TW201812049A - 鋼板 - Google Patents

Abstract

與本發明之一態樣相關之鋼板是具有在預定範圍內之化學成分；板厚1/4部之金屬組織以單位面積%計含有：肥粒體：10%以上且小於50%，粒狀變韌體：5%以上且小於50%，及麻田散體：20%以上且小於60%；在板厚1/4部之前述金屬組織，以單位面積%計，上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體及波來體之合計是0%以上、小於15%；在前述板厚1/4部，前述麻田散體之面積率Vm與前述麻田散體之平均硬度Hv的積是12000~34000；拉伸強度是980MPa以上。

Description

鋼板

本發明是涉及鋼板。本發明尤其是涉及適合當作汽車零件等之材料之拉伸強度980MPa以上、全延伸及擴孔性優良之高強度冷軋鋼板。

為了抑制來自汽車之二氧化碳之排出量，使用高強度鋼板，汽車車體之輕量化正在進展。另外，為了確保乘員之安全性，汽車車體逐漸變成除了軟鋼板之外還經常使用高強度鋼板。今後，為了令汽車車體之輕量化更加進展，不得不比習知更加令高強度鋼板之強度提昇。

為了對高強度鋼板進行成形而獲得汽車用構件，高強度鋼板亦會被要求具有良好之成形性。舉例來說，使用高強度鋼板來製造骨格系零件的情況下，高強度鋼板之延伸與擴孔性會有改善之必要。然而，一般而言，鋼板若高強度化，則延伸及擴孔性等之成形性會降低。

在高強度薄鋼板，為了解決此課題，已經有幾個手段被提案。舉例來說，在專利文獻1，令鋼板之金屬組織是包含有身為軟質組織之肥粒體與身為硬質組織之麻田散體的複合組織，令強度與延伸雙方提高。然而，專利文獻1揭示之複合組織是軟質組織與硬質組織之組合。藉由相互之硬度差大之組織而構成之複合組織，擴孔性會不佳。

在專利文獻2，令鋼板之金屬組織是具有肥粒體及麻田散體之中間硬度之上變韌體或下變韌體之單一組織，藉此，降低組織間之硬度差，令強度及擴孔性提昇。然而，由於上變韌體及下變韌體是由包含許多差排之變韌肥粒體與硬質之雪明碳體而構成，故延伸差。

另外，雖然在專利文獻3有進行活用殘留沃斯田體之成形性改善，但因為對象是45~65kgf/mm² ，故難以兼顧980MPa以上之高強度與充分之成形性。 先行技術文獻

專利文獻 專利文獻1：日本特開平7-11383號公報 專利文獻2：日本特許第2616350號公報 專利文獻3：日本特開平7-207413號公報

發明概要 發明欲解決之課題 如前述，為了汽車車體之輕量化，不得不令高強度鋼板之強度提高。另外，為了將高強度鋼板當作汽車車體之材料、例如骨格系零件之材料而使用，必須在不令高強度鋼板之擴孔性劣化的情況下，將全延伸提昇。於汽車之骨格系構件使用到拉伸強度980MPa以上之高強度鋼板的情況下，可對車體賦予優良之衝擊安全性。拉伸強度與全延伸的積(TS×El)是10000MPa‧%以上、且拉伸強度與擴孔性的積(TS×λ)是20000MPa‧%以上之高強度鋼板，可適用於為了獲得骨格系構件之成形。然而，根據習知技術，要製造優良之強度、優良之延伸、及優良之擴孔性兼備之高強度鋼板是非常困難。

本發明是鑑於習知技術之現狀，而以提供拉伸強度980MPa以上、延伸(尤其是全延伸)及擴孔性優良之高強度鋼板為目的。 用以解決課題之手段

本發明之要旨是如下所示。

(1)與本發明之一態樣相關之鋼板令化學成分以單位質量%計含有：C：0.06~0.15%，P：0.040%以下，S：0.0100%以下，N：0.0100%以下，O：0.0060%以下，Si及Al之合計：0.20~2.50%，Mn及Cr之合計：1.50~3.00%，Mo：0~1.00%，Ni：0~1.00%，Cu：0~1.00%，Nb：0~0.30%，Ti：0~0.30%，V：0~0.50%，B：0~0.0100%，Ca：0~0.0400%，Mg：0~0.0400%，及REM：0~0.0400%，剩餘部分是Fe及不純物構成；板厚1/4部之金屬組織以單位面積%計含有：肥粒體：10%以上且小於50%，粒狀變韌體：5%以上且小於50%，及麻田散體：20%以上且小於60%；在板厚1/4部之前述金屬組織，以單位面積%計，上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體及波來體之合計是0%以上且小於15%；在前述板厚1/4部，前述麻田散體之面積率Vm與前述麻田散體之平均硬度Hv的積是12000~34000；拉伸強度是980MPa以上。 (2)上述(1)記載之鋼板亦可令前述鋼板之前述化學成分以單位質量%計含有下述之1種或2種以上：Mo：0.01~1.00%，Ni：0.05~1.00%，及Cu：0.05~1.00%。 (3)上述(1)或(2)記載之鋼板亦可令前述鋼板之前述化學成分以單位質量%計含有下述之1種或2種以上：Nb：0.005~0.30%，Ti：0.005~0.30%，及V：0.005~0.50%。 (4)上述(1)~(3)之任一項記載之鋼板亦可令前述鋼板之前述化學成分以單位質量%計含有B：0.0001~0.01%。 (5)上述(1)~(4)之任一項記載之鋼板亦可令前述鋼板之前述化學成分以單位質量%計是含有下述之1種或2種以上：Ca：0.0005~0.04%，Mg：0.0005~0.04%，及REM：0.0005~0.04%。 (6)上述(1)~(5)之任一項記載之鋼板亦可在表面具有熔融鍍鋅層。 (7)上述(1)~(5)之任一項記載之鋼板亦可在表面具有合金化熔融鍍鋅層。 發明效果

根據本發明，可提供適合作為汽車等之構造構件之拉伸強度980MPa以上、延伸(尤其是全延伸)及擴孔性優良之高強度冷軋鋼板。

用以實施發明之形態 為了使用高強度鋼板來作為汽車車體之骨格系零件之材料，必須在不令高強度鋼板之擴孔性劣化的情況下將延伸提昇，藉此確保高強度鋼板之成形性。為了在作為汽車車體之骨格系零件來使用時充分確保汽車之衝撞安全性，高強度鋼板需要具有980MPa以上之拉伸強度。另外，為了在滿足該條件的情況下令高強度鋼板可進行成形而成為骨格系零件，高強度鋼板需要具有10000MPa‧%以上之拉伸強度與延伸的積(TS×El)、及20000MPa‧%以上之拉伸強度與擴孔性的積(TS×λ)。雖然強度(TS)及延伸(El)有相互反比例之傾向，但TS×El大的情況下，強度及延伸是雙方高。同樣地，雖然強度(TS)及擴孔性(λ)有相互反比例之傾向，但TS×λ大的情況下，強度及擴孔性是雙方高。

