分的範圍控制成C+Mn/20≧0.12%，藉此而獲得具有優異的燒結硬化性、常溫耐時效性的高強度冷軋鋼板。

此外，專利文獻5揭示的方法，係將以重量%計，含有C≦0.05%、Mn≦0.5%、N≦0.005%、B≦0.005%的軟質冷軋鋼板中的N與B的組成分範圍控制在N-14/11B≦10(ppm)來降低細微的AlN的析出量以資減少鋼帶捲內的材質變動。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特公昭57-57945號公報

[專利文獻2]日本特開2007-211338號公報

[專利文獻3]日本特許第3613129號公報

[專利文獻4]日本特開2009-174019號公報

[專利文獻5]日本特開2001-73074號公報

然而，上述專利文獻1～4所述的鋼板與以往的340BH比較的話，係大量添加了Mn和Cr，因此係屬於：在肥粒鐵組織中適量分散著主要是由麻田散鐵所成的第2相之複合組織鋼板，其係具有下列幾種問題。

首先，專利文獻1～3所述的鋼板的大多數，在與以往的340MPa鋼(340BH)進行比較的話，耐衝擊破裂性明顯變差。例如：以含有0.6%的Cr之複合組織鋼板來製作了模擬車門的零件，將碎石頭噴吹到該鋼板表面，並且針對耐腐蝕性進行評量的結果得知：其最大蝕深度係以往的340MPa鋼(340BH)的大約兩倍。換言之，這種鋼板雖然具有優異的衝壓成型性，但是相較於以往的鋼材，蝕孔壽命降低到只有大約一半而已，因此難以應用在實際的車輛上。

又，專利文獻1～4所述的組成分的鋼的其中一部分，即使是複合組織，但是還是被認定為低BH和低El或者高YS的鋼板。換言之，必須就材質予以進一步地提昇。

另一方面，在專利文獻1～4所述的鋼之中，有一部分是添加了B的鋼，係可減少Mo和Cr之類的高價元素，而且耐衝擊破裂性和化成處理性也良好。並且也顯示出係具有較低的YS和高BH，但是卻發現其具有產生較大的材質變動之問題。例如：將以質量%計，含有C：0.025%、Mn：1.8%、Cr：0.2%、P：0.02%、sol.Al：0.06%、B：0.0025%、N：0.002%的鋼帶捲在熱軋工序中，以CT為640℃的溫度進行捲取，緊接著進行冷間輥軋後，又利用連續熔融鍍鋅處理線(CGL)來實施了770℃×40秒的退火處理後的鋼帶捲，雖然在該鋼帶捲的寬度方向上的最邊緣部的TS係有460MPa的程度，但是在鋼帶捲寬度方向上的中央部的TS則是降低到只有430MPa的程度。換言之，在鋼帶捲的寬度方向上的TS的變動係達到30MPa的程度。同樣地，在鋼帶捲的長度方向上也是產升了大約30MPa的TS的變動。又，這種鋼帶捲，對應於TS的變動，El也會在鋼帶捲內產生3%的變動，El在鋼帶捲內的穩定性明顯地變差，衝壓成型性的穩定性很不好。此外，這種鋼帶捲的TS和El對於退火溫度的依存性很大。這種現象會發生在基於提昇材質之目的而添加了B的量達到0.001%以上的鋼中。

又，雖然也嘗試將專利文獻5所述的減少材質變動的手法應用在添加了B添加的複合組織鋼板中，但是材質的變動並未有所改善。

是以，根據上述專利文獻所揭示的方法難以獲得：具有優異的耐衝擊破裂性，且具有低YP、高BH、高El，並且材質變動也很小的鋼板。

本發明係為了解決這種問題而開發完成的，其目的係在於：以低廉價格提供具有優異的耐衝擊破裂性、低YP、高BH、高El，並且減少在鋼帶捲內的材質變動之高強度鋼板及其製造方法。

本發明人等係取以往的降伏強度較低的複合組織鋼板作為對象，針對於應如何處理才能夠同時既改善耐衝擊破裂性，又能夠達成低YP、高BH、高El、減少材質變動之手法加以檢討之後，獲得以下的結論。

(I)耐衝擊破裂性係可藉由將Cr的含量控制在未達0.35%未滿、將P的含量減少到0.05%以下的作法而可獲得大幅地改善。如此一來，即可獲得與以往的340MPa鋼(340BH)同等或更高程度的特性。

(II)想要獲得低YP、高BH、高El特性的話，首先，要作成具有肥粒鐵與少量的體積率的第2相之組織，並且抑制第2相中的波來鐵和變韌鐵，增加麻田散鐵以及殘留γ的比率的作法是很重要的。為此，必須含有預定量之淬火性提昇元素也就是Mn、Mo、Cr、P、B等。而且若想要獲得更低的YP和更高的El，同時又使BH也提昇的話，必須使肥粒鐵粒和第2相均勻地粗大化，並且又使其殘存著預定量的固熔C，可以藉由減少淬火性提昇元素之中的Mn、Mo，並且積極地活用Cr、P、B的作法。但是，如果也想要同時具有耐衝擊破裂性的話，就必須避免Cr和P的過度添加，在上述元素之中，是將B的含量活用到其最大限度為宜。

(III)在活用了B的鋼中，雖然將B的含量提高到10ppm以上的話即可對於材質的提昇有所幫助，但其反面則是會導致材質變動變得很明顯。這種材質的變動是因為固熔後的B會殘留在熱軋鋼板中而產生難固熔性的碳化物之緣故，藉由抑制這種碳化物的生成的話，就可降低材質的變動。又，這種碳化物係可因應鋼中所含有的N量、Ti量、sol.Al量、B量來選擇恰當的捲取溫度的作法，予以減少。

亦即，在基於低YP、高BH化之目的而含有B量達10ppm以上的鋼中，會有極少量之在熱軋工序進行捲取時並未與N結合的固熔B存在。或者，在含有一定量的sol.Al之鋼中，在捲取後之鋼帶捲的緩慢冷卻過程中，會有AlN析出而產生固熔B。以這種方式產生固熔B的話，將會在鋼帶捲冷卻過程中與鋼中的Fe、Mn、C一起生成穩定的碳化物而將C消耗掉。而且，這種碳化物的生成量係取決於捲取溫度等的熱軋條件而有明顯的變化。這種碳化物係較之雪明碳鐵(Fe₃C)更為穩定，所以在退火結束時也會以析出物的狀態殘留下來，在鋼帶捲中之這種碳化物的生成量較多的部位，麻田散鐵的生成量將會顯著地減少。其結果可得知，在添加了B之複合組織的鋼中，鋼帶捲內的材質變動趨於顯著。這種現象，係在並未含有麻田散鐵作為強化組織之以往的軟質冷軋鋼板中，並未出現的現象。

