TW201807214A - 鋼板及鍍敷鋼板 - Google Patents

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Abstract

鋼板具有特定化學組成，且以面積率計具有肥粒鐵：5~60%，且變靭鐵：40~95%所示之組織。在將被方位差為15°以上之晶界包圍，且圓等效直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率以面積率計為20~100%。圓等效直徑為10nm以下之Ti(C,N)及Nb(C,N)的析出物密度為1010 個/mm3以上。且，自表面起深度為20μm之硬度(Hvs)與板厚中心之硬度(Hvc)的比(Hvs/Hvc)在0.85以上。

Description

鋼板及鍍敷鋼板
本發明是有關一種鋼板及鍍敷鋼板。
近年，以提升汽車油耗為目的之各種構件的輕量化不斷受到要求。對於此要求，Al合金等輕金屬因而被限定應用於特殊用途上。因此，為了以更低廉的價格達成各種構件之輕量化，並使其可應用於更廣泛的範圍，會要求鋼板之高強度化所帶來的薄化。
鋼板一旦高強度化，一般來說，成形性(加工性)等材料特性就會劣化。所以，對於高強度鋼板之開發，不使材料特性劣化又可謀求高強度化即為其重要課題。
例如，藉由剪切或衝孔加工進行沖裁或開孔後，會施行以延伸凸緣加工或衝緣加工為主體之壓製成形，而會尋求良好之延伸凸緣性。
又，為了提高汽車在衝撞時之衝撞能量吸收能力，提高鋼材之降伏應力是很有效的。其原因在於以較少的變形量即可有效率地吸收能量之故。
又，另一方面，即便使鋼板高強度化，若疲勞特性大幅劣化，則仍無法作為汽車用鋼板來使用。
更進一步地，使用於輪軸構件之鋼板等容易曝露於雨水等，若其薄化，則因腐蝕導致厚度減少的情況將成為很大的問題，故亦要求耐蝕性。
對於上述良好之延伸凸緣性的課題，例如專利文獻1中揭示可提供一種藉由限制TiC之尺寸而延展性、延伸凸緣性及材質均一性優異的鋼板。又，專利文獻2中揭示可提供一種藉由規定氧化物種類、尺寸及個數密度而延伸凸緣性及疲勞特性優異的鋼板。並且，專利文獻3中揭示可提供一種藉由規定肥粒鐵相之面積率及其與第二相之硬度差，而強度參差小且延展性及擴孔性優異的鋼板。
然而，若為上述專利文獻1所揭示之技術，則必須在鋼板組織中確保95%以上之肥粒鐵相。因此，即便在設為480MPa級(TS為480MPa以上)時也必須含有0.08%以上的Ti，以確保充分強度。然而，對於具有95%以上之軟質肥粒鐵相的鋼，當藉由TiC之析出強化來確保480MPa以上的強度時，會有延展性降低的問題。又，若為專利文獻2所揭示之技術，則必須添加La或Ce等稀有金屬。因此，專利文獻2所揭示之技術皆有合金元素之限制的課題。
又，如上述，近年對於汽車構件越來越要求應用高強度鋼板。在冷壓高強度鋼板而成形時，變得容易於成形中由延伸凸緣成形部位之邊緣發生龜裂。這是因在下料加工時被導入衝孔端面之應變使得只有邊緣部之加工硬化進展而造成。以往，是使用擴孔試驗來作為延伸凸緣性之試驗評估方法。然而，擴孔試驗中幾乎未分布圓周方向之應變就發生破裂，但在實際之零件加工中會存在應變分布，因此會有破裂部周邊之應變或應力梯度對破裂極限所造成的影響存在。因此，如果是高強度鋼板，即便其在擴孔試驗中顯示了充分的延伸凸緣性，在進行冷壓時，仍會有因應變分布而導致龜裂產生的情況。
專利文獻1、2中揭示有僅規定以光學顯微鏡觀察之組織，藉以提升擴孔性。但，即使是在考慮到應變分布的情況下，能否確保充分之延伸凸緣性仍不明確。
提高降伏應力之方法有譬如以下方法：(1)使加工硬化、(2)作成為以差排密度高之低溫變態相(變韌鐵、麻田散鐵)為主體之微觀組織、(3)添加固熔強化元素、(4)進行析出強化。(1)及(2)之方法由於差排密度會增加，因此加工性會大幅劣化。(3)之進行固熔強化的方法，因其強化量之絕對值有其極限，要使降伏應力上升至可謂為充分之程度是有困難的。因此，為了獲得高加工性且有效率地使降伏應力上升，以添加Nb、Ti、Mo、V等元素，並進行其等之合金碳氮化物的析出強化，藉此達成高降伏應力為宜。
由上述觀點來看，雖然利用了微合金元素之析出強化的高強度鋼板逐漸地實用化，但在利用了該析出強化之高強度鋼板中，必須解決上述之疲勞特性及防鏽的問題。
關於疲勞特性，在利用了析出強化之高強度鋼板中，有因鋼板表層之軟化導致疲勞強度變差的現象存在。在熱軋延中與軋輥直接接觸之鋼板表面，藉由與鋼板接觸之輥的排熱效果，僅鋼板表面溫度降低。當鋼板之最表層低於Ar3 點，會產生微觀組織及析出物之粗大化，導致鋼板最表層軟化。這就是疲勞強度劣化的主要原因。一般來說，鋼板最表層越硬化則鋼材之疲勞強度會越提升。因此，現狀是在利用了析出強化之高張力鋼板中，難以獲得高疲勞強度。原本，鋼板之高強度化的目的就是在於車體重量之輕量化，因此即便已使鋼板強度上升，如果疲勞強度降低，仍然無法減少板厚。由此觀點來看，疲勞強度比宜為0.45以上，且在高強度熱軋鋼板中，均衡地將拉伸強度及疲勞強度保持於高數值較為理想。再者，所謂疲勞強度比，是將鋼板之疲勞強度除以拉伸強度的值。一般說來，隨著拉伸強度的上升，疲勞強度會有上升的傾向，但在更高強度之材料中，疲勞強度比會降低。因此，即使使用拉伸強度高之鋼板，也會有疲勞強度不上升，而無法實現以高強度化為目的之車體重量輕量化的情況。 先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：國際公開第2013/161090號 專利文獻2：日本專利特開2005-256115號公報 專利文獻3：日本專利特開2011-140671號公報
發明概要 發明欲解決之課題 本發明之目的在於提供一種高強度，且在嚴苛之延伸凸緣性以及疲勞特性與延伸性優異的鋼板及鍍敷鋼板。 用以解決課題之手段
根據以往之知識見解，高強度鋼板中之延伸凸緣性(擴孔性)的改善，如專利文獻1~3所示，是藉由控制夾雜物、組織均質化、單一組織化及/或減低組織間之硬度差等來進行。換言之，以往是藉由控制以光學顯微鏡觀察之組織，來謀求延伸凸緣性之改善。
然而，僅控制以光學顯微鏡觀察的組織，要使有應變分布存在時之延伸凸緣性提升仍然很困難。於是，本發明人等著眼於各結晶粒之粒內的方位差，而進行了精闢討論。其結果發現，藉由將結晶粒內之方位差為5~14°的結晶粒之佔總結晶粒的比率控制在20~100%，可以使延伸凸緣性大幅提升。
並且，本發明人等發現只要圓等效直徑為10nm以下之Ti(C,N)及Nb(C,N)的合計析出物密度為1010 個/mm3 以上，且自表面起深度為20μm之硬度(Hvs)與板厚中心之硬度(Hvc)的比(Hvs/Hvc)在0.85以上，就可獲得優異疲勞特性。
本發明是依據上述有關結晶粒內之方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒之比率的新知識見解、以及有關硬度比的新知識見解，由本發明人等反覆進行精闢研討而完成者。
本發明主旨如下。