然而，在高強度汽車用鋼板，要將TS×El及TS×λ提高(亦即，令強度、延伸、及擴孔性全部提昇)是非常困難。在前述之習知技術，為了使鋼板在不令強度與擴孔性劣化的情況下將延伸改善，使用由包含許多差排之變韌肥粒體與硬質之雪明碳體而構成之上變韌體或下變韌體。然而，依本發明人們之見解，要使用上變韌體或下變韌體來一面確保強度與擴孔性、一面令延伸提昇，會很困難。

本發明人們獲得了如下之見解：當將拉伸強度980MPa以上之高強度鋼板之金屬組織所包含之粒狀變韌體之面積率適宜地控制的情況下，可一面確保該高強度鋼板之強度與擴孔性、一面令延伸提昇。亦即，本發明人們發現到：當鋼板之板厚1/4部之金屬組織以單位面積%計是含有10%以上而小於50%之肥粒體、5%以上而小於50%之粒狀變韌體、及20%以上而小於60%之麻田散體，板厚1/4部之金屬組織中之上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體及波來體限制成合計小於15%，且板厚1/4部之麻田散體之面積率Vm與板厚1/4部之麻田散體之平均硬度Hv的積滿足(式1)的情況下，可一面確保高強度鋼板之強度與擴孔性、一面令延伸提昇。

12000≤Vm×Hv≤34000　　　　　(式1)

以下，說明與本實施形態相關之鋼板之金屬組織。與本實施形態相關之鋼板是控制鋼板之板厚1/4部之金屬組織。將鋼板之板厚t定義成鋼板之軋延面相互間之距離的情況下，鋼板之板厚1/4部是指鋼板之從軋延面起算深度為板厚t之1/8之面附近、從軋延面起算深度為板厚t之3/8之面附近的領域。由於鋼板之板厚1/4部是位在鋼板之軋延面與鋼板之中心面的中間的部位，故具有鋼板之典型組織。若鋼板之板厚1/4部之金屬組織有適宜地控制，則判斷成鋼板整體之金屬組織有適宜地控制。以下，只要沒特別說明，則「面積率」是「鋼板之板厚1/4部之金屬組織的面積率」的意思。

(鋼板之板厚1/4部之金屬組織中之肥粒體之面積率：10%以上、小於50%) 由於鋼板之金屬組織含有之肥粒體是軟質之組織，故易於變形，所以，會提昇鋼板之延伸，並促進粒狀變韌體之生成。這是因為，沃斯田體與肥粒體之間之粒界比沃斯田體與沃斯田體之間之粒界還易於形成粒狀變韌體之核。本發明人們發現到，在製造中之鋼板以促進從沃斯田體往粒狀變韌體之變態的方式而生成肥粒體的情況下，最終獲得之鋼板是包含10%以上之肥粒體。因此，將肥粒體之面積率之下限值取10%。另一方面，由於當肥粒體之面積率是50%以上的情況下，鋼板之拉伸強度顯著地劣化，故肥粒體之面積率必須是小於50%。肥粒體之面積率之上限值宜為40%，更宜為35%。肥粒體之面積率之下限值宜為15%，更宜為20%。

(鋼板之板厚1/4部之金屬組織中之粒狀變韌體之面積率：5%以上、小於50%) 粒狀變韌體是具有粒形狀之變韌體，與具有針狀之形狀之通常之變韌體是不同區分。通常之變韌體是主要由硬質之雪明碳體與針狀之變韌肥粒體構成之組織，粒狀變韌體則是幾乎不包含硬質之雪明碳體、且由差排密度低之變韌肥粒體構成。由於此構成，粒狀變韌體之硬度是比肥粒體之硬度還大、比通常之變韌體之硬度還小，故令肥粒體與麻田散體之間之硬度差降低。因此，包含粒狀變韌體之鋼板會成為延伸與擴孔性之平衡佳之鋼板。如上述，與本實施形態相關之鋼板是為了促進粒狀變韌體之生成而需要含有肥粒體。另外，如後述，與本實施形態相關之鋼板是為了令強度提昇而需要含有麻田散體。然而，由於肥粒體與麻田散體之硬度差大，故對鋼板進行擴孔加工的情況下，有可能在肥粒體與麻田散體之界面發生孔隙、因為該孔隙而發生加工不良。再者，由於與本實施形態相關之鋼板含有之粒狀變韌體是比肥粒體還硬但比麻田散體還軟，故可抑制在擴孔加工時從肥粒體與麻田散體之界面發生孔隙之情形。由於該等理由，將粒狀變韌體之面積率之下限值是取5%。另一方面，若粒狀變韌體過度地生成，則麻田散體會不足而損害鋼板之強度，故需要將粒狀變韌體之面積率之上限值取50%。粒狀變韌體之面積率之上限值宜為45%，更宜為35%。粒狀變韌體之面積率之下限值宜為10%，更宜為20%。

(鋼板之板厚1/4部之金屬組織中之麻田散體之面積率：20%以上、小於60%) 與本實施形態相關之鋼板是包含20%以上、小於60%之麻田散體。在本說明書，用語「麻田散體」是將初生麻田散體(未回火之麻田散體)及回火麻田散體雙方皆包含在內。為了改善擴孔性，令麻田散體與肥粒體、粒狀變韌體之硬度差變小是很重要。所以，以不令強度大幅度減少之程度對鋼板進行回火，初生麻田散體成為回火麻田散體亦無妨。回火可以是在連續退火線、連續鍍鋅線上、在令鋼板冷卻至室溫之途中進行，亦可以是在令鋼板冷卻至室溫後才進行。另外，藉由箱退火等而另外進行回火亦獲得相同之效果。

由於鋼板之金屬組織含有之麻田散體是差排密度高、硬質之組織，故提昇鋼板之拉伸強度。為了確保980MPa以上之拉伸強度，麻田散體之面積率之下限值是取20%。另一方面，由於當麻田散體之面積率是60%以上的情況下，延伸與擴孔性顯著地劣化，故麻田散體之面積率需要控制成小於60%。麻田散體之面積率之上限值宜為45%，更宜為40%。

