TW201809313A - 鋼板及鍍敷鋼板 - Google Patents

Abstract

鋼板具有特定化學組成，且以面積率計具有肥粒鐵：30~95%，且變靭鐵：5~70%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%。前述結晶粒之等效橢圓之平均長寬比為5以下。肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物及Nb系碳化物之合計平均分布密度為10個/μm以下。

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，持續發展使用於各種構件之鋼板的高強度化所帶來之薄化、以及將Al合金等輕金屬應用於各種構件。相較於鋼等重金屬，Al合金等輕金屬的比強度較高。然而，相較於重金屬，輕金屬的價格明顯高昂。故，Al合金等輕金屬僅限應用於特殊用途。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。

使用於汽車之各種構件的鋼板，依照構件之用途，不僅要求強度，還要求延展性、延伸凸緣加工性、衝緣加工性、疲勞耐久性、耐衝撞性及耐蝕性等材料特性。然而，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，開發高強度鋼板時，兼顧上述材料特性及強度是很重要的。

具體而言，當使用鋼板製造形狀複雜之零件時，會進行例如以下所示之加工。對鋼板施行剪切或衝孔加工，而進行沖裁或開孔後，進行以延伸凸緣加工或衝緣加工為主體之壓製成形或拉伸成形。對於有施行上述加工的鋼板，會要求良好的延伸凸緣性及延展性。

專利文獻1中，記載了一種高強度熱軋鋼板，其鋼組織以面積率計具有95%以上之肥粒鐵相，且析出至鋼中之Ti碳化物的平均粒子徑為10nm以下，且其延展性、延伸凸緣性及材質均一性優異。然而，在專利文獻1所揭示之具有95%以上之軟質肥粒鐵相的鋼板中，如果確保有480MPa以上之強度，便無法獲得充分延展性。

專利文獻2中，揭示了一種高強度熱軋鋼板，其含有：Ce氧化物、La氧化物、Ti氧化物及Al₂ O₃ 之夾雜物，且其延伸凸緣性與疲勞特性優異。並且，專利文獻2中，記載有一種高強度熱軋鋼板，其鋼板中之變韌‧肥粒鐵相的面積率為80~100%。專利文獻3中，揭示了一種高強度熱軋鋼板，其規定有肥粒鐵相與變韌鐵相之合計面積率、及肥粒鐵相與第二相之維氏硬度差的絕對值，並且其強度參差小，且延展性及擴孔性優異。

專利文獻4~7中，提案有一種在經添加Ti、Nb或V等碳化物形成元素的鋼板中，提升衝孔加工部之破損及疲勞特性的技術。專利文獻8~10中，提案有一種在經添加Ti、Nb或V等碳化物形成元素的鋼板中，藉由活用B而提升衝孔加工部之破損及疲勞特性的技術。專利文獻11中，記載有一種高強度熱軋鋼板，其以肥粒鐵與變韌鐵為主要組織，並控制肥粒鐵中之析出物的粒徑與分率、及變韌鐵的形態，且其延伸特性、延伸凸緣性及疲勞特性優異。專利文獻12中，提案有一種在經添加Ti、Nb或V等碳化物形成元素的鋼板中，提升連續鑄造步驟中之表面缺陷及生產性的技術。

習知的高強度鋼板，若冷壓成形，會有在成形中由延伸凸緣成形部位的邊緣開始產生龜裂的情況。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。

鋼板之延伸凸緣性之試驗評估方法是使用擴孔試驗。然而，擴孔試驗中，在圓周方向之應變分布幾乎不存在的狀態下試驗片就發生破斷。相對於此，在實際將鋼板加工為零件形狀時，會有應變分布存在。應變分布會對零件之破斷極限產生影響。藉此，推測即使是在擴孔試驗中顯示出充分延伸凸緣性的高強度鋼板，也會有因進行冷壓而發生龜裂的情況。