(1) 一種鋼板，其特徵在於 具有以下所示化學組成： 以質量%計， C：0.008~0.150%、 Si：0.01~1.70%、 Mn：0.60~2.50%、 Al：0.010~0.60%、 Ti：0~0.200%、 Nb：0~0.200%、 Ti＋Nb：0.015~0.200%、 Cr：0~1.0%、 B：0~0.10%、 Mo：0~1.0%、 Cu：0~2.0%、 Ni：0~2.0%、 Mg：0~0.05%、 REM：0~0.05%、 Ca：0~0.05%、 Zr：0~0.05%、 P：0.05%以下、 S：0.0200%以下、 N：0.0060%以下，且 剩餘部分：Fe及不純物；並且，具有以下所示組織： 以面積率計， 肥粒鐵：5~60%，且 變靭鐵：40~95%； 將被方位差為15°以上之晶界包圍，且圓等效直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率以面積率計為20~100%； 圓等效直徑為10nm以下之Ti(C,N)及Nb(C,N)的析出物密度為1010 個/mm3 以上；且， 自表面起深度為20μm之硬度(Hvs)與板厚中心之硬度(Hvc)的比(Hvs/Hvc)在0.85以上。
(2) 如(1)所記載之鋼板，其平均差排密度為1×1014 m-2 以下。
(3) 如(1)或(2)所記載之鋼板，其拉伸強度為480MPa以上； 前述拉伸強度與降伏強度之比為0.80以上； 前述拉伸強度與鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的積為19500mm・MPa以上；且， 疲勞強度比為0.45以上。
(4) 如(1)~(3)之任一項所記載之鋼板，其中 前述化學成分以質量%計含有選自於由 Cr：0.05~1.0%、及 B：0.0005~0.10%所構成中群組的1種以上。
(5) 如(1)~(4)之任一項所記載之鋼板，其中 前述化學成分以質量%計含有選自於由 Mo：0.01~1.0%、 Cu：0.01~2.0%、及 Ni：0.01%~2.0%所構成中群組的1種以上。
(6) 如(1)~(5)之任一項所記載之鋼板，其中 前述化學成分以質量%計含有選自於由 Ca：0.0001~0.05%、Mg：0.0001~0.05%、Zr：0.0001~0.05%、及REM：0.0001~0.05%所構成群組中的1種以上。
(7) 一種鍍敷鋼板，其特徵在於在如(1)~(6)之任一項所記載之鋼板表面形成有鍍層。
(8) 如(7)所記載之鍍敷鋼板，其中前述鍍層為熔融鍍鋅層。
(9) 如(7)所記載之鍍敷鋼板，其中前述鍍層為合金化熔融鍍鋅層。 發明效果
根據本發明可提供一種高強度，並可應用於要求嚴苛延展性及延伸凸緣性的構件，且疲勞特性優異的鋼板及鍍敷鋼板。藉此，即可實現衝撞特性優異之鋼板。
用以實施發明之形態 以下說明本發明之實施形態。
「化學組成」 首先，就本發明實施形態之鋼板的化學組成進行說明。以下說明中，鋼板所含各元素的含量單位即「%」，只要無特別說明則意指「質量%」。本實施形態之鋼板具有以下所示之化學組成：C：0.008~0.150%、Si：0.01~1.70%、Mn：0.60~2.50%、Al：0.010~0.60%、Ti：0~0.200%、Nb：0~0.200%、Ti＋Nb：0.015~0.200%、Cr：0~1.0%、B：0~0.10%、Mo：0~1.0%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mg：0~0.05%、稀土類金屬(rare earth metal：REM)：0~0.05%、Ca：0~0.05%、Zr：0~0.05%、P：0.05%以下、S：0.0200%以下、N：0.0060%以下，且剩餘部分：Fe及不純物。不純物可例示如：礦石或廢料等原材料中所含有者、及在製造步驟中所含有者。
「C：0.008~0.150%」 C會與Nb、Ti等結合而在鋼板中形成析出物，且藉由析出強化而有助於提升鋼之強度。若C含量低於0.008%，便無法充分獲得該效果。因此，要將C含量設在0.008%以上。C含量宜設為0.010%以上，設為0.018%以上更佳。另一方面，若C含量超過0.150%，則變韌鐵中之方位分散容易變大，而使得粒內方位差為5~14°的結晶粒比率不足。又，若C含量超過0.150%，對延伸凸緣性有害之雪明碳鐵會增加，導致延伸凸緣性劣化。因此，要將C含量設在0.150%以下。且，C含量宜設為0.100%以下，設為0.090%以下更佳。
「Si：0.01~1.70%」 Si是作為熔鋼之脫氧劑而發揮功能。若Si含量低於0.01%，便無法充分獲得該效果。因此，要將Si含量設在0.01%以上。Si含量宜設為0.02%以上，設為0.03%以上更佳。另一方面，若Si含量超過1.70%，延伸凸緣性會劣化，或者會產生表面瑕疵。又，若Si含量超過1.70%，則變態點會過度上升，而必須提高軋延溫度。此時，熱軋延中之再結晶明顯受到促進，粒內方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。又，若Si含量超過1.70%，當鋼板表面形成有鍍層時容易產生表面瑕疵。因此，要將Si含量設在1.70%以下。且，Si含量宜在1.60%以下，較佳為1.50%以下，更佳為1.40%以下。
「Mn：0.60~2.50%」 Mn是藉由固熔強化、或藉由提升鋼之淬火性，而有助於提升鋼之強度。若Mn含量低於0.60%，則無法充分獲得該效果。因此，要將Mn含量設在0.60%以上。Mn含量宜設為0.70%以上，設為0.80%以上更佳。另一方面，若Mn含量超過2.50%，淬火性會變得過剩，變韌鐵中之方位分散的程度會變大。其結果，粒內方位差為5~14°的結晶粒比率會不足，而延伸凸緣性劣化。因此，要將Mn含量設在2.50%以下。且，Mn含量宜設為2.30%以下，設為2.10%以下更佳。
「Al：0.010~0.60%」 Al作為熔鋼之脫氧劑是很有效的。若Al含量低於0.010%，便無法充分獲得該效果。因此，要將Al含量設在0.010%以上。Al含量宜設為0.020%以上，設為0.030%以上更佳。另一方面，若Al含量超過0.60%，則熔接性或韌性等會劣化。因此，要將Al含量設在0.60%以下。且，Al含量宜設為0.50%以下，設為0.40%以下更佳。
「Ti：0~0.200%、Nb：0~0.200%、Ti＋Nb：0.015~0.200%」 Ti及Nb是作為碳化物(TiC、NbC)而微細地析出於鋼中，並藉由析出強化而提升鋼之強度。又，Ti及Nb會藉由形成碳化物而固定C，以抑制對延伸凸緣性有害之雪明碳鐵生成。亦即，為了在退火中析出TiC並強化，Ti及Nb是很重要的。詳細內容將於後說明，但在此也說明本實施形態之Ti及Nb的活用方法。製造步驟中，在熱軋階段(由熱軋延到捲取為止的階段)，由於需要令部分之Ti及Nb為固熔狀態，因此要將熱軋延中之捲取溫度設為不易產生Ti析出物或Nb析出物的620℃以下。並且，藉由在退火前施行表面光軋而導入差排是很重要的。接著，在退火階段，Ti(C,N)或Nb(C,N)會微細地析出於所導入之差排上。特別是在差排密度變高之鋼板表層附近，其效果(Ti(C,N)或Nb(C,N)之微細析出)更為顯著。利用該效果即可令Hvs/Hvc≧0.85，而可達成高疲勞特性。又，藉由Ti及Nb之析出強化，可令拉伸強度與降伏強度之比(降伏比)為0.80以上。若Ti及Nb之合計含量低於0.015%時，便無法充分獲得該等效果。因此，要將Ti及Nb之合計含量設在0.015%以上。且，Ti及Nb之合計含量宜設為0.020%以上。若Ti及Nb之合計含量低於0.015%，則加工性會劣化，且在軋延中破損的頻率會變高。又，Ti含量宜在0.025%以上，較佳為0.035%以上，更佳為0.025%以上。且，Nb含量宜在0.025%以上，在0.035%以上更佳。另一方面，若Ti及Nb之合計含量超過0.200%，粒內方位差5~14°的結晶粒比率會不足，延伸凸緣性會大幅劣化。因此，要將Ti及Nb之合計含量設在0.200%以下。且，宜令Ti及Nb之合計含量在0.150%以下。