因此，為了避免這種現象，係減少熱軋鋼板中的固熔B量，或者雖然有極少量的固熔B產生但只要抑制穩定的碳化物的生成的話即可。因而發現了一種創見，就是針對於：因應N、Ti、sol.Al、B的含量而產生的固熔B的量，只要恰當地控制捲取溫度即可。

本發明就是基於以上的創見而開發完成的，其要旨如下所述。

[1]一種高強度鋼板，其特徵為：

鋼的組成分係含有：以質量%計，C：超過0.015%且未達0.100%、Si：未達0.50%、Mn：超過1.0%且未達2.0%、P：0.05%以下、S：0.03%以下、sol.Al：0.01%以上0.3%以下、N：0.005%以下、Cr：未達0.35%、B：0.0010%以上0.0050%以下、Mo：未達0.15%、Ti：未達0.030%，並且符合2.1≦[Mneq]≦3.1，其餘部分是由鐵以及不可避免的雜質所組成，鋼的組織，係具有肥粒鐵與第2相，第2相的體積率是2.0～12.0%，第2相中的麻田散鐵以及殘留γ的體積率的比率是60%以上，存在於肥粒鐵的粒子內之長寬比為3.0以下且直徑為0.25～0.90μm的碳化物粒子的存在個數是10000個/mm²以下，

此處，

[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+3.3[%Mo]+8[%P]+150B^*，

B^*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025，

[%Mn]、[%Cr]、[%Mo]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]是分別表示Mn、Cr、Mo、P、B、Ti、sol.Al的含量，當B^*≧0.0022的時候，係取B^*=0.0022。

[2]如前述[1]所述的高強度鋼板，其中，又含有：以質量%計，Nb：未達0.030%、V：0.2%以下、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下之中的至少一種。

[3]如前述[1]或[2]所述的高強度鋼板，其中，又含有：以質量%計，Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下、Mg：0.01%以下之中的至少一種。

[4]一種高強度鋼板之製造方法，其特徵為：將具有前述[1]至[3]之任一項所述的組成分的鋼胚板在進行熱軋的工序中，將捲取溫度CT因應sol.B而控制在(1)式所示的範圍，以50～85%的冷軋率實施冷軋之後，在連續熔融鍍鋅處理線(CGL)或是在連續退火處理線(CAL)中，以740℃以上830℃以下的退火溫度，保持25秒以上來進行退火處理；

CT(℃)≦670-50000×sol.B　‧‧‧(1)式

此處，

sol.B=[%B]-{[%N]/14-[%Ti]/48×0.8-[%Al]/27×0.0005×(CT-560)}×10.8‧‧‧(A)式

在(A)式中，[%B]、[%N]、[%Ti]、[%Al]是分別表示B、N、Ti、sol.Al的含量，CT是表示捲取溫度(℃)，當CT-560≦0的時候，係取CT-560=0；但是，當sol.B≦0的時候，係將sol.B當作0來計算。

根據本發明，只要低成本即可製造出：具有優異的耐衝擊破裂性，低YP、高El和高BH，且鋼帶捲內的材質變動很小的高強度鋼板。本發明的高強度鋼板係兼具有：優異的耐腐蝕性、優異的耐面變形性、優異的凸伸成形性、優異的耐凹痕性、優異的材質穩定性，因此可達成汽車零件的高強度化、薄型化。

以下，將詳細說明本發明。又，用來表示組成分的量的%，如果未特別地限定的話，都是意指：質量%。

1)鋼的組成分 Cr：未達0.35%

Cr係具有可提昇淬火性可生成預定量的麻田散鐵之作用，藉由不必將肥粒鐵粒細微化而讓麻田散鐵呈均勻的分散之作用，即可降低YP和提昇El，所以基於材質方面的考量，是屬於添加為宜的元素，但是卻會使得耐衝擊破裂性顯著地惡化。因此，為了確保良好的耐衝擊破裂性，Cr的含量必須未達0.35%。此外，為了賦予鋼板優異的耐衝擊破裂性，Cr的含量係以未達0.30%為宜。基於將下列所示的[Mneq]予以最佳化的觀點，Cr係屬於可隨意地添加的元素，雖然並不規定其下限值(含Cr為0%)，但是基於低YP化的觀點，Cr的添加量係0.02%以上為宜，添加量為0.05%以上更佳。

[Mneq]：2.1以上3.1以下

為了確保低YP、高El、高BH，還有優異的耐時效性，至少鋼組織必須是選用具有：肥粒鐵、以及具有以麻田散鐵為主與殘留γ的第2相之複合組織。在以往的鋼中，可看到許多：YP較高的鋼板和El較低的鋼板，針對其原因加以調査的結果得知，在這些鋼板的第2相中，除了麻田散鐵與少量的殘留γ之外，也生成了波來鐵和變韌鐵。

這種波來鐵和變韌鐵很細微只有1～2μm程度，生成在麻田散鐵的旁邊，因此即使以光學顯微鏡來觀察例如：使用硝酸醇、著色腐蝕液來腐蝕後的樣品，也很難將其分辨成麻田散鐵以外的組織，想要嚴密地將其識別成麻田散鐵以外的其他組織，必須使用掃描型電子顯微鏡(SEM)以3000倍以上的倍率來進行觀察。例如：詳細地調查以往的0.03%C-1.5%Mn-0.5%Cr的鋼組織之結果，如果是以光學顯微鏡來進行觀察或者只是使用1000倍程度的倍率來以掃描型電子顯微鏡(SEM)進行觀察的話，只能夠辨識到粗大的波來鐵而已，佔第2相的體積率中的波來鐵或變韌鐵的體積率係被測定出只有10%程度而已，但若是以3000倍的掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察來進行詳細調査的話，波來鐵或變韌鐵佔第2相的體積率的比例就變成30～40%。藉由抑制這種波來鐵或變韌鐵，就可同時獲得低YP與高El。

在退火之後，從退火溫度起迄480℃附近為止的1次冷卻(例如：在連續熔融鍍鋅處理線(CGL)中之浸泡到鍍鋅槽之前的冷卻過程)、或者從480℃起迄350℃附近為止的2次冷卻(例如：在連續熔融鍍鋅處理線(CGL)中之浸泡到鍍鋅槽之後的冷卻過程、在連續退火處理線(CAL)中之到達過時效域為止的冷卻過程)中的冷卻速度為大約1～200℃/秒的連續熔融鍍鋅處理線(CGL)或連續退火處理線(CAL)的熱歷程中，為了使這種細微的波來鐵或變韌鐵充分地減少，只要將與淬火性相關的下列各元素的加權指數當量式予以控制在2.1～3.1的話即可。惟，B與Ti或Al一起複合添加的話，將會使淬火性提昇效果明顯地增加，但是添加超過預定量以上的話，淬火性的提昇效果就會趨於飽和，所以這些的效果係以下列的公式表示。