專利文獻1~3中，揭示有一種藉由規定組織而提升材料特性的技術。然而，專利文獻1~3所記載之鋼板，即便是在考慮到應變分布的情況下，仍不知能否確保充分之延伸凸緣性。又，習知之高強度鋼板並非具有優異延伸凸緣性，且母材及衝孔加工部之疲勞特性良好者。

先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：國際專利公開第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 專利文獻4：日本專利特開2002-161340號公報 專利文獻5：日本專利特開2002-317246號公報 專利文獻6：日本專利特開2003-342684號公報 專利文獻7：日本專利特開2004-250749號公報 專利文獻8：日本專利特開2004-315857號公報 專利文獻9：日本專利特開2005-298924號公報 專利文獻10：日本專利特開2008-266726號公報 專利文獻11：日本專利特開2007-9322號公報 專利文獻12：日本專利特開2007-138238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，並具有優異延伸凸緣性，且母材及衝孔加工部之疲勞特性良好的鋼板及鍍敷鋼板。

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，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。

又，本發明人等發現到將結晶粒之平均長寬比、以及肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物與Nb系碳化物之合計密度設在特定範圍內，藉此即可於母材及衝孔加工部獲得良好疲勞特性，並可防止衝孔端面上之帶有凹凸之損傷。

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、以及有關結晶粒之平均長寬比及肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物及Nb系碳化物之合計密度的新知識見解，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之化學組成： 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及雜質；並且， 具有以下所示組織： 以面積率計， 肥粒鐵：30~95%，且 變靭鐵：5~70%； 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%； 前述結晶粒之等效橢圓之平均長寬比為5以下； 肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物及Nb系碳化物之合計平均分布密度為10個/μm以下。

(2) 如(1)所記載之鋼板，其拉伸強度為480MPa以上； 前述拉伸強度與鞍型延伸凸緣試驗中之臨界成形高度的積為19500mm・MPa以上；且， 衝孔破斷面之脆裂表面率低於20%。

(3) 如(1)或(2)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% 所構成群組中之1種以上。

(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 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。

(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 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。

(6) 一種鍍敷鋼板，其特徵在於在如(1)~(5)之任一項所記載之鋼板表面形成有鍍層。

(7) 如(6)所記載之鍍敷鋼板，其中前述鍍層為熔融鍍鋅層。

(8) 如(6)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，並具有優異延伸凸緣性，且母材及衝孔加工部之疲勞特性良好的鋼板。本發明之鋼板為高強度，並且可應用於要求嚴苛之延伸凸緣性、以及母材及衝孔加工部之疲勞特性的構件，即使在餘隙嚴苛，且使用已磨耗之剪切機或衝頭之嚴苛加工條件下進行衝孔時，仍可防止衝孔端面上之帶有凹凸之損傷。

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及雜質。雜質可例示如：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的生成。更進一步地，Ti及Nb會使粒內方位差為5~14°之結晶粒比率明顯提升，而可提升鋼之強度，並可提升延伸凸緣性。若Ti及Nb之合計含量低於0.015%，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之合計含量宜設在0.018%以上。又，Ti含量宜在0.015%以上，較佳為0.020%以上，更佳為0.025%以上。又，Nb含量宜在0.015%以上，較佳為0.020%以上，更佳為0.025%以上。另一方面，若Ti及Nb之合計含量超過0.200%，則延展性及加工會劣化，且在軋延中破損的頻率會變高。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。又，若Ti含量超過0.200%，延展性會劣化。因此，要將Ti含量設在0.200%以下。且，Ti含量宜設為0.180%以下，設為0.160%以下更佳。又，若Nb含量超過0.200%，延展性會劣化。因此，要將Nb含量設在0.200%以下。且，Nb含量宜設為0.180%以下，設為0.160%以下更佳。

「P：0.05%以下」 P為雜質。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為雜質。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為雜質。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，而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會提升淬火性並形成碳化物，而具有提高強度的效果。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會提升鋼板之強度，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：30~95%、及變韌鐵：5~70%。