「P：0.05%以下」 P為不純物。由於P會使韌性、延展性及熔接性等劣化，因此P含量越低越好。若P含量超過0.05%，延伸凸緣性會明顯劣化。因此，要將P含量設在0.05%以下。且，P含量宜設為0.03%以下，設為0.02%以下更佳。P含量之下限並無特別規定，但過度之減低在製造成本的觀點上並不理想。因此，也可將P含量設在0.005%以上。
「S：0.0200%以下」 S為不純物。S不僅會引起熱軋延時之破損，還會形成使延伸凸緣性劣化之A系夾雜物。因此，S含量越低越好。當S含量超過0.0200%時，延伸凸緣性會明顯劣化。故，要將S含量設在0.0200%以下。且，S含量宜設為0.0150%以下，設為0.0060%以下更佳。S含量之下限並無特別規定，但過度之減低在製造成本的觀點上並不理想。因此，也可將S含量設在0.0010%以上。
「N：0.0060%以下」 N為不純物。N會較C優先與Ti及Nb形成析出物，並使對C之固定有效的Ti及Nb減少。因此，N含量越低越好。當N含量超過0.0060%時，延伸凸緣性會明顯劣化。因此，要將Ｎ含量設在0.0060%以下。且，N含量宜設在0.0050%以下。N含量之下限並無特別規定，但過度之減低在製造成本的觀點上並不理想。因此，也可將N含量設在0.0010%以上。
Cr、B、Mo、Cu、Ni、Mg、REM、Ca及Zr並非必要元素，且是亦能以預定量為限度適當含有於鋼板中之任意元素。
「Cr：0~1.0%」 Cr有助於提升鋼之強度。雖然不含Cr仍可達成所期望之目的，但為了充分獲得該效果，宜將Cr含量設在0.05%以上。另一方面，當Cr含量超過1.0%時，上述效果會飽和而經濟效益降低。因此，要將Cr含量設在1.0%以下。
「B：0~0.10%」 B會提高淬火性，並增加硬質相即低溫變態生成相的組織分率。雖然不含B仍可達成所期望之目的，但為了充分獲得該效果，宜將B含量設在0.0005%以上。另一方面，當B含量超過0.10%時，上述效果會飽和而經濟效益降低。因此，要將B含量設在0.10%以下。
「Mo：0~1.0%」 Mo會提升淬火性並具有形成碳化物而提高強度的效果。雖然不含Mo仍可達成所期望之目的，但為了充分獲得該效果，宜將Mo含量設在0.01%以上。另一方面，當Mo含量超過1.0%時，會有延展性及熔接性降低的情況。因此，要將Mo含量設在1.0%以下。
「Cu：0~2.0%」 Cu會提升鋼板強度，並提升耐蝕性及鏽皮之剝離性。雖然不含Cu仍可達成所期望之目的，但為了充分獲得該效果，宜將Cu含量設為0.01%以上，設為0.04%以上更佳。另一方面，當Cu含量超過2.0%時，會有產生表面瑕疵的情況。因此，要將Cu含量設為2.0%以下，設為1.0%以下更佳。
「Ni：0~2.0%」 Ni會提升鋼板強度，並提升韌性。雖然不含Ni仍可達成所期望之目的，但為了充分獲得該效果，宜將Ni含量設為0.01%以上。另一方面，當Ni含量超過2.0%時，延展性會降低。因此，要將Ni含量設在2.0%以下。
「Mg：0~0.05%、REM：0~0.05%、Ca：0~0.05%、Zr：0~0.05%」 Ca、Mg、Zr及REM皆會控制硫化物或氧化物的形狀而提升韌性。雖然不含Ca、Mg、Zr及REM仍能達成所期望之目的，但為了充分獲得該效果，選自於由Ca、Mg、Zr及REM所構成群組中的1種以上之含量宜設在0.0001%以上，設在0.0005%以上更佳。另一方面，若Ca、Mg、Zr及REM任一者之含量超過0.05%，則延伸凸緣性會劣化。因此，Ca、Mg、Zr及REM的含量皆要設在0.05%以下。
「金屬組織」 接下來，說明本發明實施形態的鋼板之組織(金屬組織)。以下說明中，各組織之比率(面積率)單位即「%」，只要無特別說明則意指「面積%」。本實施形態之鋼板具有以下所示組織：肥粒鐵：5~60%、及變韌鐵：40~95%。
「肥粒鐵：5~60%」 若肥粒鐵之面積率小於5%，鋼板之延展性會劣化，而難以確保一般汽車用構件等所要求之特性。因此，要將肥粒鐵之面積率設為5%以上。另一方面，若肥粒鐵之面積率超過60%，延伸凸緣性便會劣化，而難以獲得充分強度。因此，要將肥粒鐵之面積率設定在60%以下。肥粒鐵之面積率宜設為小於50%，較佳為小於40%，更佳為小於30%。
「變韌鐵：40~95%」 若變韌鐵之面積率為40%以上，則可期待析出強化所造成之強度的增加。亦即，如後所述，本實施形態之鋼板的製造方法是將熱軋鋼板的捲取溫度設為630℃以下，以在鋼板中確保固熔Ti或固熔Nb，但該溫度十分接近變韌鐵變態溫度。因此，鋼板之微觀組織中含有較多變韌鐵，且與變態同時被導入之變態差排會增加退火時之TiC或NbC的成核部位，因此可謀求更大之析出強化。雖然其面積率會隨著熱軋延中之冷卻歷程而大幅變化，但可視所需之材質特性來調整變韌鐵的面積率。變韌鐵之面積率宜設為超過50%，藉此不僅析出強化所造成之強度增加會更加變大，還可減少使壓製成形性變差之雪明碳鐵，以維持良好的壓製成形性。變韌鐵之面積率較佳是設為超過60%，設為超過70%更佳。而，變韌鐵之面積率要設為95%以下，且以設為80%以下為佳。
本實施形態之鋼板的組織，亦可含有肥粒鐵及變韌鐵以外之金屬組織來作為剩餘部分之組織。肥粒鐵及變韌鐵以外之金屬組織，可列舉例如：麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵等。然而，若剩餘部分之組織分率(面積率)大，則會有延伸凸緣性劣化的疑慮。因此，剩餘部分之組織宜設為以面積率計合計在10%以下。換言之，組織中的肥粒鐵及變韌鐵之合計，以面積率計宜在90%以上。且，肥粒鐵及變韌鐵之合計，更佳為以面積率計為100%。
本實施形態之鋼板的製造方法中，在熱軋階段(由熱軋延到捲取為止的階段)會先令鋼板中之Ti及Nb的一部分為固熔狀態，再利用熱軋後之表面光軋將應變導入至表層。然後，在退火階段中，以所導入之應變作為成核部位，使Ti(C,N)或Nb(C,N)析出於表層。藉由以上進行疲勞特性之改善。因此，在Ti及Nb之析出不易進展的630℃以下結束熱軋延是很重要的。亦即，以630℃以下之溫度捲取熱軋材是很重要的。藉由捲取熱軋材而得之鋼板的組織(熱軋階段的組織)中，變韌鐵的分率在上述範圍內亦可為任意。尤其在欲提高製品(高強度鋼板、熔融鍍敷鋼板、合金化熔融鍍敷鋼板)之延伸性時，在熱軋延中先提高肥粒鐵之分率是很有效的。
熱軋階段之鋼板的組織由於包含變韌鐵及麻田散鐵，因此具有高差排密度。然而，因為退火中變韌鐵及麻田散鐵會回火，因此差排密度會降低。一旦退火時間不充分，差排密度就會維持在高的狀態，而延伸性低。因此，退火後之鋼板的平均差排密度宜為1×1014 m-2 以下。在滿足後述式(4)、(5)的條件下進行退火時，會析出Ti(C,N)或Nb(C,N)，且差排密度會逐漸減少。亦即，在Ti(C,N)或Nb(C,N)之析出充分進展的狀態下，鋼板的平均差排密度會減少。通常，差排密度的減少會導致鋼材之降伏應力降低。然而，本實施形態中，由於差排密度減少且析出Ti(C,N)或Nb(C,N)，因此可獲得高降伏應力。本實施形態中，差排密度之測定方法是依據CAMP-ISIJ Vol.17 (2004) p396所記載之「利用X射線繞射之差排密度的評估方法」而進行，並由(110)、(211)及(220)之半值寬來算出平均差排密度。