[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+3.3[%Mo]+8[%P]+150B^*

B^*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025

惟，B^*≧0.0022的時候，取B^*=0.0022。

此處，[%Mn]、[%Cr]、[%Mo]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]係分別表示Mn、Cr、Mo、P、B、Ti、sol.Al的個別含量。

當B^*為0.0022以上時，B所帶來的淬火性之提昇效果就會飽和，所以B^*就變成0.0022。

藉由將這個[Mneq]的數值控制在2.1以上，即可獲得低YP、高El、高BH。基於更近一步低YP、高El化的觀點，將[Mneq]的數值控制在2.2以上為宜，控制在2.3以上更佳。但是若[Mneq]超過3.1的話，Mn、Cr、P的添加量太多，就難以同時地確保充分低的YP、以及優異的耐衝擊破裂性。因此，乃將[Mneq]選定為3.1以下。

Mn：超過1.0%且未達2.0%

想要更進一步使YP降低，確保高El、高BH的話，即使是在同一Mn當量的鋼組成分中，還是含Mn量較少的這一方比較好。這是因為含Mn太多的話，在退火過程中的α→γ變態溫度會變低，再結晶結束之前將會有γ粒生成而會形成肥粒鐵粒與第2相有局部性的細微化之不均勻的組織，將會導致YP上昇並且El降低，以及退火後的固熔C量減少而使BH降低之緣故。基於低YP化、高El化、高BH化的觀點，乃將含Mn量選定為未達2.0%。另一方面，含Mn量太少的話，即使大量地添加其他的元素還是難以確保充分的淬火性。而且MnS係呈現細微地多數分散而導致耐腐蝕性、耐衝擊破裂性惡化。為了確保充分的淬火性以及耐腐蝕性起見，Mn必須添加至少超過1.0%。

因此，將Mn含量選定為超過1.0%且未達2.0%。基於更提昇耐腐蝕性、耐衝擊破裂性的觀點，係將Mn含量選定成1.2%以上為宜。

Mo：未達0.15%

Mo係可基於：提昇淬火性來抑制波來鐵的生成，確保所期望的強度之觀點來進行添加。然而，Mo係與Mn同樣地，可使得第2相變細微化的作用很強，使肥粒鐵粒變細微化的作用也很強。因此，Mo若過度添加的話，將使YP顯著地增加。又，當成冷軋鋼板使用時，Mo將會使得化成處理性明顯地惡化。此外，Mo是極高價的元素。因此，基於YP的降低、化成處理性的提昇、低成本化的觀點，乃將Mo的添加量限定為未達0.15%(包含0%)。基於更進一步的低YP化的觀點，限定成0.05%以下為宜，此外，亦可將Mo選定成無添加(0.02%以下)。

P：0.05%以下

P在本發明中係可當成淬火性元素來利用，可活用作為Mn、Cr、Mo的替代元素，是用來達成低YP化、高BH化、高El化的元素。換言之，P即使微量添加也具有很大的淬火性之提昇效果，此外又具有可將第2相在肥粒鐵粒界的3個重點平均地分散的效果，因此在同一Mn當量之下，活用P係可較之活用Mn，可使得YP變得更低，並且使BH變高。此外，El也變高。想要獲得這種因添加了P所導致的低YP化、高BH化、高El化的效果，P的添加量係0.015%以上為宜。

然而，P若添加超過0.05%的話，淬火性提昇效果、組織的均勻化效果、粗大化效果會趨於飽和，並且固熔強化量會變得太大而無法獲得低YP。又，鋼板基底層與鍍覆層的合金化反應顯著地變遲緩而使得耐粉碎性惡化，其結果，耐衝擊破裂性會惡化。因此，將含P量選定在0.05%以下。

B：0.0010%以上0.0050%以下

B係具有可將肥粒鐵粒、麻田散鐵粒予以均勻化、粗大化的作用，可提昇淬火性而抑制波來鐵的作用。又，B本身也有令BH增加的作用。因此，可藉由確保預定量的[Mneq]並且以B來置換Mn的作法，同時地謀求低YP化與高BH化。想要充分地獲得這種效果的話，必須添加B為0.0010%以上。然而，若添加B超過0.0050%的話，鑄造性和輥軋性將會顯著地降低。因此，乃將B選定在0.0050%以下。想要更發揮添加B所帶來的低YP化、高BH化的效果的話，B係添加0.0013%以上為佳。

C：超過0.015%且未達0.100%

C係用來確保預定量的第2相的體積率之必要元素。C含量太少的話，就無法形成第2相，會導致YP明顯增加並且導致強度與延性之間的平衡惡化。此外，也無法再獲得高BH和優異的耐時效性等。為了要獲得預定量的第2相的體積率和充分低的YP，C的含量必須超過0.015%。基於提昇耐時效性，使YP更為降低的觀點，將C的含量選定為0.02%以上為宜。另一方面，C含量若為0.100%以上的話，第2相的體積率變得太過多，YP會增加，El和BH會降低。又，焊接性也會惡化。因此，乃將C的含量選定為未達0.100%。為了要獲得更低的YP以及高El和高BH，將C含量選定為未達0.060%為宜，選定為未達0.040%更佳。

Si：未達0.50%

Si是只要微量地添加，就具有：在熱間輥軋時可延緩鏽皮的生成而改善表面品質的效果、在鍍鋅槽或合金化處理中適度地延緩鋼板基底層與鋅之間的合金化反應之效果、可使得鋼板的細微組織更均勻化、粗大化而導致低YR化、高El化的效果等，因此可基於這種觀點來添加。然而，若添加Si為0.50%以上的話，在熔融鍍鋅鋼板身上將會產生例如：鏽皮花紋、局部未受到鍍覆的現象，在冷軋鋼板身上將會產生鏽皮花紋而難以應用作為外裝面板。此外，會導致化成處理性惡化，YP上昇。因此，乃將Si含量選定為未達0.50%。基於更為提昇表面品質，降低YP的觀點，Si含量係選定為未達0.30%為宜。Si係屬於可隨意添加的元素，雖然並未規定其下限值(包含Si為0%)，但是基於上述觀點，Si的添加量係選定為0.01%以上為宜，0.02%以上更佳。