「肥粒鐵：30~95%」 若肥粒鐵之面積率小於30%，則無法獲得充分疲勞特性。因此，要將肥粒鐵之面積率設為30%以上，且宜設為40%以上，較佳為50%以上，更佳為60%以上。另一方面，若肥粒鐵之面積率超過95%，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95%以下。

「變韌鐵：5~70%」 若變韌鐵之面積率低於5%，則延伸凸緣性會劣化。因此，要將變韌鐵之面積率設在5%以上。另一方面，若變韌鐵之面積率超過70%，延展性會劣化。因此，要將變韌鐵之面積率設為70%以下，且宜設為60%以下，較佳為50%以下，更佳為40%以下。

鋼板之組織亦可包含波來鐵或麻田散鐵、或者該兩者。與變韌鐵同樣地，波來鐵之疲勞特性及延伸凸緣性良好。而波來鐵與變韌鐵比較起來，變韌鐵之衝孔加工部的疲勞特性較為良好。波來鐵的面積率宜設為0~15%。只要波來鐵的面積率在此範圍內，便可獲得衝孔加工部之疲勞特性更良好的鋼板。由於麻田散鐵會對延伸凸緣性造成不良影響，因此宜將麻田散鐵的面積率設在10%以下。肥粒鐵、變韌鐵、波來鐵及麻田散鐵以外之組織面積率宜設為10%以下，較佳為5%以下，更佳為3%以下。

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深度位置上，於300μm×300μm之視野中取得組織照片，並對所得之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，且使用光學顯微鏡在板厚之1/4深度位置上，於300μm×300μm之視野中取得組織照片，並對所得之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，並藉由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。

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利用附屬於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後的方位。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。

組織中結晶粒的等效橢圓之平均長寬比是與衝孔端面之破損或凹凸的發生行為有關。若結晶粒之等效橢圓之平均長寬比超過5，破損會變得顯著，而容易產生以衝孔部為起點的疲勞龜裂。因此，結晶粒之等效橢圓之平均長寬比要設為5以下。且，該平均長寬比以設在3.5以下為佳。藉此，即使在更嚴苛之衝孔加工中仍可防止破損發生。結晶粒之等效橢圓之平均長寬比下限並無特別限定，但成為圓等效之1為實質下限。

此處，平均長寬比是觀察L截面(平行於軋延方向之截面)的組織，並對50個以上之結晶粒測定(橢圓長軸長度)/(橢圓短軸長度)，將其等平均後的值。再者，此處所謂之結晶粒，意指被晶界傾角10°以上之高角度晶界所包圍的晶粒。

當組織中在肥粒鐵晶界上有微細Ti系碳化物或Nb系碳化物存在，且結晶粒扁平時，衝孔破斷面之脆裂表面率會增加，而疲勞特性惡化。根據本發明人等之觀察，認為肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物及Nb系碳化物容易在應變集中時誘發孔隙產生，而成為晶界破壞的原因。在肥粒鐵晶界上，若20nm以上之Ti系碳化物及Nb系碳化物，以合計平均分布密度計晶界長度每1μm存在超過10個時，脆裂表面率會增大，而招致構件之疲勞特性降低。因此，要將肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物及Nb系碳化物之合計平均分布密度設為10個/μm以下，且以設為6個/μm以下為佳。肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物及Nb系碳化物之合計平均分布密度，由抑制脆裂表面的觀點來看應為越低越好。若肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物及Nb系碳化物之合計平均分布密度為0.1個/μm以下，幾乎不會產生脆裂表面。再者，肥粒鐵晶界上之Ti系碳化物及Nb系碳化物的合計平均分布密度，是在以掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察L截面(平行於軋延方向之截面)之截斷試樣後，利用其結果來算出。

衝孔破斷面之破裂面形態與衝孔破斷面之凹凸或微小破損的發生行為相關，會對具有衝孔部之構件的疲勞特性產生影響。若破斷面內之脆裂表面率為20%以上，由於破裂面之凹凸大，容易產生微小破損，因此會促進衝孔加工部之疲勞龜裂的產生。根據本實施形態，可獲得低於20%之脆裂表面率，有時也能獲得10%以下之脆裂表面率。而，破斷面內之脆裂表面率是在板厚之10~15%的餘隙條件下以剪切機或衝頭將試樣鋼板衝孔後，觀察所形成之破斷面而測定的值。