微觀組織具有上述之特徵，藉此即可達成已利用習知技術進行析出強化的鋼板所無法達成之高降伏比及高疲勞強度比。亦即，鋼板表層附近之微觀組織與板厚中心部之微觀組織不同，即使是以肥粒鐵為主體且呈粗大之組織，鋼板表層附近之硬度仍會因退火中之Ti(C,N)或Nb(C,N)的析出，而達到不遜於鋼板中心部的硬度。其結果，可抑制疲勞龜裂的發生，並使疲勞強度比上升。
各組織之比率(面積率)，可藉由以下方法求得。首先，以硝太蝕劑蝕刻由鋼板採取之試樣。蝕刻後使用光學顯微鏡在板厚之1/4深度的位置上，對在300μm×300μm視野中所得的組織照片進行圖像解析。藉由該圖像解析，即可獲得肥粒鐵之面積率、波來鐵之面積率、以及變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率。接著，使用經以LePera液腐蝕的試樣，並使用光學顯微鏡在板厚之1/4深度的位置上，對在300μm×300μm視野中所得的組織照片進行圖像解析。藉由該圖像解析，即可獲得殘留沃斯田鐵及麻田散鐵的合計面積率。更進一步地，使用由軋延面法線方向起表面切削至板厚之1/4深度為止的試樣，並利用X射線繞射測定求出殘留沃斯田鐵之體積率。由於殘留沃斯田鐵之體積率與面積率同等，故將其作為殘留沃斯田鐵之面積率。然後，藉由從殘留沃斯田鐵及麻田散鐵的合計面積率減去殘留沃斯田鐵的面積率，以獲得麻田散鐵的面積率，並且從變韌鐵及麻田散鐵的合計面積率減去麻田散鐵的面積率，以獲得變韌鐵的面積率。如此一來，便可獲得肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵個別的面積率。
「析出物密度」 為了獲得優異降伏比(降伏強度與拉伸強度的比)，相較於麻田散鐵等硬質相所造成之變態強化，因變韌鐵之回火而析出的Ti(C,N)或Nb(C,N)等所造成之析出強化會變得非常重要。本實施形態中，是將對析出強化有效之圓等效直徑為10nm以下的Ti(C,N)及Nb(C,N)之合計析出物密度設為1010 個/mm3 以上。藉此可實現0.80以上之降伏比。於此，作為(長徑×短徑)之平方根而求出之圓等效直徑超過10nm的析出物，並不會對本發明中所獲得之特性產生影響。然而，析出物尺寸越微細，越能夠有效獲得Ti(C,N)及Nb(C,N)所造成之析出強化，藉此而有能夠減低所含有之合金元素量之可能性。因此，會規定圓等效直徑為10nm以下之Ti(C,N)及Nb(C,N)的合計析出物密度。析出物之觀察，是以穿透型電子顯微鏡觀察依據日本專利特開2004-317203號公報所記載之方法製作的複膜(replica)試樣來進行。以5000倍~100000倍之倍率設定視野，並由3個視野以上計數10nm以下之Ti(C ,N)及Nb(C,N)的個數。接著，由電解前後之重量變化求出電解重量，並由比重7.8 ton/m3 將重量換算為體積。然後，將所計數之個數除以體積，藉此算出合計析出物密度。
「硬度分布」 本發明人等為了改善疲勞特性、延伸性及衝撞特性，發現到在活用了微合金元素所造成之析出強化的高強度鋼板中，藉由將鋼板表層之硬度與鋼板中心部之硬度的比設為0.85以上，即可改善疲勞特性。此處，所謂鋼板表層之硬度是指在鋼板截面中由表面起往內部深度為20μm之位置的硬度，並以Hvs表示之。又，所謂鋼板中心部之硬度是指在鋼板截面之由鋼板表面起板厚之1/4內側的位置之硬度，並以Hvc表示之。本發明人等發現若其等之比Hvs/Hvc低於0.85，疲勞特性會劣化，另一方面，若Hvs/Hvc為0.85以上，則可改善疲勞特性。因此，要將Hvs/Hvc設為0.85以上。
本實施形態之鋼板中，在將被方位差為15°以上之晶界包圍，且圓等效直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率以面積率計為20~100%。粒內方位差是使用多用於結晶方位解析之電子背向散射繞射圖樣解析(electron back scattering diffraction：EBSD)法而求得。粒內方位差是在組織中以方位差為15°以上之邊界為晶界，並將該晶界所圍繞之區域定義為結晶粒時的值。
為了要獲得強度及加工性之均衡優異的鋼板，粒內方位差為5~14°的結晶粒是很有效的。藉由增加粒內方位差為5~14°之結晶粒的比率，即可維持所欲之鋼板強度，並可提升延伸凸緣性。當粒內方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率以面積率計為20%以上時，可獲得所欲之鋼板強度與延伸凸緣性。由於粒內方位差為5~14°之結晶粒的比率高亦無妨，因此其上限為100%。
如後述，若控制精整軋延之後段3段的累積應變，在肥粒鐵或變韌鐵之粒內便會產生結晶方位差。吾等認為其原因如下。藉由控制累積應變，沃斯田鐵中之差排會增加，在沃斯田鐵粒內以高密度形成差排壁，而形成幾個晶胞區塊。這些晶胞區塊具有不同結晶方位。如上述，從高差排密度且含有不同結晶方位之晶胞區塊的沃斯田鐵進行變態，藉此肥粒鐵或變韌鐵即使在相同粒內，仍會有結晶方位差且差排密度亦會變高。因此，粒內之結晶方位差與該結晶粒所含之差排密度是相關的。一般來說，粒內之差排密度增加會帶來強度的提升，但另一方面也會使加工性降低。然而，粒內方位差控制在5~14°的結晶粒可不使加工性降低卻仍可提升強度。因此，本實施形態之鋼板中，要將粒內方位差為5~14°的結晶粒比率設為20%以上。粒內方位差低於5°的結晶粒，加工性優異但難以高強度化。而，粒內方位差超過14°的結晶粒在結晶粒內變形能力不同，因此對延伸凸緣性之提升並無助益。
粒內方位差為5~14°的結晶粒比率可用以下方法測定。首先，針對由鋼板表面起板厚t之1/4深度位置(1/4t部)的軋延方向垂直截面，以0.2μm之測定間隔將軋延方向上200μm、軋延面法線方向上100μm的區域進行EBSD解析，以獲得結晶方位資訊。於此，EBSD解析是使用以熱場發射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)及EBSD檢測器(TSL製HIKARI檢測器)構成之裝置，並以200~300點/秒鐘的解析速度來實施。接著，對於所獲得之結晶方位資訊，將方位差為15°以上且圓等效直徑在0.3μm以上之區域定義為結晶粒，並計算結晶粒之粒內平均方位差，以求出粒內方位差為5~14°的結晶粒比率。上述所定義之結晶粒或粒內平均方位差可使用附屬於EBSD解析裝置之軟體「OIM Analysis(註冊商標)」算出。
本實施形態中所謂「粒內方位差」是表示結晶粒內之方位分散，即「Grain Orientation Spread(GOS)」。如同「利用EBSD法及X射線繞射法所進行之不鏽鋼的塑性變形之錯向解析」─木村英彥等著，日本機械學會論文集(A編)，71卷，712號，2005年，p.1722-1728所記載，粒內方位差的值是以同一結晶粒內作為基準之結晶方位與所有測定點間之錯向的平均值之方式而求出。本實施形態中，作為基準的結晶方位是將同一結晶粒內之所有測定點平均化的方位。而，GOS的值可利用附屬於EBSD解析裝置之軟體「OIM Analysis(註冊商標)Version 7.0.1」算出。