S：0.03%以下

S係適量地含有的話，就具有：可提昇鋼板之一次鏽皮的剝離性，提昇冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板的外觀品質的作用，因此可含有S。然而，S的含量多的話，在鋼中析出的MnS會太多而導致鋼板的伸展性、凸緣延伸成形性降低。又，將鋼胚進行熱間輥軋時，會降低熱間延性，容易使其產生表面缺陷。此外，會降低耐腐蝕性。因此，乃將S含量選定為0.03%以下。基於提昇凸緣延伸成形性、耐腐蝕性的觀點，將S含量選定在0.02%以下為宜，0.01%以下更佳。

sol.Al：0.01%以上0.3%以下

Al係基於：將N固定以促進B的淬火性提昇效果之目的、提昇耐時效性之目的、減少介在物以提昇表面品質之目的來添加的。基於提昇：B的淬火性提昇效果和耐時效性的觀點，將sol.Al的含量選定為0.01%以上。為了更發揮這種效果，係將sol.Al的含量選定為0.015%以上為宜，0.04%以上更佳。另一方面，如果sol.Al的含量超過0.3%的話，用來提昇使固熔B殘留的效果和提昇耐時效性的效果都已趨於飽和，只會導致成本上揚而已。此外，又會使鑄造性惡化而導致表面品質惡化。因此，乃將sol.Al選定為0.3%以下。基於確保優異的表面品質的觀點，係將sol.Al的含量選定為未達0.2%為宜。

N：0.005%以下

N係在鋼中用來形成BN、AlN、TiN等的氮化物的元素，其缺點是會因為形成BN而抵消了B所帶來的材質提昇效果。此外，會形成細微的AlN而降低晶粒成長性，導致YP的上昇。N的含量若超過0.005%的話，YP將會上昇，並且導致耐時效性惡化，不足以適用作為外裝面板，所以乃將N的含量選定為0.005%以下。基於減輕AlN的析出量可以更進一步降低YP的觀點，N的含量係0.004%以下為宜。

Ti：未達0.030%

Ti係具有：將N固定而提昇B的淬火性之效果、提昇耐時效性的效果和提昇鑄造性的效果，是為了輔助性地獲得這種效果而可隨意添加的元素。但是，其含量太多的話，在鋼中會形成TiC、Ti(C、N)之類的細微的析出物因而導致YP明顯地上昇，並且在退火後的冷卻過程中將會產生TiC導致BH減少，因此如果想要添加Ti的話，Ti的含量必須控制在適正的範圍。Ti的含量若為0.030%以上的話，YP會顯著增加。因此，乃將Ti的含量限定為未達0.030%。Ti係屬於可隨意添加的元素，雖然並未規定其下限(包含Ti為0%)，但是為了使其發揮因為TiN的析出而將N予以固定所帶來的B的淬火性之提昇效果，係將Ti的含量選定為0.002%以上為宜，為了抑制TiC的析出以獲得低YP，係將Ti的含量限定為未達0.010%為宜。

其餘部分雖然是鐵以及不可避免的雜質，但是亦可又含有下列的元素達到預定量。

下列的V、Nb、W以及Zr中的至少1種：

V：0.2%以下

V係可基於高強度化的觀點來添加。基於強度上昇的觀點，係添加成0.002%以上為宜，添加成0.01%以上更佳。然而，若添加超過0.2%的話，將會導致成本明顯增加，因此V的添加量係0.2%以下為宜。

Nb：未達0.030%

Nb係具有：可將組織予以細粒化，並且使NbC、Nb(C、N)析出而將鋼板強化的作用，因此，可基於高強度化的觀點來添加。又，具有：使熱間輥軋時的再結晶延緩的效果、以及延緩其後續的變態的效果也是很大，所以只要添加微量的Nb就可改善集合組織，而具有可降低在輥軋直角方向上的r值，提昇在45度方向上的r值之效果。因此，藉由添加Nb為0.002～0.015%的話，即可使得Δr、YP的面內異方向性變小。係基於上述的觀點來添加Nb為0.002%以上為宜，0.005%以上更佳。然而，若添加成0.030%以上的話，YP將會明顯地上昇，所以Nb的添加量以未達0.030%為宜。

W：0.15%以下

W係可活用作為淬火性元素、析出強化元素。係基於上述的觀點來添加W為0.002%以上為宜，0.005%以上更佳。然而，其添加量過多的話，將會導致YP的上昇，因此係將W添加成0.15%以下為宜。

Zr：0.1%以下

Zr也是同樣地可活用作為淬火性元素、析出強化元素。係基於上述的觀點來添加Zr為0.002%以上為宜，0.005%以上更佳。然而，其添加量過多的話，將會導致YP的上昇，因此係將Zr添加成0.1%以下為宜。

下列的Sn、Sb、Cu、Ni、Ca、Ce、La以及Mg中的至少1種：

Sn：0.2%以下

Sn係基於：可抑制鋼板表面的氮化、氧化、或因為氧化而生成於鋼板表層的數十微米領域的脫碳、脫B的觀點來添加為宜。藉此，可改善耐疲勞特性、耐時效性、表面品質等。基於：抑制氮化、氧化的觀點，係添加Sn為0.002%以上為宜，0.005%以上更佳，但是若超過0.2%的話，將會導致YP的上昇、靭性的惡化，所以含Sn量係0.2%以下為宜。

Sb：0.2%以下

Sb也是與Sn同樣地，係基於：可抑制鋼板表面的氮化、氧化、或因為氧化而生成於鋼板表層的數十微米領域的脫碳、脫B的觀點來添加為宜。藉由抑制這種氮化、氧化，而在鋼板表層中防止麻田散鐵的生成量的減少，防止因B的減少所導致的淬火性變差，可改善耐疲勞特性和耐時效性。又，可提昇熔融鍍鋅時的濕潤性，進而可提昇鍍鋅的外觀品質。基於：抑制氮化和氧化的觀點，係添加Sb為0.002%以上為宜，0.005%以上更佳，但是若超過0.2%的話，將會導致YP的上昇、靱性的惡化，因此含Sb量係0.2%以下為宜。

Cu：0.5%以下

Cu係可稍微提昇耐衝擊破裂性，因此係基於：提昇耐衝擊破裂性的觀點來添加為宜。此外，Cu係屬於將廢料當作原料活用時混入的元素，因此藉由許Cu的混入，可以將回收資材當作原料資材來活用，可以削減製造成本。基於：提昇耐衝擊破裂性提昇的觀點，Cu的添加量係0.01%以上為宜，0.03%以上更佳。然而，其含有量過多的話，將成為表面缺陷的原因，所以Cu含量係0.5%以下為宜。