(Vm×Hv：12000~34000) 由於鋼板之金屬組織含有之麻田散體是差排密度高、硬質之組織，故提昇拉伸強度。為了確保980MPa以上之拉伸強度，需要令板厚1/4部之麻田散體之面積率Vm與板厚1/4部之麻田散體之平均硬度Hv的積(Vm×Hv)滿足(式1)。由於當Vm×Hv小於12000的情況下，無法確保980MPa以上之拉伸強度，故將Vm×Hv之下限值取12000。另一方面，當Vm×Hv超過34000的情況下，會成為微組織中之麻田散體面積率高之狀況、及/或麻田散體之平均硬度上昇之狀況。此情況下，鋼板之拉伸強度與延伸的積(TS×El)低於10000MPa‧%、及/或鋼板之拉伸強度與擴孔性的積(TS×λ)低於20000MPa‧%。不滿足該等條件之鋼板是未具有充分之擴孔性來令製造汽車車體之骨格系構件成為可能、或未具有充分之強度來確保衝撞時之安全性。因此，將Vm×Hv之上限取34000。在此，Vm之單位是面積%，平均硬度Hv之單位是維氏硬度。 12000≤Vm×Hv≤34000　　　　　(式1)

(鋼板之板厚1/4部之金屬組織中之上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體及波來體之合計面積率：小於15%) 由於上變韌體、及下變韌體是微組織中之差排密度高、進一步令微組織中之麻田散體分率減少，故鋼板強度劣化。另外，雪明碳體(包含變韌體、回火麻田散體等)亦是若過度析出則鋼板之延伸顯著地降低。另外，殘留沃斯田體及波來體是令鋼板之擴孔性顯著地劣化。由於殘留沃斯田體是藉由鋼板變形中之加工誘發變態而往硬質之麻田散體變態，故令鋼板之擴孔性顯著地劣化。由於波來體是包含硬質之雪明碳體之金屬組織，故會於擴孔時成為孔隙發生之起點。

在與本實施形態相關之鋼板，不包含上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體及波來體會較佳。所以，上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體及波來體之合計面積率之下限值是0%。另一方面，若上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體或波來體之合計成為15%以上，則延伸與擴孔性顯著地劣化。然而，在與本實施形態相關之鋼板，容許有合計面積率小於15%之上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體及波來體。上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體及波來體之合計面積率之上限值宜為10%。

肥粒體、粒狀變韌體、麻田散體、以及上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體、波來體之面積率之算出方法之一例是如下所示。

肥粒體之面積率可藉由對使用掃描型電子顯微鏡而獲得之板厚1/4部之截面之電子通道對比像進行觀察來算出。電子通道對比像是將結晶粒內之結晶方位差以像之對比之差來表示的像，在該像中，具有均一之對比之部分是肥粒體。

殘留沃斯田體之面積率可藉由使用FE-SEM對以里培拉液蝕刻之板厚1/4部之截面進行觀察來算出。另外，殘留沃斯田體之面積率亦可藉由使用到X射線繞射裝置之測定來算出。在使用到X射線繞射裝置之測定，首先，藉由機械研磨及化學研磨而將從試料之板面(軋延面)到深度為板厚t之1/4之面為止的領域去除，接著，在深度為板厚t之1/4之面，使用MoKα線來作為特徵X射線而求出bcc相之(200)、(211)及fcc相之(200)、(220)、(311)之繞射峰之積分強度比，基於該等積分強度比來算出殘留沃斯田體之體積率是可行的。可將該殘留沃斯田體之體積率視為殘留沃斯田體之面積率。

麻田散體之面積率可藉由對使用FE-SEM而獲得之以里培拉液蝕刻之板厚1/4部之截面之像進行觀察來算出。由於FE-SEM像之未腐蝕領域是包含麻田散體與殘留沃斯田體，故可從未腐蝕領域之面積率減去使用X射線繞射裝置所測定出之殘留沃斯田體之面積率，來予以算出。或者，可在使用掃描型電子顯微鏡而獲得之電子通道對比像，將麻田散體與其他之金屬組織予以區分。在電子通道對比像中，差排密度高、且粒內帶有塊、束等下部組織之領域是麻田散體。

關於上變韌體、下變韌體、及回火麻田散體之辨識，可使用FE-SEM對經過硝太蝕劑腐蝕之板厚1/4部之截面之組織內部含有之雪明碳體之位置與位向進行觀察。上變韌體是由條狀之變韌肥粒體、在其界面生成之雪明碳體或殘留沃斯田體而構成。另一方面，下變韌體是由條狀之變韌肥粒體、在其內部生成之雪明碳體而構成。所以，可基於雪明碳體之位置而區分上變韌體與下變韌體。由於變韌肥粒體及雪明碳體之結晶方位關係是1種類，故將上變韌體及下變韌體予以構成之雪明碳體是帶有同一位向。另一方面，回火麻田散體是由麻田散體條、在其內部生成之雪明碳體而構成，麻田散體條及雪明碳體之結晶方位是2種類以上，因此，將回火麻田散體予以構成之雪明碳體是帶有複數之位向。所以，可基於雪明碳體之位向而區分出是回火麻田散體、或是上變韌體及下變韌體。如此，可藉由檢測雪明碳體之特徴而辨識各組織、算出各組織之面積率。

關於波來體之辨識，可使用光學顯微鏡對經過硝太蝕劑腐蝕之板厚1/4部之截面進行觀察。在光學顯微鏡像中，具有暗對比之領域是波來體。

粒狀變韌體是由差排密度低之變韌肥粒體而構成，幾乎不包含硬質之雪明碳體。因此，習知之腐蝕法、及使用到掃描型電子顯微鏡之2次電子像觀察等無法區分粒狀變韌體與肥粒體。發明人們努力檢討之結果，發現：由於粒狀變韌體是以變韌肥粒體之集合體而構成，故其內部帶有方位差微小之粒界。在與本實施形態相關之鋼板，「方位差微小之粒界」是方位差為2度以下之2個結晶或副結晶之界面。肥粒體是在其內部幾乎不具有方位差微小之粒界。所以，基於方位差微小之粒界之有無，粒狀變韌體與肥粒體之識別成為可能。本發明人們基於該見解而想到之粒狀變韌體之面積率之測定方法是如下所示。首先，使用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)裝置，以0.2μm之間隔而分析板厚1/4部，由測定資料來計算Grain average misorientation之值。Grain average misorientation是在被方位差5°以上之粒界包圍之領域計算相鄰之測定點間之方位差而將其針對結晶粒內之所有測定點予以平均化之值。測定點之間隔可以是例如0.2μm。藉由此手法，檢測變韌肥粒體帶有之方位差微小之粒界成為可能。Grain average misorientation之值小於0.5°之領域可視為肥粒體。能以從Grain average misorientation之值為0.5°以上之領域之面積率減去上變韌體、下變韌體、回火麻田散體、波來體、及麻田散體之面積率的值，作為粒狀變韌體之面積率。