本實施形態之鋼板中，在肥粒鐵或變韌鐵等光學顯微鏡組織中觀察到之各組織面積率與粒內方位差為5~14°之結晶粒比率，並無直接關係。換言之，例如，即使有具有相同之肥粒鐵面積率及變韌鐵面積率的鋼板，粒內方位差為5~14°之結晶粒比率也未必相同。因此，若僅控制肥粒鐵面積率及變韌鐵面積率，並無法獲得相當於本實施形態之鋼板的特性。
本實施形態中，延伸凸緣性是以使用有鞍型成形品之鞍型延伸凸緣試驗法進行評估。圖1A及圖1B是顯示本實施形態之鞍型延伸凸緣試驗法所使用之鞍型成形品的圖，圖1A為立體圖，圖1B為平面圖。鞍型延伸凸緣試驗法，具體而言，是將模擬了由如圖1A及圖1B所示之直線部及圓弧部所構成之延伸凸緣形狀的鞍型成形品1壓製加工，並使用此時之臨界成形高度來評估延伸凸緣性。本實施形態之鞍型延伸凸緣試驗法中，是使用令角隅部2之曲率半徑R為50~60mm且令角隅部2之開口角θ為120°之鞍型成形品1，來測定在將角隅部2衝孔時之餘隙設為11%時的臨界成形高度H(mm)。於此，所謂餘隙，是表示衝孔模和衝頭的間隙與試驗片之厚度的比。由於餘隙實際上是藉由衝孔工具與板厚的組合而決定，因此所謂11%意指滿足10.5~11.5%的範圍。臨界成形高度H之判定是在成形後以目視觀察有無具有板厚之1/3以上長度之裂痕存在，並令其為無裂痕存在之臨界的成形高度。
以往，作為對應延伸凸緣成形性之試驗法而使用的擴孔試驗，幾乎未分布圓周方向之應變就發生破裂。因此，與實際之延伸凸緣成形時之破裂部周邊的應變或應力梯度不同。又，擴孔試驗是在板厚貫通之破裂發生之時間點的評價等，因此並非反映出原本之延伸凸緣成形的評價。另一方面，本實施形態所使用之鞍型延伸凸緣試驗可評估考慮到應變分布之延伸凸緣性，因此可進行反映出原本之延伸凸緣成形的評價。
根據本實施形態之鋼板，可獲得480MPa以上的拉伸強度。亦即，可獲得優異拉伸強度。拉伸強度之上限並無特別限定。但在本實施形態之成分範圍中，實質拉伸強度上限為1180MPa左右。拉伸強度可藉由製作JIS-Z2201所記載之5號試驗片，並依照JIS-Z2241所記載之試驗方法進行拉伸試驗而測定。
根據本實施形態之鋼板，可獲得380MPa以上的降伏強度。亦即，可獲得優異降伏強度。降伏強度之上限並無特別限定。但在本實施形態之成分範圍中，實質降伏強度上限為900MPa左右。降伏強度亦可藉由製作JIS-Z2201所記載之5號試驗片，並依照JIS-Z2241所記載之試驗方法進行拉伸試驗而測定。
根據本實施形態之鋼板，可獲得0.80以上之降伏比(拉伸強度與降伏強度的比)。亦即，可獲得優異降伏比。降伏比之上限並無特別限定。但在本實施形態之成分範圍中，實質降伏比上限為0.96左右。
根據本實施形態之鋼板，可獲得19500mm・MPa以上的拉伸強度與鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的積。亦即，可獲得優異延伸凸緣性。該積之上限並無特別限定。但在本實施形態之成分範圍中，實質之該積的上限為25000mm・MPa左右。
本實施形態之鋼板表面亦可形成有鍍層。亦即，作為本發明之其他實施形態可舉例鍍敷鋼板。鍍層是例如：電鍍層、熔融鍍層或合金化熔融鍍層。熔融鍍層及合金化熔融鍍層可列舉例如由鋅及鋁之至少任一者所構成之層。具體而言，可舉例：熔融鍍鋅層、合金化熔融鍍鋅層、熔融鍍鋁層、合金化熔融鍍鋁層、熔融Zn-Al鍍層以及合金化熔融Zn-Al鍍層等。特別是，由鍍敷之容易程度及防蝕性的觀點來看，以熔融鍍鋅層及合金化熔融鍍鋅層較佳。
熔融鍍敷鋼板或合金化熔融鍍敷鋼板，是藉由對於前述本實施形態之鋼板施行熔融鍍敷或合金化熔融鍍敷而製造。於此，所謂合金化熔融鍍敷，是指施行熔融鍍敷而在表面形成熔融鍍層，接著，施行合金化處理以將熔融鍍層作成合金化熔融鍍層。熔融鍍敷鋼板或合金化熔融鍍敷鋼板因具有本實施形態之鋼板，且在表面設置有熔融鍍層或合金化熔融鍍層，故可達成本實施形態之鋼板的作用效果，且可達成優異防鏽性。而，施行鍍敷前亦可將Ni等附於表面作為預鍍。
本發明實施形態之鍍敷鋼板，由於在鋼板表面形成有鍍層，故具有優異防鏽性。因此，經使用例如本實施形態之鍍敷鋼板而使汽車之構件薄化的情況下，可防止因構件腐蝕而導致汽車之使用壽命縮短。
接下來，說明本發明實施形態之鋼板的製造方法。在此方法中會依序進行熱軋延、第1冷卻、第2冷卻、第1表面光軋、退火及第2表面光軋。
「熱軋延」 熱軋延包含粗軋延及精整軋延。熱軋延中會將具有上述化學成分的鋼胚(鋼片)加熱，並進行粗軋延。鋼胚加熱溫度是設為下述式(1)所示之SRTmin℃以上且1260℃以下。 SRTmin=[7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273)＋10000/{4.29-log([Nb]×[C]) }-273)]/2・・・(1) 此處，式(1)中之[Ti]、[Nb]、[C]是表示以質量%計之Ti、Nb及C的含量。
若鋼胚加熱溫度低於SRTmin℃，Ti及/或Nb便無法充分熔體化。若在鋼胚加熱時Ti及/或Nb未熔體化，則難以使Ti及/或Nb微細析出為碳化物(TiC、NbC)，而難以藉由析出強化來提升鋼之強度。又，若鋼胚加熱溫度低於SRTmin℃，便會難以形成碳化物(TiC、NbC)來固定C，而難以抑制生成對衝緣性有害之雪明碳鐵。又，若鋼胚加熱溫度低於SRTmin℃，粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會容易不足。因此，要將鋼胚加熱溫度設為SRTmin℃以上。另一方面，若鋼胚加熱溫度超過1260℃，會因剝落(scale off)而導致產率降低。因此，要將鋼胚加熱溫度設為1260℃以下。
利用精整軋延，可製得熱軋鋼板。為了令粒內方位差為5~14°的結晶粒比率在20%以上，在令精整軋延中後段3段(最終3道次)之累積應變為0.5~0.6後，再進行後述冷卻。這是由於以下所示理由。粒內方位差為5~14°的結晶粒是藉由以較低溫在相平衡(Paraequilibrium)狀態下變態而生成。因此，在熱軋延中將變態前之沃斯田鐵的差排密度限定於某範圍，並將之後的冷卻速度限定於某範圍，藉此即可控制粒內方位差為5~14°的結晶粒的生成。
亦即，藉由控制在精整軋延之後段3段的累積應變及之後的冷卻，便可控制粒內方位差為5~14°的結晶粒之成核頻率及之後的成長速度。其結果，可控制冷卻後所得之鋼板中粒內方位差為5~14°之結晶粒的面積率。更具體地來說，藉由精整軋延而導入之沃斯田鐵的差排密度主要與成核頻率有關，而軋延後之冷卻速度則主要與成長速度有關。
若精整軋延之後段3段的累積應變低於0.5，導入之沃斯田鐵的差排密度會不充分，而粒內方位差為5~14°之結晶粒比率會低於20%。因此，要將後段3段之累積應變設為0.5以上。另一方面，若精整軋延之後段3段的累積應變超過0.6，熱軋延中會發生沃斯田鐵之再結晶，而變態時之蓄積差排密度會降低。其結果，粒內方位差為5~14°的結晶粒比率會低於20%。因此，要將後段3段之累積應變設為0.6以下。
精整軋延之後段3段的累積應變(εeff.)是依以下式(2)而求出。 εeff.＝Σεi(t,T)・・・(2) 此處， εi(t, T)＝εi0/exp{(t/τR)2/3 }、 τR＝τ0・exp(Q/RT)、 τ0＝8.46×10-9 Q＝183200J、 R＝8.314J/K・mol； εi0是表示軋縮時之對數應變，t是表示在該道次之至冷卻開始前的累積時間，T則表示該道次之軋延溫度。