鋼板之集合組織會透過對衝孔破斷面的破損產生或殘留應力分布的影響，而影響到衝孔加工部之疲勞特性。若板厚中心部之板面的{112}＜110＞方位及{332}＜113＞方位之X射線隨機強度比分別超過5，會發生衝孔加工部之破斷面產生破損的情況。因此，宜將上述方位之X射線隨機強度比設為5以下，設為4以下更佳。若上述方位之X射線隨機強度比為4以下，即使利用量產所使用之已磨耗的衝頭進行衝孔也不易產生破損。上述方位之X射線隨機強度比，其完全隨機即1為實質下限。

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，並使用當下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斷。因此，與實際之延伸凸緣成形時之破斷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斷發生之時間點的評價等，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。

根據本實施形態之鋼板，可獲得低於20%之脆裂表面率及0.4以上之疲勞限度比。亦即，可獲得優異之母材及衝孔加工部的疲勞特性。

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，依序進行熱軋延、空冷、第1冷卻及第2冷卻。

「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。

藉由粗軋延可獲得粗軋件。若粗軋延之結束溫度低於1000℃，最終熱軋後的結晶粒會扁平化而有在衝孔加工部的破斷面產生破損的情況。因此，要將粗軋延之結束溫度設在1000℃以上。

在粗軋延後，亦可在精整軋延結束為止之間施行加熱處理。藉由進行加熱處理，粗軋件之寬度方向及長邊方向的溫度會變得均一，製品之卷料內的材質參差會變小。加熱處理之加熱方法並無特別限定。以例如爐加熱、感應加熱、通電加熱及高頻加熱等方法來進行即可。

在粗軋延後，亦可在到精整軋延結束為止之間進行去鏽。藉由去鏽，表面粗糙度會變小，而有提升疲勞特性的情況。去鏽的方法並無特別限定。可利用例如高壓水流來進行。

粗軋延結束到精整軋延開始為止的時間，會透過軋延中之沃斯田鐵的再結晶行為而影響到衝孔破斷面之破裂面形態。若粗軋延結束到精整軋延開始為止的時間低於45秒，則會有衝孔端面之脆裂表面率變大的情況。因此，要將粗軋延結束到精整軋延開始為止的時間設為45秒以上。藉由將該時間設為45秒以上，會更加促進沃斯田鐵之再結晶，而可使結晶粒更接近球狀，衝孔加工部之疲勞特性會變得更加良好。

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%。

「空冷」 該製造方法中，在精整軋延結束後僅進行熱軋鋼板的空冷超過2秒且5秒以下之時間。該空冷時間與沃斯田鐵之再結晶有關連，會影響到變態後之結晶粒的扁平化。若空冷時間在2秒以下，衝孔端面之脆裂表面率會變大。因此，要將該空冷時間設為超過2秒，較佳是設為2.5秒以上。若空冷時間超過5秒，便會析出粗大TiC及/或NbC而難以確保強度，且衝孔端面之性狀會劣化。因此，要將空冷時間設在5秒以下。

「第1冷卻、第2冷卻」 在超過2秒且5秒以下之空冷後，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450~650℃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1~10秒。而，在第2冷卻後，宜將熱軋鋼板空冷。

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30%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。第1冷卻之冷卻停止溫度越高，肥粒鐵分率越容易變高。由獲得高肥粒鐵分率之觀點來看，第1冷卻之冷卻停止溫度要設在600℃以上，且以設在610℃以上為佳，設在620℃以上較佳，設在630℃以上更佳。又，若第1冷卻之冷卻停止溫度超過750℃，會難以獲得面積率在5%以上之變韌鐵，且粒內之結晶方位差為5~14°的結晶粒之比率會不足，或者肥粒鐵晶界面上之Ti系碳化物及Nb系碳化物的平均分布密度會變得過大。