關於板厚1/4部之麻田散體之平均硬度，使用維氏硬度計對板厚1/4部之麻田散體之硬度進行測定而求出。令在維氏硬度測定作成之壓痕是包含在一個麻田散體之結晶粒內，而進行硬度測定。可測定50個麻田散體粒之硬度，以這些硬度的平均值來作為板厚1/4部之麻田散體之平均硬度Hv。

接著，說明與本實施形態相關之鋼板之化學組成。附帶一提，只要沒有特別說明，則各元素之含有量之單位「%」是「質量%」的意思。

(C：0.06~0.15%) C是確保20面積%以上之麻田散體、令鋼板之強度提昇的元素。C含有量小於0.06%的情況下，難以獲得20面積%以上之麻田散體，無法獲得拉伸強度980MPa以上之鋼板。另一方面，C含有量超過0.15%的情況下，由於肥粒體之生成受到抑制，故鋼板之延伸劣化。因此，C含有量是取0.06~0.15%。C含有量之上限值宜為0.13%，更宜為0.11%。C含有量之下限值宜為0.07%，更宜為0.075%。

(P：0.040%以下) P是不純物元素，是在鋼板之板厚中央部偏析而阻礙韌性、而且、令熔接部脆化的元素。P含有量超過0.040%的情況下，因為靱性降低，令鋼板之擴孔性顯著地劣化。所以，P含有量需要取0.040%以下。P含有量宜為0.010%以下。由於P是越少越好，故P含有量之下限值並未特別限定。然而，令鋼板之P含有量小於0.0001%，就經濟上而言是不佳，故亦可以取0.0001%來作為P含有量之實質之下限值。

(S：0.0100%以下) S是不純物元素，是阻礙熔接性、而且、阻礙鑄造時及熱軋時之製造性的元素。另外，S是形成粗大之MnS而阻礙鋼板之擴孔性的元素。S含有量超過0.0100%的情況下，會發生熔接性之降低、製造性之降低、及擴孔性之顯著降低。所以，S含有量需要取0.0100%以下。S含有量宜為0.0050%以下。由於S是越少越好，故S含有量之下限值並未特別限定。然而，令鋼板之S含有量小於0.0001%，就經濟上而言是不佳，故亦可以取0.0001%來作為S含有量之實質之下限值。

(N：0.0100%以下) N會形成粗大之氮化物、阻礙彎曲性及擴孔性。另外，N是成為熔接時之氣孔之發生原因的元素。N含有量超過0.0100%的情況下，擴孔性之降低、及氣孔之發生會變得顯著。所以，N含有量需要取0.0100%以下。由於N是越少越好，故N含有量之下限值並未特別限定。然而，由於令鋼板之N含有量小於0.0005%會導致製造成本之大幅增加，故亦可以取0.0005%來作為N含有量之實質之下限值。

(O：0.0060%以下) O會形成粗大之氮化物、阻礙彎曲性及擴孔性。另外，O是成為熔接時之氣孔之發生原因的元素。由於O含有量超過0.0060%的情況下，擴孔性之降低、及氣孔之發生會變得顯著，故宜取0.0060%以下。由於O是越少越好，故O含有量之下限值並未特別限定。然而，由於令鋼板之O含有量小於0.0005%會導致製造成本之大幅增加，故亦可以取0.0005%來作為O含有量之實質之下限值。

(Si及Al：合計0.20~2.50%) Si及Al是對獲得5面積%以上之粒狀變韌體而言必要的元素。粒狀變韌體是令在變韌肥粒體之界面存在之差排藉由熱而回復、使複數之變韌肥粒體成為一個塊狀變韌肥粒體而產生之金屬組織。因此，在鋼板之製造過程，若於生成粒狀變韌體之前在變韌肥粒體之界面生成雪明碳體，則該雪明碳體會妨礙變韌肥粒體之相互結合，而無法獲得粒狀變韌體。Si及Al是抑制雪明碳體之生成的元素。經過發明者人們努力檢討之結果，得知要獲得5面積%以上之粒狀變韌體則需要將Si及Al含有合計0.20%以上。因此，Si及Al之含有量之合計是取0.20%以上。另一方面，Si及Al同時也是肥粒體生成元素，若含有量過剩，則不只令肥粒體之面積分率超過上限，還會使鋼板韌性劣化，故Si及Al之含有量之合計之上限值是2.50%。Si及Al之含有量之合計之下限值宜為0.30%，更宜為0.40%。Si及Al之含有量之合計之上限值宜為2.00%，更宜為1.60%。附帶一提，在與本實施形態相關之鋼板，由於Si及Al之功用類似，故即便鋼板之Si及Al之其中一者之含有量是0%，只要另一者之含有量是0.20~2.50%，則可獲得上述之效果。

(Mn及Cr：合計1.50~3.00%) Mn及Cr是令鋼板強度提昇的元素。另外，Mn及Cr是抑制在退火設備或熔融鍍鋅設備進行熱處理時於鋼板產生肥粒體變態的元素。Mn及Cr之含有量之合計小於1.50%的情況下，會生成50面積%以上之肥粒體，無法獲得具有980MPa以上之拉伸強度之鋼板。所以，Mn及Cr之含有量之合計需要取1.50%以上。另一方面，Mn及Cr之含有量之合計超過3.00%的情況下，肥粒體變態會過度地受到抑制，無法確保10面積%以上之肥粒體，而令鋼板延伸劣化。因此，Mn及Cr之含有量之合計需要取3.00%以下。Mn及Cr之含有量之合計之下限值宜為1.80%，更宜為2.00%。Mn及Cr之含有量之合計之上限值宜為2.80%，更宜為2.60%。附帶一提，在與本實施形態相關之鋼板，由於Mn及Cr之功用類似，故即便鋼板之Mn及Cr之其中一者之含有量是0%，只要另一者之含有量是1.50~3.00%，則可獲得上述之效果。