若將軋延結束溫度設為低於Ar3 ℃，則變態前之沃斯田鐵的差排密度會過度升高，而難以令粒內方位差為5~14°的結晶粒在20%以上。因此，要將精整軋延之結束溫度設為Ar3 ℃以上。
精整軋延宜使用直線配置多數台軋延機，並在1個方向上連續軋延而獲得預定厚度的串聯式軋延機來進行。又，當使用串聯式軋延機進行精整軋延時，會在軋延機與軋延機之間進行冷卻(軋台間冷卻)，控制精整軋延中之鋼板溫度使其為Ar3 ℃以上~Ar3 ＋150℃以下的範圍。若精整軋延時之鋼板最高溫度超過Ar3 ＋150℃，由於粒徑會變得過大而有韌性劣化的疑慮。
藉由進行如上述條件的熱軋延，便可限定變態前之沃斯田鐵的差排密度範圍，而可以所欲之比率獲得粒內方位差為5~14°之結晶粒。
Ar3 是根據鋼板之化學成分，利用考慮到軋縮對變態點之影響的下述式(3)而算出。 Ar3 ＝970-325×[C]＋33×[Si]＋287×[P]＋40×[Al]-92×([Mn]＋[Mo]＋[Cu])-46×([Cr]＋[Ni])・・・(3) 此處，[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]分別顯示C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Ni之以質量%計的含量。未含有之元素則計算為0%。
「第1冷卻、第2冷卻」 該製造方法中，在精整軋延結束後，依序進行熱軋鋼板之第1冷卻及第2冷卻。第1冷卻是以10℃/s以上之冷卻速度將熱軋鋼板冷卻至600~750℃之第1溫度區為止。第2冷卻是以30℃/s以上之冷卻速度將熱軋鋼板冷卻至450~630℃之第2溫度區為止。在第1冷卻與第2冷卻之間，會將熱軋鋼板保持於第1溫度區超過0秒且10秒以下。
若第1冷卻之冷卻速度低於10℃/s，粒內結晶方位差為5~14°之結晶粒比率會不足。另，若第1冷卻之冷卻停止溫度低於600℃，會難以獲得以面積率計在5%以上之肥粒鐵，且粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。又，若第1冷卻之冷卻停止溫度超過750℃，會難以獲得以面積率計在40%以上之變韌鐵，且粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。由獲得高變韌鐵分率之觀點來看，第1冷卻之冷卻停止溫度要設在750℃以下，設在740℃以下為佳，較佳是設在730℃以下，更佳是設在720℃以下。
若在600~750℃之保持時間超過10秒，會容易生成對衝緣性有害之雪明碳鐵。此外，若在600~750℃之保持時間超過10秒，多有難以獲得以面積率計在40%以上之變韌鐵的情況，且粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。由獲得高變韌鐵分率的觀點來看，保持時間要設在10.0秒以下，以設在9.5秒以下為佳，較佳是設在9.0秒以下，更佳是設在8.5秒以下。若在600~750℃之保持時間為0秒，會難以得到以面積率計在5%以上之肥粒鐵，且粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。
若第2冷卻之冷卻速度低於30℃/s，會容易生成對衝緣性有害之雪明碳鐵，且粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。若第2冷卻之冷卻停止溫度低於450℃，則難以獲得以面積率計在5%以上之肥粒鐵，且粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。另一方面，若第2冷卻之冷卻停止溫度超過630℃，粒內方位差為5~14°的結晶粒比率會不足，且多有難以獲得以面積率計在40%以上之變韌鐵的情況。由獲得高變韌鐵分率之觀點來看，第2冷卻之冷卻停止溫度要設在630℃以下，以設在610℃以下為佳，較佳是設在590℃以下，更佳是設在570℃以下。
第1冷卻及第2冷卻之冷卻速度上限並無特別限定，但考慮到冷卻設備之設備能力，亦可設為200℃/s以下。
在第2冷卻後捲取熱軋鋼板。將捲取溫度設為630℃以下，藉此抑制在鋼板之階段(由熱軋延到捲取為止之階段)的合金碳氮化物析出。
如以上，以熱軋之加熱為首，高度控制冷卻履歷、以及捲取溫度，即可達成所欲之熱軋原板。
該熱軋原板具有以面積率計含有5~60%之肥粒鐵及40~95%之變韌鐵的組織，並且在將被方位差為15°以上之晶界包圍，且圓等效直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率以面積率計為20~100%。
此製造方法是藉由控制熱軋延條件，而將加工差排導入沃斯田鐵。而且，藉由控制冷卻條件而使所導入之加工差排適度殘留是很重要的。亦即，即便單獨控制熱軋延條件或冷卻條件，仍無法獲得所欲之熱軋原板，而適當控制熱軋延及冷卻條件之兩者是很重要的。有關上述以外之條件，例如在第2冷卻之後以公知方法捲取等，只要是使用公知的方法即可，並無特別限定。
「第1表面光軋」 於第1表面光軋中會酸洗熱軋鋼板，並以0.1~5.0%之延伸率對酸洗後的鋼板施行表面光軋。藉由對鋼板施行表面光軋，可對鋼板表面賦予應變。而在後續步驟之退火中，透過該應變，合金碳氮化物變得容易在差排上成核，故表層會硬化。若表面光軋之延伸率低於0.1%，則無法賦予充分應變，表層硬度Hvs不會上升。另一方面，若表面光軋之延伸率超過5.0%，不僅表層，連鋼板中央部也會被賦予應變，而導致鋼板之加工性變差。如果是一般的鋼板，藉由之後的退火，肥粒鐵會再結晶而改善延伸性或擴孔性。然而，具有本實施形態之化學組成且在630℃以下進行捲取的熱軋鋼板中，Ti、Nb、Mo、V會固熔，其等會使退火所造成之肥粒鐵再結晶明顯延遲，而不會改善退火後之延伸性及擴孔性。因此，要將表面光軋之延伸率設為5.0%以下。應變是依該表面光軋之延伸率而被賦予，而由改善疲勞特性的觀點來看，退火中鋼板表層附近的析出強化會隨著鋼板表層之應變量而進展。因此，宜將延伸率設為0.4%以上。又，由鋼板之加工性的觀點來看，為了防止對鋼板內部賦予應變而導致加工性劣化，宜將延伸率設為2.0%以下。當表面光軋之延伸率為0.1~5.0%時，可知Hvs/Hvc會改善且會在0.85以上。又，當不進行表面光軋時(表面光軋之延伸率為0%)或表面光軋之延伸率超過5.0%時，可知Hvs/Hvc＜0.85。
當第1表面光軋之延伸率為0.1~5.0%時，可獲得優異延伸性。又，當第1表面光軋之延伸率超過5.0%時，延伸性會變差，而壓製成形性會變差。當第1表面光軋之延伸率為0%或超過5%時，疲勞強度比會變差。
當第1表面光軋之延伸率為0.1~5.0%時，可知只要拉伸強度大致相同，即可獲得大致相同之延伸性及疲勞強度比。當第1表面光軋之延伸率超過5%(高表面光軋區域)時，可知即使拉伸強度在490MPa以上，延伸性仍低，而且疲勞強度比也低。
「退火」 在施行第1表面光軋後，將鋼板退火。再者，亦可使用校平器等以達到形狀矯正之目的。進行退火之目的，並非要進行硬質相之回火，而是在於要使固熔於鋼板中之Ti、Nb、Mo及V析出為合金碳氮化物。因此，退火步驟之最高加熱溫度(Tmax)及保持時間的控制是很重要的。藉由將最高加熱溫度及保持時間控制在預定範圍內，不僅會提高拉伸強度及降伏應力，還可提升表層硬度，以進行疲勞特性與衝撞特性的改善。若退火中之溫度及保持時間不適當，便不會析出碳氮化物，或者會發生析出碳氮化物的粗大化，因此將最高加熱溫度及保持時間限定如下。