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5%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。又，若在600~750℃之保持時間低於1秒，會難以獲得以面積率計在30%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。保持時間越長，肥粒鐵分率越容易變高。由獲得高肥粒鐵分率的觀點來看，保持時間要設在1秒以上，且以設在1.5秒以上為佳，設在2秒以上較佳，設在2.5秒以上更佳。

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30%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。第2冷卻之冷卻停止溫度越高，肥粒鐵分率越容易變高。由獲得高肥粒鐵分率之觀點來看，第2冷卻之冷卻停止溫度要設在450℃以上，且以設在510℃以上較佳，設在550℃以上更佳。另一方面，若第2冷卻之冷卻停止溫度超過650℃，會難以獲得以面積率計在5%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。

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。肥粒鐵及變韌鐵的面積率是與第1冷卻、第2冷卻及該等之間的保持條件複合相關，雖無法僅以該等之個別條件進行控制，但有例如以下之傾向。亦即，若第1冷卻之冷卻停止溫度在610℃以上，便容易令肥粒鐵面積率為40%以上，若為620℃，容易令肥粒鐵面積率為50%以上，而若為630℃，則容易令肥粒鐵面積率為60%以上。

如此一來，便可製得本實施形態之鋼板。

上述製造方法是藉由控制熱軋延之條件，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之條件或冷卻條件，仍無法製得本實施形態之鋼板，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，只要是使用例如在第2冷卻之後以公知方法捲取等公知方法即可，並無特別限定。

為了除去表面之鏽皮，亦可進行酸洗。只要熱軋延及冷卻條件如上述，即使之後進行冷軋、熱處理(退火)及鍍敷等，仍可獲得同樣的效果。

冷軋延中，宜將軋縮率設為90%以下。若冷軋延之軋縮率超過90%，會有延展性降低的情況。而，不進行冷軋延亦可，冷軋延之軋縮率下限即為0%。如上述，在維持熱軋原板的狀態下即具有優異成形性。另一方面，維持固熔狀態之Ti、Nb、Mo等會聚集並析出於因冷軋延而被導入之差排上，而可提升降伏點(YP)或拉伸強度(TS)。因此，可使用冷軋延以調整強度。藉由冷軋延，即可獲得冷軋鋼板。

冷軋延後之熱處理(退火)的溫度宜設為840℃以下。在退火時，會發生以下複雜現象：因在熱軋延階段未完全析出之Ti或Nb析出所造成的強化、差排的復原、析出物之粗大化所導致的軟質化等。若退火溫度超過840℃，析出物粗大化的效果大，粒內結晶方位差為5~14°之結晶粒比率會不足。退火溫度以設為820℃以下較佳，設為800℃以下更佳。而，退火溫度之下限並無特別設定。這是由於如上述，在維持不進行退火之熱軋原板的狀態下即具有優異成形性之故。

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舉例譬如由鋅及鋁之至少任一者所構成之層。具體而言，可列舉：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。施行鍍敷之鋼板可為熱軋鋼板，亦可為對熱軋鋼板施行冷軋延及退火後的鋼板。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。

當對鋼板施行熱處理(退火)時，在進行熱處理後，使其直接浸漬於熔融鋅鍍浴中，而在鋼板表面形成熔融鍍鋅層亦可。此時，熱處理之原板可為熱軋鋼板，亦可為冷軋鋼板。形成熔融鍍鋅層後，進行再加熱並進行使鍍層與基鐵合金化之合金化處理，而形成合金化熔融鍍鋅層亦可。

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。

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所示化學組成的鋼並製造鋼片，將所得之鋼片加熱至表3及表4所示加熱溫度後，以表3及表4所示條件進行粗軋延，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1及表2之空欄意指分析值低於檢測極限。表3及表4中之「經過時間」是由粗軋延結束到精整軋延開始為止的經過時間。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所示條件進行熱軋延鋼板之空冷、第1冷卻、於第1溫度區之保持及第2冷卻，而製得試驗No.1~45的熱軋鋼板。空冷時間相當於從精整軋延結束到第1冷卻開始為止的時間。