Ni：0.5%以下

Ni也是具有提昇耐衝擊破裂性的作用之元素。又，Ni係具有：可減少因含有Cu時所容易產生的表面缺陷的發生率的作用。因此，基於：既可提昇耐腐蝕性又可改善表面品質的觀點，Ni的添加量係0.01%以上為宜，0.02%以上更佳。但是，Ni的添加量過多的話，在加熱爐內的鏽皮的生成變得不均勻，將成為表面缺陷的原因，並且會明顯地使成本增加。因此，Ni係限定為0.5%以下。

Ca：0.01%以下

Ca係具有：可將鋼中的S當成CaS予以固定下來，使得腐蝕生成物的pH值增加，提昇耐衝擊破裂性的作用。而且也具有：可抑制因為CaS的生成而可使得凸緣延伸成形性變差的MnS的產生，因而提昇凸緣延伸成形性的作用。基於這種觀點來添加Ca為0.0005%以上為宜。然而，Ca很容易在熔鋼中當成氧化物浮上而分離，很難在鋼中多量地殘存下來。因此，將Ca的含量限定為0.01%以下。

Ce：0.01%以下

Ce也是基於：可將鋼中的S予以固定下來，可提昇凸緣延伸成形性以及耐衝擊破裂性之目的來添加的。基於上述觀點來添加Ce為0.0005%以上為宜。但是，因為是高價的元素，多量添加的話會導致成本上揚。因此，Ce係添加在0.01%以下為宜。

La：0.01%以下

La也是基於：可將鋼中的S予以固定下來，可提昇凸緣延伸成形性以及耐衝擊破裂性之目的來添加的。基於上述觀點來添加La為0.0005%以上為宜。但是，因為是高價的元素，多量添加的話會導致成本上揚。因此，La係添加在0.01%以下為宜。

Mg：0.01%以下

Mg係可基於：可令氧化物細微分散，使得組織均勻化的觀點來添加的。基於上述觀點來添加Mg為0.0005%以上為宜。然而，其含有量過多的話，表面品質會惡化，因此Mg係添加在0.01%以下為宜。

2)組織

本發明的鋼板組織，主要係肥粒鐵、麻田散鐵、殘留γ、波來鐵、變韌鐵之外，其他則是含有微量的碳化物。首先將說明這些組織形態的測定方法。

第2相的體積率的測定方法，是將鋼板的L斷面(與輥軋方向平行的垂直斷面)進行研磨後，以硝酸醇進行腐蝕，在鋼板的1/4厚度位置利用掃描型電子顯微鏡(SEM)以3000倍的倍率進行8個視野的觀察，將所攝影的組織照片進行圖像解析，以測定出第2相的面積率，藉此而求出第2相的體積率。亦即，本發明的鋼板在輥軋方向、輥軋直角方向的組織形態的差值很小，無論是在哪一個方向上進行測定後的第2相的面積率都顯示出近乎同一數值，因此，乃將在L斷面上所測定的第2相的面積率當作第2相的體積率。

在組織照片上，稍微黑色反差的區域是肥粒鐵。如果碳化物係呈層板狀或點列狀生成的話，就將這個區域當作波來鐵或變韌鐵，具有白色反差的粒子則是麻田散鐵或殘留γ，分別計算出其面積率。惟，根據以穿透型電子顯微鏡(TEM)觀察的結果，將白色反差的粒子中之分散在肥粒鐵粒內的直徑0.90μm以下的粒子，判斷為後述的碳化物粒子，將其從麻田散鐵或殘留γ的體積率中去掉。第2相的體積率就是這些組織的總量，麻田散鐵以及殘留γ的體積率係取白色反差的區域的面積率的總量。又，依據掃描型電子顯微鏡(SEM)的照片很難分辨麻田散鐵與殘留γ，此處雖然是以兩個相的合計面積率來制定作為組織，但是從X線的解析結果可確認出麻田散鐵與殘留γ的體積率之中，麻田散鐵約佔60%、殘留γ約佔40%。

此外，在連續退火過程中，通過連續退火處理線(CAL)的過時效範圍時，大約在350℃以下，麻田散鐵生成之後，被長時間保持在該溫度範圍，因此，有時候其所生成的麻田散鐵只有稍微被回火處理一點點而以。這種只被稍微回火處理一點點的麻田散鐵，在此處係被當成麻田散鐵。此外，被回火後的麻田散鐵與變韌鐵的識別方法如下所述。亦即，回火麻田散鐵內的碳化物與分散在變韌鐵內的碳化物相較之下，係非常地細微，所以藉由測定分散於各個麻田散鐵粒、變韌鐵粒的內部的碳化物的平均粒子徑，就可以辨別被回火後的麻田散鐵與變韌鐵。此處，粒內的碳化物的平均粒子徑為0.15μm以下的話，視為回火麻田散鐵，超過0.15μm的話，就視為變韌鐵。

根據穿透型電子顯微鏡(TEM)的觀察結果可知，分散在肥粒鐵粒內之直徑0.5μm前後的球狀或橢圓狀粒子是Fe、Mn、C、B系的碳化物，而這個析出物(晶析物)正是讓B添加鋼產生材質變動的原因，因此，就將SEM照片上之分布在肥粒鐵粒內的長寬比3.0以下之平均粒子直徑為0.25～0.90μm的粒子，當成Fe、Mn、C、B系的碳化物來測定其個數。在SEM照片上呈橢圓形的粒子的話，就測定其長軸a以及與長軸呈直角方向上的單軸b，以(a×b)^0.5作為其相應的粒子徑。

第2相的體積率：2.0～12.0%

為了獲得低YP，必須將第2相的體積率限定在2.0%以上。然而，第2相的體積率若超過12.0%的話，YP會上昇，並且EL和BH會惡化。因此，第2相的體積率是取2.0～12.0%的範圍。為了獲得更低的YP與更高的BH，第2相的體積率是10.0%以下為宜，8.0%以下更佳，6.0%以下更加良好。