退火中之最高加熱溫度是設定於600~750℃的範圍內。若最高加熱溫度低於600℃，析出合金碳氮化物所需要的時間會變得非常長，而難以在連續退火設備中製造。因此，要將最高加熱溫度設為600℃以上。又，若最高加熱溫度超過750℃，會發生合金碳氮化物之粗大化，而無法充分獲得析出強化所造成之強度增加。此外，當最高加熱溫度在Ac1點以上時，會成為肥粒鐵與沃斯田鐵之2相區域，而變得無法充分獲得析出強化所造成之強度增加。因此，最高加熱溫度是設為750℃以下。如上述，該退火之主要目的並非進行硬質相的回火，而是在於要使固熔於鋼板中之Ti或Nb析出。此時，最終強度雖是依鋼材的合金成分或鋼板之微觀組織中各相的分率而決定，但表層硬化所造成之疲勞特性改善及降伏比提升絲毫不受鋼材之合金成分或鋼板之微觀組織中各相分率的影響。
經由本發明人等進行精闢研討的結果發現：退火中之於600℃以上的保持時間(t)，相對於退火中之最高加熱溫度(Tmax)滿足以下式(4)、(5)的關係，藉此即可滿足高降伏應力與0.85以上的Hvs/Hvc。 530-0.7×Tmax ≦ t ≦ 3600-3.9×Tmax・・・(4) t＞0・・・(5)
當最高加熱溫度在600~750℃之範圍內時，Hvs/Hvc會在0.85以上。本實施形態之鋼板皆是在600℃以上的保持時間(t)滿足式(4)、(5)之範圍的條件下製造。本實施形態之鋼板在保持時間(t)滿足式(4)、(5)的範圍時，Hvs/Hvc會在0.85以上。本實施形態之鋼板在Hvs/Hvc為0.85以上時，疲勞強度比會在0.45以上。當最高加熱溫度在600~750℃之範圍內，表層會因析出強化而硬化，Hvs/Hvc會在0.85以上。藉由將最高加熱溫度及在600℃以上之保持時間設定於上述之範圍內，相較於鋼板中心部的硬度，表層會充分硬化。藉此，本實施形態之鋼板的疲勞強度比會是在0.45以上。這是由於藉由表層之硬化，可延緩疲勞龜裂發生，且表層硬度越高則該效果會變得越大。
「第2表面光軋」 在退火後，對鋼板施行第2表面光軋。藉此，可更加改善疲勞特性。在第2表面光軋中，是將延伸率設為0.2~2.0%，較佳是設為0.5~1.0%。若延伸率低於0.2%，便無法獲得充分之表面粗度的改善及僅在表層之加工硬化，而有疲勞特性未充分改善的情況。因此，第2表面光軋之延伸率是設為0.2%以上。另一方面，若延伸率超過2.0%，會有鋼板過度加工硬化而壓製成形性變差的情況。因此，第2表面光軋之延伸率是設為2.0%以下。
如此一來，便可製得本實施形態之鋼板。亦即，詳細控制包含合金元素之成分組成及製造條件，藉此即可製造具有以往所無法達成之優異成形性、疲勞特性及衝撞安全性，且拉伸強度在480MPa以上的高強度鋼板。
再者，上述實施形態均僅是用於表示實施本發明時的具體化之例者，並非用以透過其等而限定解釋本發明之技術範圍者。亦即，本發明只要沒有脫離其技術思想或其主要特徵，即能以各種形式實施。 實施例
接下來，說明本發明之實施例。實施例中之條件是為了確認本發明之可實施性以及效果而採用的一個條件例，本發明並不受限於此一條件例。只要能在不脫離本發明之宗旨下達成本發明之目的，本發明可採用各種條件。
熔製具有表1及表2所示化學組成的鋼且製造鋼片，並將所製得之鋼片加熱至表3及表4所示之加熱溫度後進行粗軋延，接著以表3及表4所示條件進行精整軋延。精整軋延後之熱軋鋼板板厚為2.2~3.4mm。表2中之空欄意指分析值低於檢測極限。表1及表2中的底線表示該數值在超出本發明範圍外，表4中之底線則表示超出適於製造本發明鋼板的範圍外。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
Ar3 (℃)是依表1及表2所示成分並使用式(3)而求得。 Ar3 ＝970-325×[C]＋33×[Si]＋287×[P]＋40×[Al]-92×([Mn]＋[Mo]＋[Cu])-46×([Cr]＋[Ni])・・・(3)
完工3段之累積應變是由式(2)求得。 εeff.＝Σεi(t, T)・・・(2) 此處， εi(t, T)＝εi0/exp｛(t/τR)2/3 ｝、 τR＝τ0・exp(Q/RT)、 τ0＝8.46×10-9 Q＝183200J、 R＝8.314J/K・mol； εi0是表示軋縮時之對數應變，t表示在該道次之至冷卻開始前的累積時間，T則表示該道次之軋延溫度。
接下來，以表5及表6所示條件進行熱軋鋼板之第1冷卻、於第1溫度區之保持、第2冷卻、第1表面光軋、退火及第2表面光軋，而製得試驗No.1~46的熱軋鋼板。將退火之升溫速度設為5℃/s，並將自最高加熱溫度起之冷卻速度設為5℃/s。又，針對幾個實驗例，在退火之後接著進行熔融鍍鋅及合金化處理，而製造熔融鍍鋅鋼板(記載為GI)及合金化熔融鍍鋅鋼板(記載為GA)。再者，製造熔融鍍鋅鋼板時，第2表面光軋是在熔融鍍鋅之後進行，而製造合金熔融鍍鋅鋼板時，第2表面光軋是在合金化處理後進行。表6中的底線是表示超出適於製造本發明鋼板的範圍外。
[表5]
[表6]
然後，針對各鋼板，根據以下所示方法求出：肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、波來鐵之組織分率(面積率)；粒內方位差為5~14°之結晶粒比率；析出物密度；以及差排密度。並將其結果顯示於表7及表8。若含有麻田散鐵及/或波來鐵，則記載於表中「剩餘部分組織」欄位。表8中的底線是表示該數值超出本發明範圍外。
「肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、波來鐵之組織分率(面積率)」 首先，以硝太蝕劑蝕刻由鋼板採取之試樣。蝕刻後使用光學顯微鏡在板厚之1/4深度的位置上，對在300μm×300μm視野中所得的組織照片進行了圖像解析。藉由該圖像解析，得到肥粒鐵之面積率、波來鐵之面積率、以及變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率。接著，使用經以LePera液腐蝕的試樣，並使用光學顯微鏡在板厚之1/4深度的位置上，對在300μm×300μm視野中所得的組織照片進行了圖像解析。藉由該圖像解析，得到殘留沃斯田鐵及麻田散鐵的合計面積率。更進一步地，使用由軋延面法線方向起表面切削至板厚之1/4深度為止的試樣，並用X射線繞射測定求得殘留沃斯田鐵之體積率。由於殘留沃斯田鐵之體積率與面積率同等，故將其作為殘留沃斯田鐵之面積率。然後，藉由從殘留沃斯田鐵及麻田散鐵的合計面積率減去殘留沃斯田鐵的面積率，而獲得麻田散鐵的面積率，並從變韌鐵及麻田散鐵的合計面積率減去麻田散鐵的面積率，而獲得變韌鐵的面積率。如此一來，便得到肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵個別的面積率。