(Mo：0~1.00%) 由於與本實施形態相關之鋼板並不需要含有Mo，故Mo含有量之下限值是0%。然而，Mo是對提昇鋼板之強度而言有效的元素。另外，Mo是抑制在退火設備或熔融鍍鋅設備進行熱處理時於鋼板產生之肥粒體變態、藉由抑制過度之肥粒體變態而確保麻田散體面積率、令鋼板之強度提高的元素。可以為了獲得此效果而含有0.01%以上之Mo。另一方面，由於Mo含有量超過1.00%的情況下，肥粒體變態之抑制效果會飽和，故實質上沒有必要含有超過1.00%之Mo。所以，Mo含有量之上限值是1.00%。

(Ni：0~1.00%) 由於與本實施形態相關之鋼板並不需要含有Ni，故Ni含有量之下限值是0%。然而，Ni是對提昇強度而言有效的元素。Ni是抑制在連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備進行熱處理時產生之肥粒體變態而令麻田散體量增大、令鋼板之強度提高的元素。可以為了獲得此效果而含有0.05%以上之Ni。另一方面，由於Ni含有量超過1.00%的情況下，肥粒體變態之抑制效果會飽和，故實質上沒有必要含有超過1.00%之Ni。所以，Ni含有量之上限值是1.00%。

(Cu：0~1.00%) 由於與本實施形態相關之鋼板並不需要含有Cu，故Cu含有量之下限值是0%。然而，Cu是對提昇強度而言有效的元素。Cu是藉由固熔強化、或由在肥粒體中之析出造成之析出強化，而令鋼板之強度提昇。可以為了獲得此效果而含有0.01%以上之Cu。另一方面，已為人知的是，當Cu含有量超過1.00%的情況下，於熱軋延時Cu在結晶粒界液相化而使鋼板脆化之現象。為了避免此脆化，要含有Cu的情況下，宜亦含有Ni。但是，Cu添加量之上限值是1.00%。

(Nb：0~0.30%) 由於與本實施形態相關之鋼板並不需要含有Nb，故Nb含有量之下限值是0%。然而，Nb是藉由在熱處理工程令沃斯田體細粒化而令鋼板之強度提昇的元素。可以為了獲得沃斯田體之細粒化效果而含有0.005%以上之Nb。另一方面，由於Nb含有量超過0.30%的情況下，含有Nb之合金碳化物會在結晶粒界過度析出、令鋼板脆化，故Nb含有量之上限值是取0.30%。

(Ti：0~0.30%) 由於與本實施形態相關之鋼板並不需要含有Ti，故Ti含有量之下限值是0%。然而，Ti是藉由在熱處理工程令沃斯田體細粒化而使沃斯田體之粒界面積增加、促進肥粒體變態的元素。可以為了獲得沃斯田體之細粒化效果而含有0.005%以上之Ti。另一方面，由於Ti含有量超過0.30%的情況下，含有Ti之碳化物會在結晶粒界過度析出、令鋼板脆化，故Ti含有量之上限值是取0.30%。

(V：0~0.50%) 由於與本實施形態相關之鋼板並不需要含有V，故V含有量之下限值是0%。然而，V是藉由在熱處理工程令沃斯田體細粒化而使沃斯田體之粒界面積增加、促進肥粒體變態的元素。可以為了獲得沃斯田體之細粒化效果而含有0.005%以上之V。另一方面，由於V含有量超過0.50%的情況下，含有V之碳化物會在結晶粒界過度析出、令鋼板脆化，故V含有量之上限值是取0.50%。

(B：0~0.0100%) 由於與本實施形態相關之鋼板並不需要含有B，故B含有量之下限值是0%。然而，B是藉由在熱處理工程偏析於沃斯田體之粒界而抑制肥粒體變態、藉此令鋼板之強度提高的元素。可以為了獲得此效果而含有0.0001%以上之B。另一方面，由於B含有量超過0.0100%的情況下，不但抑制肥粒體變態之效果會飽和，還會在結晶粒界生成硼化物，令鋼板脆化，故B含有量之上限值是取0.0100%。

(Ca：0~0.0400%) (Mg：0~0.0400%) (REM：0~0.0400%) 由於與本實施形態相關之鋼板並不需要含有Ca、Mg、及REM，故Ca、Mg、及REM含有量之下限值是0%。然而，Ca、Mg、及REM是控制氧化物及硫化物之形態而令擴孔性提昇的元素。可以為了獲得此效果，而含有從藉由0.0005%以上之Ca、0.0005%以上之Mg、及0.0005%以上之REM所成之群選擇之1種以上。較佳的是，Ca、Mg、REM各自之含有量為0.0010%以上。另一方面，Ca、Mg、REM各自之含有量超過0.0400%的情況下，會形成粗大之氧化物而令鋼板之擴孔性劣化。所以，Ca、Mg、REM各自之含有量之上限值是0.0400%。較佳的是，Ca、Mg、REM各自之含有量之上限值為0.0100%。

「REM」是指由Sc、Y及鑭系元素所成之合計17元素，「REM之含有量」是指該等17元素之合計含有量。REM常常是以稀土金屬合金之形式而添加。有時會除了La及Ce之外，還添加其他之鑭系元素。即便是此情況下，與本實施形態相關之鋼板亦發揮其效果。另外，即便添加金屬La及金屬Ce等之金屬REM，與本實施形態相關之鋼板亦發揮其效果。

在與本實施形態相關之鋼板之化學成分，剩餘部分是包含鐵(Fe)及不純物。不純物是當對鋼材進行工業性製造時因為如礦石或廢料等之原料、或製造工程之各種因素而混入之成分，在不對本發明賦予不良影響之範圍之不純物是可以容許。

與本實施形態相關之鋼板亦可以是熔融鍍鋅鋼板，其中Fe是小於7質量%，剩餘部分是包含Zn、Al、及不純物，且更具有在鋼板表面形成之熔融鍍鋅層。或者，與本實施形態相關之鋼板亦可以是合金化熔融鍍鋅鋼板，其中Fe是7~15質量%，剩餘部分是包含Zn、Al、及不純物，且更具有在鋼板表面形成之熔融鍍鋅層。

接著，說明與本實施形態相關之鋼板、熔融鍍鋅鋼板、及合金化熔融鍍鋅鋼板之製造方法之一例。

與本實施形態相關之鋼板之製造方法是將與本實施形態之鋼板具有相同組成之鑄造扁胚直接(亦即，沒有進行冷卻及再加熱)供給至熱軋延、或是暫且冷卻後再加熱至1100℃以上而供給至熱軋延，在850℃以上之溫度域結束熱軋延，在750℃以下之溫度域供給至捲繞、酸洗、軋縮率30~80%以下之冷軋延，接著，進行退火、冷卻。