麻田散鐵及殘留γ之體積率相對於第2相所佔的體積率的比率：60%以上

為了充分地抑制第2相中的波來鐵及變韌鐵以資同時確保低YP與高El，麻田散鐵及殘留γ的體積率之相對於第2相所佔體積率的比率必須為60%以上。

存在於肥粒鐵粒內之長寬比為3.0以下且直徑0.25～0.90μm的碳化物粒子的存在個數：10000個/mm²以下在鋼組成分以及熱軋時的捲取溫度、退火溫度、保持時間並未被適正化(最佳化)的鋼板中，在鋼帶捲的寬度方向上、長度方向上會產生顯著的材質變動。在這種部位，係在肥粒鐵粒內，分散著長寬比約3.0以下且直徑0.25μm以上0.90μm以下的球狀或橢圓狀的碳化物，係超過10000個/mm²。藉由將這種碳化物的分散個數減少到10000個/mm²以下的話，即可將鋼帶捲內的材質變動幾乎解決。因此，乃將存在於肥粒鐵粒內之長寬比為3.0以下且直徑0.25～0.90μm的碳化物粒子的存在個數限定在10000個/mm²以下。此外，在本發明鋼中，雖然並未規定平均肥粒鐵.粒徑和第2相的平均直徑，但是，平均肥粒鐵粒徑是在7～12μm的範圍，第2相的平均直徑是在0.8～1.3μm的範圍。

這種組織形態係可藉由將Mn、Cr、P、B、sol.Al、Ti、N等的組成分範圍予以適正化，並且將熱軋時的CT、在CAL和CGL時的退火溫度與保持時間予以適正化而獲得。

3)製造條件

本發明的鋼板係以如上所述的方式，係將具有上述所限定的組成分的鋼胚，在熱間輥軋工序中，因應B、sol.Al、Ti、N的含量來將捲取溫度CT控制在適正的範圍，緊接著以50～85%的冷間輥軋率進行冷間輥軋之後，在連續熔融鍍鋅處理線(CGL)或連續退火處理線(CAL)中，進行以740℃以上830℃以下的退火溫度來保持25秒以上的退火處理之方法而可以製造出來。

熱間輥軋：

想要對於鋼胚進行熱間輥軋的話，係可採用：將鋼胚加熱後進行輥軋的方法、在連續鑄造後，不必將鋼胚加熱就直接進行輥軋的方法、在連續鑄造後，將鋼胚施以短時間的加熱處理之後，進行輥軋的方法等。熱間輥軋，例如：鋼胚加熱溫度是1100～1300℃、最終精製輥軋溫度是將Ar₃變態點～Ar₃變態點+150℃即可。基於：降低r值的面內異方向性的觀點、提昇BH的觀點，熱軋後的平均冷卻速度係選定為20℃/秒以上為宜。

在含B為0.0010%以上的B添加鋼中，為了降低鋼帶捲內的材質變動，必須因應B、sol.Al、Ti、N的含量來將捲取溫度控制在適正的範圍。針對於各元素與適正的CT的關係進行調査之結果，如下所述。

首先熔製了如表1所示之含B、sol.Al、Ti、N量不同的5種鋼。對於所製得的鋼胚實施熱間輥軋，獲得3.2mm厚度的熱軋鋼帶捲。此時，鋼胚加熱溫度是1220℃、最終精製輥軋溫度是850℃。輥軋後隨即進行急速冷卻至690℃，然後在鋼帶輸送平台上實施層流冷卻，在500～675℃的範圍進行捲取。將所獲得的熱軋板進行酸洗，進一部實施冷間輥軋直到0.70mm厚度為止，接下來，在CGL進行780℃×40秒的退火處理。在冷卻途中，浸泡在鍍鋅槽內進行鍍鋅處理，接下來，實施合金化處理之後，進行冷卻至室溫之後，實施了伸長率為0.4%的調質輥軋。從所製得的鋼帶捲採取出與輥軋方向平行的JIS 5號拉伸試驗片，針對鋼帶捲寬度方向上的機械特性加以調査。此外，以先前所述的方法針對金屬組織加以調査。

[表1]

第1圖係顯示針對於改變各種CT後的各組成分鋼的鋼帶捲寬度方向上的TS的變動之有無進行調査的結果。此處，sol.B係根據(A)式計算出來的數值，係推定在熱軋板中的固熔狀態的B含量的值。

sol.B=[%B]-{[%N]/14-[%Ti]/48×0.8-[%Al]/27×0.0005×(CT-560)}×10.8‧‧‧(A)

[%B]、[%N]、[%Ti]、[%Al]係分別表示B、N、Ti、sol.Al的含量，CT係表示捲取溫度(℃)。CT-560≦0時，取CT-560為0，當sol.B≦0時，取sol.B為0。

換言之，固熔B量係被認為是：相對於N的量，過量地添加了B的時候才會生成的，因此當添加了Ti、Al的時候，也必須考慮到相對於N的量之這些的析出量。Ti係在鋼胚加熱時，會有添加量的80%以TiN的形態析出，其餘部分則是以TiC的形態析出。Al係當CT超過560℃時就會析出，其析出量係隨著CT的增加而增加。考慮到這種舉動之後，從所含有的N量減去以TiN、AlN的形態析出的N量而求出其餘部分的N量，從所添加的B量減去這個其餘部分的N量之後，就變成(A)式。

第1圖係將以這種方式從(A)式獲得的sol.B、CT與鋼帶捲寬度方向上的材質變動之有無的關係予以標示下來的圖。此外，寬度方向上的TS係從與輥軋方向平行的方向採取JIS 5號拉伸試驗片，實施拉伸試驗來進行評量。關於試驗片之在鋼帶捲長度方向上的採取位置，係選在鋼帶捲長度的中央位置，關於寬度方向上的採取位置，從是試驗片的中心線剛好落在從鋼帶捲寬度方向上的邊緣起算18mm內側的位置，開始採取，並且順序地往寬度方向上，以30mm～600mm的間隔進行採取，以謀求能夠充分地確認出強度的變化。將以這種方式所獲得的在寬度方向上的TS的最大值與最小值的差值未達20MPa的鋼帶捲，標示「○」的符號，將差值為20MPa以上的鋼帶捲，標示「●」的符號。標示「●」的符號之鋼帶捲，係在鋼帶捲的寬度方向上以及長手方向上產生顯著的材質變動。又，在圖中，也一併將(1)式所表示的CT與根據sol.B的關係式所獲得的境界線標示出來。

CT(℃)≦670-50000×sol.B　…(1)式

惟，sol.B≦0時，係將sol.B當作0來計算。

從第1圖可看出：因應於從(A)式所推定的sol.B，係有TS呈穩定的CT範圍之存在，其適正範圍係隨著sol.B的增加而愈趨於低溫化。並且可得知：其境界係從(1)式可獲得，針對於各種組成分的鋼，以這個(1)式的CT以下的低溫來進行捲取的話，即使是在B添加鋼中還是可以抑制其材質變動。因此，將CT限定在以(1)式表示的範圍。