「粒內方位差為5~14°之結晶粒比率」 針對由鋼板表面起板厚t之1/4深度位置(1/4t部)的軋延方向垂直截面，以0.2μm之測定間隔將軋延方向上200μm、軋延面法線方向上100μm的區域進行EBSD解析而獲得結晶方位資訊。於此，EBSD解析是使用以熱場發射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)及EBSD檢測器(TSL製HIKARI檢測器)構成之裝置，並以200~300點/秒的解析速度來實施。接著，對於所獲得之結晶方位資訊，將方位差為15°以上且圓等效直徑在0.3μm以上之區域定義為結晶粒，並計算結晶粒之粒內平均方位差，而求得粒內方位差為5~14°的結晶粒比率。上述所定義之結晶粒或粒內平均方位差是使用附屬於EBSD解析裝置之軟體「OIM Analysis(註冊商標)」而算出。
「析出物密度」 以穿透型電子顯微鏡觀察依據日本專利特開2004-317203號公報所記載之方法製作的複膜試樣，藉此觀察析出物。以5000倍~100000倍之倍率設定視野，並由3個視野以上計數10nm以下之Ti(C,N)及Nb(C,N)的個數。接著，由電解前後之重量變化求出電解重量，並由比重7.8ton/m3 將重量換算為體積後，將所計數之個數除以體積，藉此而算出合計析出物密度。
「差排密度」 依據CAMP-ISIJ Vol.17 (2004) p396所記載之「利用X射線繞射之差排密度的評估方法」測定差排密度，並由(110)、(211)及(220)之半值寬算出平均差排密度。
[表7]
[表8]
接下來，在拉伸試驗中，求出降伏強度及拉伸強度，並藉由鞍型延伸凸緣試驗求得臨界成形高度。並且，以拉伸強度(MPa)與臨界成形高度(mm)的積為延伸凸緣性之指標進行評估，當積為19500mm・MPa以上則判斷為延伸凸緣性優異。
拉伸試驗是相對於軋延方向由直角方向採取JIS5號拉伸試驗片，並使用該試驗片依據JISZ2241進行試驗。以下述式(6)來規定依拉伸強度之強度等級的延伸率合格範圍，並評估延伸率(EL)。具體而言，延伸率之合格範圍是考慮到與拉伸強度的平衡，而設為下述式(6)之右邊的值以上之範圍。 延伸率[%]≧30-0.02×拉伸強度[MPa]・・・(6)
又，鞍型延伸凸緣試驗是使用令角隅部之曲率半徑R為60mm且令角隅部之開口角θ為120°之鞍型成型品，並將在衝孔角隅部時之餘隙設為11%而進行。又，臨界成形高度是在成形後以目視觀察有無具有板厚之1/3以上長度之裂痕存在，並令其為無裂痕存在之臨界的成形高度。
有關硬度之評估，是使用明石製作所製的MVK-E顯微維氏硬度計來測定鋼板之截面硬度。測定表面起至內部深度為20μm之位置的硬度，作為鋼板表層的硬度(Hvs)。且，測定鋼板表面起板厚之1/4內側的位置的硬度，作為鋼板中心部之硬度(Hvc)。在各個位置上進行3次硬度測定，並以測定值之平均值作為硬度(Hvs、Hvc)(n=3之平均值)。再者，將負載荷重設定為50gf。
疲勞強度是依據JIS-Z2275，使用申克式平面彎曲疲勞試驗機而測定。測定時之應力負載是將交變試驗的速度設為30Hz。又，依照前述條件，利用申克式平面彎曲疲勞試驗機測定107循環下之疲勞強度。然後，將107循環下之疲勞強度除以前述拉伸試驗所測定之拉伸強度，算出疲勞強度比。疲勞強度比是以0.45以上為合格。
將該些結果顯示於表9及表10中。表10中的底線是表示該數值在超出所欲範圍外。
[表9]
[表10]
本發明例(試驗No.1~21)中，可獲得480MPa以上之拉伸強度、0.80以上之降伏比(拉伸強度與降伏強度之比)、19500mm・MPa以上之拉伸強度與鞍型延伸凸緣試驗中之臨界成形高度的積、以及0.45以上之疲勞強度比。
試驗No.22~27是化學成分在本發明範圍外之比較例。試驗No.22~24的延伸凸緣性之指標並未滿足目標值。試驗No.25由於Ti及Nb之合計含量以及C含量少，因此延伸凸緣性之指標及拉伸強度並未滿足目標值。試驗No.26由於Ti及Nb之合計含量多，因此加工性劣化而在軋延中發生破損。試驗No.27由於Ti及Nb之合計含量多，因此延伸凸緣性之指標並未滿足目標值。
試驗No.28~46為比較例，其等之製造條件超出所欲範圍之結果，以光學顯微鏡觀察之組織、粒內方位差為5~14°之結晶粒比率、析出物密度、硬度比之任一項或多數項並未滿足本發明範圍。試驗No.28~40由於粒內方位差為5~14°之結晶粒比率少，因此延伸凸緣性之指標及疲勞強度比並未滿足目標值。試驗No.41、43~46由於析出物密度少或硬度比低，因此疲勞強度比並未滿足目標值。
產業上之可利用性 根據本發明可提供一種高強度且可應用於要求嚴苛延伸凸緣性的構件之延伸凸緣性及疲勞特性優異的高強度鋼板。其等鋼板有助於提升汽車之油耗等，因此在產業上之可利用性高。
1‧‧‧鞍型成形品
2‧‧‧角隅部
H‧‧‧臨界成形高度
R‧‧‧曲率半徑
θ‧‧‧開口角
圖1A是顯示鞍型延伸凸緣試驗法所使用之鞍型成形品的立體圖。 圖1B是顯示鞍型延伸凸緣試驗法所使用之鞍型成形品的平面圖。
無

Claims (9)

  1. 一種鋼板，其特徵在於具有以下所示化學組成： 以質量%計，C：0.008~0.150%、 Si：0.01~1.70%、 Mn：0.60~2.50%、 Al：0.010~0.60%、 Ti：0~0.200%、 Nb：0~0.200%、 Ti＋Nb：0.015~0.200%、 Cr：0~1.0%、 B：0~0.10%、 Mo：0~1.0%、 Cu：0~2.0%、 Ni：0~2.0%、 Mg：0~0.05%、 REM：0~0.05%、 Ca：0~0.05%、Zr：0~0.05%、 P：0.05%以下、 S：0.0200%以下、 N：0.0060%以下，且 剩餘部分：Fe及不純物；並且， 具有以下所示組織： 以面積率計， 肥粒鐵：5~60%，且 變靭鐵：40~95%； 將被方位差為15°以上之晶界包圍，且圓等效直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率以面積率計為20~100%； 圓等效直徑為10nm以下之Ti(C,N)及Nb(C,N)的析出物密度為1010 個/mm3以上；且， 自表面起深度為20μm之硬度(Hvs)與板厚中心之硬度(Hvc)的比(Hvs/Hvc)在0.85以上。
  2. 如請求項1之鋼板，其平均差排密度為1×1014 m-2 以下。
  3. 如請求項1或2之鋼板，其拉伸強度為480MPa以上； 前述拉伸強度與降伏強度之比為0.80以上； 前述拉伸強度與鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的積為19500mm・MPa以上；且， 疲勞強度比為0.45以上。
  4. 如請求項1或2之鋼板，其中前述化學成分以質量%計含有選自於由 Cr：0.05~1.0%、及 B：0.0005~0.10% 所構成群組中的1種以上。
  5. 如請求項1或2之鋼板，其中前述化學成分以質量%計含有選自於由 Mo：0.01~1.0%、 Cu：0.01~2.0%、及 Ni：0.01%~2.0% 所構成群組中的1種以上。
  6. 如請求項1或2之鋼板，其中前述化學成分以質量%計含有選自於由 Ca：0.0001~0.05%、 Mg：0.0001~0.05%、 Zr：0.0001~0.05%、及 REM：0.0001~0.05% 所構成群組中的1種以上。
  7. 一種鍍敷鋼板，其特徵在於在如請求項1或2之鋼板表面形成有鍍層。
  8. 如請求項7之鍍敷鋼板，其中前述鍍層為熔融鍍鋅層。
  9. 如請求項7之鍍敷鋼板，其中前述鍍層為合金化熔融鍍鋅層。
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