在與本實施形態相關之鋼板之製造方法，關於供給至熱軋延之鑄造扁胚，只要是與本實施形態之鋼板具有相同組成，則不限定於特定之鑄造扁胚。舉例來說，鑄造扁胚是連續鑄造扁胚、以薄扁胚連鑄機製造之扁胚等即可

(熱軋延前之鑄造扁胚之加熱溫度：1100℃以上) 鑄造扁胚是直接(亦即，沒有冷卻至小於1100℃)供給至熱軋延、或是暫且冷卻後進行再加熱而供給至熱軋延。將鑄造扁胚暫且冷卻、接著再加熱的情況下，加熱溫度是取1100℃以上。與本實施形態相關之鋼板有時是包含多量之合金元素。由於需要令合金元素固熔於熱軋延前之鑄造扁胚中，故需要在熱軋延前將鑄造扁胚以高溫而加熱。加熱溫度小於1100℃的情況下，會殘留粗大之合金碳化物，該合金碳化物會導致扁胚破裂。在此，加熱溫度宜為1180℃以上，更宜為1200℃以上。

(熱軋延之精整溫度：850℃以上) 關於熱軋延，考慮到軋延中之變形抵抗，宜令精整軋延溫度是以在850℃以上之沃斯田體單相域而完成。精整軋延溫度是850℃以下的情況下，軋延機之負載會變高，而且，當在熱軋中肥粒體變態開始時，變形抵抗會急遽地變化，將難以獲得安定之軋延。附帶一提，一般而言，熱軋延是於寬方向帶有溫度偏差，故在此之精整軋延溫度是指寬方向中心部之溫度。

附帶一提，亦可以在熱軋延時令粗軋延板相互接合而連續地進行熱軋延。

(捲繞溫度：750℃以下) 捲繞溫度是750℃以下即可，下限並未特別限定。然而，由於要在室溫以下之溫度將熱軋鋼板捲繞，在技術上會困難，故室溫是捲繞溫度之實質之下限值。捲繞溫度超過750℃的情況下，在熱軋後之鋼板表面，氧化皮之厚度變大，之後之酸洗工程將會變得困難。所以，宜以750℃程度作為捲繞溫度之上限。另外，一般而言，捲繞溫度越低則熱軋鋼板之微組織越均一，連續退火後之製品之成形性獲得改善。所以，在冷軋延能力之容許範圍內，捲繞溫度宜盡可能地低溫。另外，捲繞溫度之低溫化是亦有助於鋼板之酸洗性之改善。

(酸洗) 將捲繞之熱軋鋼板捲回、實施酸洗，供給至冷軋延。藉由酸洗，將熱軋鋼板之表面之氧化物去除，令冷軋鋼板之鈍化處理性、鍍敷性等提昇。酸洗可以是一次，亦可以是分成複數次而進行。

(冷軋延之累積軋縮率：30~80%) 以累積軋縮率30~80%，對經過酸洗之熱軋鋼板進行冷軋延。冷軋延之累積軋縮率小於30%的情況下，難以令冷軋鋼板之形狀保持平坦，另外，最終獲得之鋼板之延性降低。所以，冷軋延之累積軋縮率是取30%以上。冷軋延之累積軋縮率宜為50%以上。另一方面，冷軋延之累積軋縮率超過80%的情況下，軋延負載變得過大，冷軋延之實施會變得困難，故通常之製造設備將難以處理。但是，冷軋延之累積軋縮率超過80%亦無妨。所以，冷軋延之累積軋縮率是取80%以下。冷軋延之累積軋縮率宜為70%以下。

(退火) 冷軋延後之鋼板是進行退火。退火溫度(退火時之最高加熱溫度)過低的情況下，無法獲得預定之面積率之粒狀變韌體與麻田散體。這是因為，退火溫度過低的情況下，未生成充分之量之沃斯田體。該等粒狀變韌體及麻田散體是當在退火中生成之沃斯田體受到冷卻時，從沃斯田體來相變態而獲得之組織。所以，當退火溫度低、朝粒狀變韌體及麻田散體變態之沃斯田體之生成量減少的情況下，粒狀變韌體及麻田散體之面積率會不足。退火溫度過低的情況下，退火後獲得之麻田散體面積率不足，板厚1/4部之麻田散體之面積率Vm與板厚1/4部之麻田散體之平均硬度Hv的積會小於12000。

另一方面，退火溫度過高的情況下，不但退火後之肥粒體量不足而令鋼板之延性降低，粒狀變韌體之生成亦延遲。因此，退火溫度過高的情況下，會得不到充分之肥粒體及粒狀變韌體之面積率。由該退火溫度之高溫化造成之肥粒體面積率之減少是因為沃斯田體之粒成長受到促進，令藉由之後之冷卻而生成之肥粒體面積率減少。再者，退火溫度過高的情況下，板厚1/4部之麻田散體之面積率Vm與板厚1/4部之麻田散體之平均硬度Hv的積會超過34000。這是因為，當退火溫度過高的情況下，雖然麻田散體之平均硬度降低，但麻田散體之面積率大幅地增加。

要獲得能確保預定量之肥粒體、粒狀變韌體、麻田散體且將Vm×Hv控制在預定範圍內之鋼板所需要之退火溫度是因應鋼板之合金成分而不同。尤其，身為淬火性提昇元素之Mn、Cr、Mo、B等之含有量是當決定退火溫度時需要考慮的因素。再者，退火後之冷卻條件也是當決定退火溫度時需要考慮的因素。

在淬火性提昇元素之含有量多之鋼板，以沃斯田體單相溫度作為退火溫度的情況下，由於退火後之冷卻之期間不發生肥粒體變態，故難以確保充分之肥粒體分率。所以，在淬火性提昇元素之含有量多之鋼板，常常需要以溫度較低之沃斯田體與肥粒體之2相域領域來作為退火溫度。另一方面，在該等淬火性提昇元素少之鋼板、或是Si、Al等肥粒體生成元素之添加量多之鋼板，由於即便以沃斯田體單相溫度來退火，在退火後之冷卻之期間亦會有肥粒體變態，故易於確保充分之肥粒體分率。