第2圖係顯示：針對於鋼1，當CT選定為620℃、530℃時之寬度方向上的TS的變化。可以得知：即使是同一種鋼組成分的鋼，如果CT沒有被適正化的話，還是會產生明顯的材質變動。在此處，係可以確認出：在寬度方向上產生20MPa以上的強度變動的鋼帶捲身上，長寬比為3.0以下且直徑0.25～0.90μm的碳化物粒子係超過10000個/mm²。

為了製得：外板用之具有美觀的鍍鋅表面品質，鋼胚加熱溫度係限定在1250℃以下，為了除去生成在鋼板表面的1次、2次鏽皮，充分地進行除鏽處理，將粗輥軋結束溫度選定在1080℃以下、將最終精製輥軋溫度選定在900℃以下為宜。例如：在Cr含量為0.40%以上的以往鋼材中，鋼胚加熱時的1次鏽皮在輥軋後很容易殘存下來，而成為在CAL、CGL的退火處理後之使外觀品質惡化的主要原因，若將Cr含量減少到未達0.35%，並且將鋼胚加熱溫度選定在1250℃以下，而且利用高壓噴槍充分地進行去除鏽皮，將粗輥軋結束溫度選定在1080℃以下、將最終精製輥軋輥軋溫度控制在900℃以下，如此一來，就可以製得作為汽車外裝面板所須具備的美麗的外觀品質。

冷間輥軋：

進行冷間輥軋時，只要將輥軋率設定在50～85%即可。基於提昇r值以謀求提昇深衝壓成形性的觀點，係將輥軋率選定在65～73%為宜，基於降低r值、YP的面內異方向性的觀點，係將輥軋率選定在70～85%為宜。

退火：

對於冷間輥軋後的鋼板，係在CGL或CAL又實施退火處理以及因應必要而實施的熔融鍍鋅處理、或在熔融鍍鋅處理後又實施合金化處理。退火溫度係選定在740℃以上830℃以下。未達740℃的話，碳化物的固熔不充分，無法穩定地確保第2相的體積率。超過830℃的話，容易生成波來鐵、變韌鐵，無法獲得充分低的YP。基於讓碳化物固熔的觀點，均熱時的保持時間係選定為25秒以上為宜，更好是40秒以上，基於確保生產性的觀點，係選定為300秒以下為宜。

均熱後，從退火溫度起迄480℃為止的溫度範圍，只要以2～200℃/秒的冷卻速度來進行冷卻即可，基於低YP化的觀點，將冷卻速度選定為3～50℃/秒為佳。

然後，在CGL中係浸泡在鍍鋅槽內進行鍍鋅，亦可視需要而進一步在470～650℃的溫度範圍保持40秒以內，以實施合金化處理。基於低YP化的觀點，鍍鋅處理後或者若實施了合金化處理的話，係在合金化處理之後至100℃以下為止的溫度範圍內以5～200℃/秒的平均冷卻速度來進行冷卻，這種做法係可抑制變韌鐵的生成，因此是合宜的。

在CAL中，從480℃起迄室溫為止，係以2～200℃/秒的平均冷卻速度來進行冷卻，若是具有過時效範圍的加熱爐的情況下，在370℃以下之前，係以5～200℃/秒的平均冷卻速度來進行冷卻，然後在100℃以下之前，只要以0.1～200℃/秒的平均冷卻速度來進行冷卻即可。

對於所製得的鍍鋅鋼板或冷軋鋼板，亦可基於：調整表面粗度、可使板形狀平坦化之類的衝壓成型性穩定化的觀點，實施輕度調質輥軋。這種情況下，基於低YP、高El化的觀點，係將輕度調質輥軋的伸長率設定在0.1～0.6%為宜。

[實施例]

先熔製出表2所示的鋼編號A～U的鋼之後，進行連續鑄造而製作成230mm厚度的鋼胚。

[表2]

將這個鋼胚加熱到1180～1250℃之後，藉由在820～900℃範圍的最終精製輥軋溫度進行熱間輥軋。然後，以15～35℃/秒的平均冷卻速度來進行冷卻，在450～670℃的溫度範圍進行捲取。所製得的熱軋鋼板係以70～77%的輥軋率實施冷間輥軋，因而製成板厚度為0.8mm的冷軋鋼板。

將所製得的冷軋鋼板，以表3所示的方式，在CGL或CAL中，以退火溫度AT來進行了退火。此時，以在740℃以上的溫度域的保持時間為15～150秒的方式來進行退火，退火溫度AT起迄480℃為止的平均冷卻速度係以10℃/秒來進行冷卻。然後，在CGL中，浸泡在鍍鋅槽進行鍍鋅，進而實施了合金化處理之後，或者在鍍鋅後並未實施合金化處理的鋼板，係在鍍鋅後，從鍍鋅槽的液溫起迄100℃為止的平均冷卻速度係為25℃/秒的方式，進行冷卻至100℃以下為止。鍍鋅處理係在液溫為460℃之含有Al為0.13%的鍍鋅液內進行的，合金化處理則是浸泡在鍍鋅液之後，以15℃/秒的平均加熱速度進行加熱到480～540℃，以鍍鋅膜中的Fe含量變成9.5～11.5%的範圍之方式，保持10～25秒。鍍鋅的附著量是每一單側為45g/m²，在鋼板的両側面都附著上鍍鋅膜。在CAL中，從480℃起迄370℃為止的溫度範圍係以平均冷卻速度10℃/秒的方式來進行冷卻，然後，在過時效範圍中，以平均冷卻速度1℃/秒的方式來進行冷卻到100℃為止，然後，至室溫為止係以平均冷卻速度10℃/秒的方式來進行冷卻。對於所製得的熔融鍍鋅鋼板以及冷軋鋼板實施了0.4%的伸長率的調質輥軋，並且採取了樣品。

針對於所取得的樣品，以先前說明過的方法來調查：第2相的體積率、第2相中所佔有的麻田散鐵以及殘留γ的體積率的比率(第2相中的麻田散鐵以及殘留γ的比率)、存在於肥粒鐵粒內之長寬比為3.0以下且直徑為0.25～0.90μm的碳化物粒子的存在個數(粒內碳化物密度)。又，利用掃描型電子顯微鏡的觀察，將鋼組織的種別加以分離。此外，從與輥軋方向成直角的方向採取JIS 5號試驗片來實施拉伸試驗(依據JIS Z2241的規定)，評量其YP(降伏強度)、TS(拉伸強度)、YR(降伏比)、El(全伸長)。又，在鋼帶捲的寬度方向上，係與輥軋方向呈平行地採取出JIS 5號拉伸試驗片，來進行調査在鋼帶捲的寬度方向上的TS的變化量(ΔTS)。