對於試驗No.21之熱軋鋼板，以表5所示之軋縮率施行冷軋延並以表5所示之熱處理溫度施行熱處理後，形成熔融鍍鋅層，且進行合金化處理，而在表面形成有合金化熔融鍍鋅層(GA)。對於試驗No.18~20、45之熱軋鋼板，以表5及表6所示之熱處理溫度施行了熱處理。試驗No.18~20之熱軋鋼板在施行熱處理後，於表面形成有熔融鍍鋅層(GI)。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]

接著，針對各鋼板(試驗No.1~17、22~44的熱軋鋼板；經施行熱處理之試驗No.18~20、45的熱軋鋼板；經施行熱處理之試驗No.21的冷軋鋼板)，根據以下所示之方法求出：肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、波來鐵之組織分率(面積率)；以及，粒內方位差為5~14°之結晶粒的比率。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，於300μm×300μm之視野中取得組織照片，並對所得之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，且使用光學顯微鏡在板厚之1/4深度的位置上，於300μm×300μm之視野中取得組織照片，並對所得之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進行表面切削至板厚之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。

針對各鋼板(試驗No.1~17、22~44的熱軋鋼板；經施行熱處理之試驗No.18~20、45的熱軋鋼板；經施行熱處理之試驗No.21的冷軋鋼板)，根據以下所示方法求出：結晶粒之等效橢圓之平均長寬比、以及肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物及Nb系碳化物之合計平均分布密度。並將其結果顯示於表7及表8。

「結晶粒之等效橢圓之平均長寬比」 使用上述EBSD對L截面(平行於軋延方向之截面)進行組織觀察，針對50個以上之結晶粒分別算出(橢圓長軸長度)/(橢圓短軸長度)，再求得所算出之值的平均值。圖2是顯示算出結晶粒之平均長寬比的方法的圖。圖2所示之結晶粒14，是被晶界傾角15°以上之高角度晶界所包圍的晶粒。如圖2所示，所謂橢圓長軸12，意指使用上述EBSD觀察的各結晶粒14之晶界11上，連結其上任意2點間之直線當中的最長直線。而所謂橢圓短軸13，意指使用上述EBSD觀察的各結晶粒14之晶界11上，連結其上任意2點間之直線當中，通過將橢圓長軸12之長度2等分的點且與橢圓長軸12正交的直線。

「肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物及Nb系碳化物之合計平均分布密度」 使用SEM觀察L截面，測定肥粒鐵晶界之長度，並更進一步計測肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物及Nb系碳化物之合計個數。利用所計測之Ti系碳化物及Nb系碳化物的合計個數，算出了肥粒鐵晶界長度每1μm之Ti系碳化物及Nb系碳化物之合計個數，即平均分布密度。又，所謂Ti系碳化物及Nb系碳化物之粒徑，是指Ti系碳化物及Nb系碳化物之圓等效半徑。

[表7]

[表8]

針對各鋼板(試驗No.1~17、22~44的熱軋鋼板；經施行熱處理之試驗No.18~20、45的熱軋鋼板；經施行熱處理之試驗No.21的冷軋鋼板)，依照JIS Z2275，在應力比＝-1的條件下進行平面彎曲疲勞試驗，並根據疲勞限度進行評估。針對試驗No.1~17、22~44的熱軋鋼板、經施行熱處理之試驗No.18~20、45的熱軋鋼板、經施行熱處理之試驗No.21的冷軋鋼板，在拉伸試驗中求出降伏強度與拉伸強度，並藉由鞍型延伸凸緣試驗求出凸緣之臨界成形高度。接著，以拉伸強度(MPa)與臨界成形高度(mm)之積作為延伸凸緣性的指標，當積為19500mm・MPa以上時則判斷為延伸凸緣性優異。又，當拉伸強度(TS)在480MPa以上時，判斷為高強度。並且，當衝孔時之脆裂表面率低於20%且疲勞限度比為0.4以上時，判斷為母材及衝孔加工部之疲勞特性良好。將上述結果顯示於表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。