另外，如後述，退火後之冷卻條件亦會影響肥粒體分率。以令肥粒體量增大的方式而實施緩冷卻的情況下，即便退火溫度是沃斯田體單相域，亦易於確保預定量之肥粒體。

只要可獲得能確保預定量之肥粒體、粒狀變韌體、麻田散體且將Vm×Hv控制在預定範圍內之鋼板，則退火溫度之溫度域不論是沃斯田體與肥粒體之2相域、或沃斯田體單相域皆無妨。根據本發明人們之見解，在上述之與本實施形態相關之鋼板之化學成分之範圍內令淬火性提昇元素之量變化的情況下，滿足上述條件之退火溫度常常是在780~840℃之範圍內。

退火時之環境氣體並未特別限定。退火可以是以還元環境氣體而進行，亦可以是以氧化還元環境氣體而進行。

(冷卻) 退火後之鋼板是受到冷卻。為了在從退火之最高加熱溫度至620~820℃之溫度範圍為止之間使肥粒體變態發生，即便以0.5~15℃/s之冷卻速度對鋼板進行緩冷卻亦無妨。亦即，為了令藉由退火所獲得之沃斯田體變態而獲得預定之肥粒體面積率，即便進行冷卻速度低之緩冷卻、藉此調整肥粒體分率亦無妨。另一方面，當令最高加熱溫度是沃斯田體與肥粒體之2相域溫度而進行退火、獲得預定量之肥粒體面積率的情況下，即便沒有上述緩冷卻，亦沒有任何問題。附帶一提，緩冷卻是藉由對鋼板進行吹噴等之任意之冷卻手段來進行，緩冷卻速度是將從緩冷卻開始至結束為止之溫度變化量除以從緩冷卻開始至結束為止之時間而獲得的值，緩冷卻停止溫度是令緩冷卻中止時的鋼板溫度。

將鋼板從上述緩冷卻之結束溫度、或退火之最高加熱溫度來冷卻至450~650℃之溫度域。雖然在該冷卻中藉由肥粒體變態而令肥粒體面積率增加亦無妨，但要以不會令肥粒體面積率超過預定之面積率的方式而調整冷卻速度。此時之冷卻速度實質上是1~200℃/s之範圍。冷卻速度比1℃/s還慢的情況下，舉例來說會發生如下之問題：為了抑制肥粒體變態而需要過度地添加合金，連續退火線之冷卻設備長度變長，或者，需要令穿行時之線速度過度地變慢。所以，冷卻速度之實質下限是1℃/s。由於要獲得超過200℃/s之冷卻速度，就設備上而言是困難，故冷卻速度之實質上限是200℃/s。附帶一提，冷卻是藉由對鋼板進行吹噴、或將冷卻水加在鋼板等之任意之冷卻手段來進行，冷卻速度是將從冷卻開始至結束為止之溫度變化量除以從冷卻開始至結束為止之時間而獲得的值，冷卻停止溫度是令冷卻中止時之鋼板溫度。

(冷卻停止及鋼板溫度之降低之限制) 藉由上述冷卻而令鋼板之溫度成為450~650℃之溫度域之後，令鋼板之冷卻停止，將鋼板溫度之降低速度以10~600秒之期間而限制在小於1.0℃/sec。藉此，於鋼板生成粒狀變韌體。以後，有時會以「鋼板溫度之保持」來稱呼將鋼板溫度之降低速度限制在小於1.0℃/sec之情形。

關於粒狀變韌體，是令複數之變韌肥粒體因為在界面存在之差排回復而變成一塊，藉此生成之組織。可藉由在450~650℃之溫度域，而令如此之差排之回復及變韌肥粒體之生成顯著地發生。本實施形態之鋼板之製造方法是在該溫度域10秒以上，令鋼板溫度之降低速度限制在小於1.0℃/sec、或令鋼板溫度保持等溫，藉此，可確保充分之粒狀變韌體之面積率。較佳的是令鋼板之溫度在480~580℃之範圍停留10秒以上，藉此，粒狀變韌體之生成會進展。另外，為了防止波來體變態及雪明碳體之析出，鋼板溫度之保持時間之上限宜取600秒。亦即，鋼板溫度之保持時間之實質範圍是10~600秒。

製造冷軋鋼板的情況下，可藉由在連續退火設備附帶之過時效帶，而調整變韌體及麻田散體之面積率。與本實施形態相關之鋼板之製造方法雖然不需要限定在過時效帶之熱處理條件，但一般而言，在過時效帶之熱處理是在200~350℃溫度範圍令鋼板溫度進行30秒以上、小於2000秒之保持。若在過時效帶之保持溫度過度地高，則有生成雪明碳體及波來體等、令鋼板之強度降低及擴孔性劣化之虞，故通常是以350℃來作為在過時效帶之保持溫度之上限。若在過時效帶之保持溫度太低，則與沒有進行過時效而直接冷卻的情況幾乎沒差別，故為了獲得實質之過時效效果，在過時效帶之保持溫度宜為200℃以上。另外，保持時間短的情況亦相同，與沒有進行過時效而直接冷卻的情況幾乎沒差別，故為了獲得實質之過時效效果，在過時效帶之溫度保持時間宜為30秒以上。再者，溫度保持時間過分地長的情況下，雖然還會受保持之溫度所影響，但有發生雪明碳體及波來體等之生成、令鋼板之強度降低及擴孔性劣化之虞。再者，考慮到連續退火線之線長，2000秒是溫度保持時間之實質上限。

要對鋼板實施鍍鋅的情況下，在進行鋼板溫度之保持之後，為了實施熔融鍍鋅，令鋼板冷卻至身為鋅鍋溫度之450~480℃附近。雖然在該冷卻並未特別限制冷卻速度，但較現實之範圍是1~100℃/秒。另一方面，不實施鍍鋅之鋼板的情況下，在前述450~650℃確保預定之粒狀變韌體面積率之後，可冷卻至室溫。雖然在此情況亦未特別限制冷卻速度，但較現實之範圍是1~100℃/秒。附帶一提，關於將鋼板溫度之降低速度限制在小於1.0℃/sec，可以藉由任意之溫度保持手段來進行，例如在沒有冷卻下將鋼板暫時閒置、或是將鋼板放進等溫保持用之爐等，鋼板溫度之保持時間是將鋼板溫度之降低速度限制在小於1.0℃/sec之狀態的長度。