又，針對與上述相同的試驗片(JIS 5號拉伸試驗片)求出BH，也就是相對於賦予2%的預先變形時的應力，將試驗片以170℃實施20分鐘的熱處理之後的YP的增加量。

此外，對於各鋼板的耐衝擊破裂性進行評量。亦即，對於所製得的鋼板實施化成處理、靜電塗裝之後，依據日本工業規格JIS-A5001 S-13(6號)的規定，將500g的碎石以噴射壓力為490kPa(5kgf/cm²)的條件噴擊到鋼板，然後，利用JASO-CCT腐蝕循環試驗來進行腐蝕試驗。靜電塗裝膜厚度係20μm。針對於熔融鍍鋅鋼板(以CGL來製造的)，係就經過90次循環後的腐蝕樣品，針對於冷軋鋼板(以CAL來製造的)，係就經過30次循環後的腐蝕樣品，先將腐蝕生成物除去之後，再從預先測定好的板厚度來求出板厚度減少量的最大值，當作最大腐蝕深度。

將結果顯示於表3。

[表3]

本發明例的鋼板，與以往的Cr含量未被適正化的鋼比較之下，腐蝕減量明顯地減少，而且與含B量較少的鋼、含Mn當量較低的鋼、大量添加了Mn的鋼、添加了Mo的鋼進行比較之下，雖然是同一TS等級的鋼，但是卻具有低YP，也就是，既具有低YR又具有高El和高BH。

亦即，以往的添加了大量的Cr的鋼O、P的腐蝕減量(最大腐蝕深度)明顯地很大，係達到0.59～0.75mm。這種鋼使用在實際零件上時的蝕孔壽命也會降低30～50%，因此難以作為外裝面板使用。相對於此，本發明鋼的最大腐蝕減量係0.29～0.38mm，係大幅地減少。此外，雖然並未標示在表中，但是針對於以往的340BH也一併地評量了耐腐蝕性的結果，腐蝕減量係0.36mm。此外，這種鋼(以往的340BH)的化學組成分，以質量%計，含有C：0.002%、Si：0.01%、Mn：0.4%、P：0.05%、S：0.008%、Cr：0.04%、sol.Al：0.06%、Nb：0.01%、N：0.0018%、B：0.0008%。因此，可得知本發明鋼係具有與以往的鋼(340BH)近乎同等程度的耐衝擊破裂性。其中，尤其是Cr含量未達0.30%的組成分的鋼、複合地添加了Ce、Ca、La或Cu、Ni的鋼，耐衝擊破裂性更為良好。

即使是在以這種方式將Cr含量予以減少的鋼中，如果又進一步地控制其含Mn當量、Mn、B的添加量、捲取溫度、退火溫度、均熱(保持)時間之後的鋼的話，係可抑制波來鐵、變韌鐵的生成，並且可減少肥粒鐵粒內的碳化物的生成，可抑制鋼帶捲內的材質變動。換言之，在鋼A～L之中，CT屬於(1)式的數值以下的條件，且退火溫度和均熱保持時間落在預定範圍內的鋼，若與同一TS等級的比較鋼進行比較的話，係具有：低YP、高BH、高El、小ΔTS。

[產業上的可利用性]

根據本發明，只要低成本即可製造出：具有優異的耐衝擊破裂性，低YP、高El和高BH，且鋼帶捲內的材質變動很小的高強度鋼板。本發明的高強度鋼板係兼具有：優異的耐衝擊破裂性、優異的耐面變形性、優異的凸伸成形性、優異的材質穩定性，因此可達成汽車零件的高強度化、薄型化。

第1圖係顯示sol.B、CT與在寬度方向上的TS變動的關係。

第2圖係顯示CT不同的鋼板之在鋼帶捲寬度方向上的TS的變化。

Claims (4)

1. 一種高強度鋼板，其特徵為：鋼的組成分係含有：以質量%計，C：超過0.015%且未達0.100%、Si：未達0.50%、Mn：超過1.0%且未達2.0%、P：0.05%以下、S：0.03%以下、sol.Al：0.01%以上0.3%以下、N：0.005%以下、Cr：未達0.35%、B：0.0010%以上0.0050%以下、Mo：未達0.15%、Ti：未達0.030%，並且符合2.1≦[Mneq]≦3.1，其餘部分是由鐵以及不可避免的雜質所組成，鋼的組織，係具有肥粒鐵與第2相，第2相的體積率是2.0～12.0%，第2相中的麻田散鐵以及殘留γ的體積率的比率是60%以上，存在於肥粒鐵的粒子內之長寬比為3.0以下且直徑為0.25～0.90μm的碳化物粒子的存在個數是10000個/mm²以下，此處，[Mneq]=[%Mn]+1.3[%Cr]+3.3[%Mo]+8[%P]+150B^*，B^*=[%B]+[%Ti]/48×10.8×0.9+[%Al]/27×10.8×0.025，[%Mn]、[%Cr]、[%Mo]、[%P]、[%B]、[%Ti]、[%Al]是分別表示Mn、Cr、Mo、P、B、Ti、sol.Al的含量，當B^*≧0.0022的時候，係取B^*=0.0022。
2. 如申請專利範圍第1項所述之高強度鋼板，其中，又含有：以質量%計，Nb：未達0.030%、V：0.2%以下、W：0.15%以下、Zr：0.1%以下之中的至少一種。
3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之高強度鋼板，其中，又含有：以質量%計，Sn：0.2%以下、Sb：0.2%以下、Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Ca：0.01%以下、Ce：0.01%以下、La：0.01%以下、Mg：0.01%以下之中的至少一種。
4. 一種高強度鋼板之製造方法，其特徵為：將具有申請專利範圍第1項至第3項之任一項所述的組成分的鋼胚板在進行熱軋的工序中，將捲取溫度CT因應sol.B而控制在(1)式所示的範圍，以50～85%的冷軋率實施冷軋之後，在連續熔融鍍鋅處理線(CGL)或是在連續退火處理線(CAL)中，以740℃以上830℃以下的退火溫度，保持25秒以上來進行退火處理；CT(℃)≦670-50000×sol.B　…　(1)式此處，sol.B=[%B]-{[%N]/14-[%Ti]/48×0.8-[%Al]/27×0.0005×(CT-560)}×10.8…(A)式在(A)式中，[%B]、[%N]、[%Ti]、[%Al]是分別表示B、N、Ti、sol.Al的含量，CT是表示捲取溫度(℃)，當CT-560≦0的時候，係取CT-560=0；但是，當sol.B≦0的時候，係將sol.B當作0來計算。