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。

鞍型延伸凸緣試驗是使用令角隅之曲率半徑R為60mm且令開口角θ為120°之鞍型成形品，並將在衝孔角隅部時之餘隙設為11%而進行。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以上長度的裂痕存在，並令其為無裂痕存在之臨界的成形高度。

衝孔時之脆裂表面率是在板厚之10~15%的餘隙條件下，以剪切機或衝頭將20~50個試樣鋼板衝孔為圓形後，使用顯微鏡分別觀察所形成之破斷面。然後，以有金屬光澤的部分為脆裂表面，測定了脆裂表面之圓周方向長度。此處，所謂脆裂表面之圓周方向長度，是指脆裂表面之區域的邊端至邊端為止的圓周方向長度。並且，以相對於所觀察到之所有圓周長度之合計脆裂表面的圓周長度之比率，來作為脆裂表面率。例如，以直徑10mm之衝頭將20個試樣鋼板衝孔時，圓周長度之合計為20×10×πmm。當20個試樣鋼板中只有1個有脆裂表面，且該脆裂表面之圓周方向長度為1mm時，脆裂表面率為1/(20×10×π)。

疲勞限度比是利用上述方法所測定之各鋼板的疲勞限度值除以拉伸強度(疲勞限度(MPa)/拉伸強度(MPa))，而藉此算出的。

[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、19500mm‧MPa以上之拉伸強度與鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的積、低於20%之衝孔時的脆裂表面率、以及0.4以上之疲勞限度比。

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、平均長寬比、碳化物密度中任一項或多數項並未滿足本發明範圍。試驗No.28~40、45，由於粒內方位差5~14°之結晶粒比率少，因此延伸凸緣性之指標並未滿足目標值。試驗No.41~44，由於結晶粒之等效橢圓之平均長寬比大，因此衝孔時之脆裂表面率超過20%。

產業上之可利用性 根據本發明，可提供一種高強度，並具有優異延伸凸緣性，且母材及衝孔加工部之疲勞特性良好的鋼板。本發明之鋼板即使是在以餘隙嚴苛，且使用已磨耗之剪切機或衝頭的嚴苛加工條件下進行衝孔時，仍可防止衝孔端面上之帶有凹凸之損傷。本發明之鋼板為高強度，並且可應用於要求嚴苛之延伸凸緣性、以及母材及衝孔加工部之疲勞特性的構件。且，本發明之鋼板是適於汽車構件之薄化所造成之輕量化的素材，其有助於提升汽車油耗等，因此在產業上的可利用性高。

1‧‧‧鞍型成形品
2‧‧‧角隅部
11‧‧‧晶界
12‧‧‧橢圓長軸
13‧‧‧橢圓短軸
14‧‧‧結晶粒
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。 圖2是顯示算出結晶粒之平均長寬比的方法的圖。

無

Claims (8)

1. 一種鋼板，其特徵在於具有以下所示之化學組成： 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及雜質；並且， 具有以下所示組織： 以面積率計， 肥粒鐵：30~95%，且 變靭鐵：5~70%； 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%； 前述結晶粒之等效橢圓之平均長寬比為5以下； 肥粒鐵晶界上之粒徑為20nm以上的Ti系碳化物及Nb系碳化物之合計平均分布密度為10個/μm以下。
2. 如請求項1之鋼板，其拉伸強度為480MPa以上； 前述拉伸強度與鞍型延伸凸緣試驗中之臨界成形高度的積為19500mm・MPa以上；且， 衝孔破斷面之脆裂表面率低於20%。
3. 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。
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 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。
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 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。
6. 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。
7. 如請求項6之鍍敷鋼板，其中前述鍍層為熔融鍍鋅層。
8. 如請求項6之鍍敷鋼板，其中前述鍍層為合金化熔融鍍鋅層。