(熔融鍍鋅) 在與本實施形態相關之鋼板之製造方法，鍍敷工程並非必要，但亦可因應需求而對冷卻後之鋼板實施熔融鍍鋅。熔融鍍鋅前之鋼板已冷卻至比熔融鍍鋅浴溫度還要低40℃以上之溫度的情況下，可先將鋼板加熱至(熔融鍍鋅浴溫度-40)℃~(熔融鍍鋅浴溫度+50)℃之後，再進行熔融鍍鋅。即便實施熔融鍍鋅，鋼板之組織仍維持，鋼板之延伸是充分地維持。

(合金化處理) 亦可以因應需求而在460℃以上、600℃以下之溫度範圍內對實施熔融鍍鋅之鋼板進行合金化處理。在460℃以下進行合金化處理的情況下，鍍敷層會未充分地合金化。另外，若在600℃以上之溫度進行合金化處理，則鍍敷層之合金化會過度進行，而令鍍敷層之耐蝕性劣化。

(麻田散體之回火) 如上述般地對鋼板進行在退火設備之退火、任意之緩冷卻、冷卻、溫度降低速度之限制、以及任意之鍍鋅及合金化之後，最終冷卻至室溫附近，藉此，於鋼板發生麻田散體變態，可獲得含有預定之面積分率之麻田散體之鋼板。在此，對獲得之麻田散體進行任意之回火，令擴孔性更加改善。這是因為，藉由對麻田散體進行回火，而令硬質之麻田散體、以及肥粒體、粒狀變韌體等比麻田散體還要軟質之相的硬度差減少。回火可以是在鋼板已完全冷卻至室溫附近之後再進行，亦可以是在鋼板已冷卻至身為麻田散體變態開始溫度之Ms以下之溫度而獲得某程度之麻田散體面積率之後、鋼板溫度降低至室溫附近之前，進行再加熱。

回火是藉由令鋼板在150℃以上400℃以下之溫度域保持2秒以上而進行。回火是對獲得回火麻田散體而言重要的工程。保持溫度(回火溫度)小於150℃、或保持時間(回火時間)小於2秒的情況下，由於麻田散體未充分地回火，故會失去實施回火之意義。另一方面，若保持溫度超過400℃，則回火麻田散體中之差排密度會降低，無法得到980MPa以上之拉伸強度。因此，回火是在150℃以上、400℃以下之溫度域進行2秒以上。

附帶一提，可以對獲得之鋼板適用例如電鍍敷及氣相沉積鍍敷等、以及在該等鍍敷後之合金化處理、有機皮膜形成、薄膜積層、有機鹽類處理、無機鹽類處理、無鉻處理等之表面處理。即便進行該等表面處理，亦可充分維持均一變形能力與局部變形能力。 實施例

接著，說明本發明之實施例，實施例之條件是為了確認本發明之可實施性及效果而採用之一條件例，本發明並非限定於該一條件例。關於本發明，只要不超脫本發明之要旨、可達成本發明之目的，則可採用各種條件。

藉由將上述之退火條件適切地組合，而獲得如下之鋼板。板厚1/4部之金屬組織以面積率計是含有：肥粒體：10%以上、小於50%，粒狀變韌體：5%以上、小於50%，麻田散體：20%以上、小於60%，上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體或波來體之合計：小於15%；前述板厚1/4部之前述麻田散體之面積率Vm與前述板厚1/4部之前述麻田散體之平均硬度Hv的積是12000~34000。

本發明人們是進行了以下說明之實驗。首先，熔化製造具有表1所示之化學組成之扁胚，之後，將扁胚再加熱至1220℃之抽出溫度，在精整溫度890~920℃之範圍進行達到2.5mm厚度為止之精整熱軋，而獲得熱軋鋼板。在550~600℃之溫度範圍將該等熱軋鋼板捲繞，閒置而冷卻至室溫附近。之後，藉由酸洗而將熱軋鋼板之表層皮去除，接著，對熱軋鋼板實施達到1.2mm厚度為止之冷軋延，而獲得冷軋鋼板。該等冷軋鋼板是以表2顯示之退火條件、緩冷卻條件、及冷卻條件、再加熱條件，在連續退火線、及連續熔融鍍鋅線穿行。在各線之最終工程具有調質軋延設備，在延伸率0.3~0.5%之範圍對冷軋鋼板進行調質，進行了形狀之矯正與降伏點(YP)之調整。於表3顯示獲得之鋼板之微組織解析及進行機械特性調査後之結果。

表1顯示之化學組成之剩餘部分是鐵及不純物。在表1，本發明之規定範圍外之數值是帶有底線。在表1，記號「-」的意思是，在與該記號相關之鋼中，與該記號相關之元素之含有量是可視為不純物之水準以下。在表2-1，關於未進行緩冷卻之試料，「緩冷卻速度」及「緩冷卻停止溫度」是記載為「-」。在表2-1，帶有記號「a」之鋼板之種類是冷軋鋼板，帶有記號「b」之鋼板之種類是熔融鍍鋅鋼板，帶有記號「c」之鋼板之種類是合金化熔融鍍鋅鋼板。在表2-2，關於未進行鍍鋅及合金化之試料，「鍍敷浴侵入板溫」及「合金化溫度」是記載為「-」。

板厚1/4部之肥粒體之面積率是藉由對使用掃描型電子顯微鏡而獲得之板厚1/4部之截面之電子通道對比像進行觀察來算出。

板厚1/4部之麻田散體之面積率Vm是未回火之初生麻田散體與回火麻田散體之面積率的合計值。初生麻田散體之面積率是藉由對使用FE-SEM而獲得之以里培拉液蝕刻之板厚1/4部之截面之像進行觀察來算出。回火麻田散體之面積率是藉由使用FE-SEM對經過硝太蝕劑腐蝕之板厚1/4部之截面之像進行觀察來算出。

板厚1/4部之粒狀變韌體之面積率是藉由從板厚1/4部中之Grain average misorientation之值為0.5°以上之領域之面積率減去上變韌體、下變韌體、回火麻田散體、波來體、及麻田散體之面積率而求出。關於Grain average misorientation之值為0.5°以上之領域，是使用EBSD裝置而以0.2μm之間隔對板厚1/4部進行測定、由測定資料資料來計算Grain average misorientation之值，藉此予以辨識。附帶一提，上變韌體、下變韌體、及波來體之面積率是藉由使用FE-SEM對經過硝太蝕劑腐蝕之板厚1/4部之截面之像進行觀察來算出。

板厚1/4部之剩餘部分之面積率是取肥粒體、粒狀變韌體、及麻田散體以外之領域之面積率。板厚1/4部之剩餘部分之面積率實質上可視為上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體及波來體之合計面積率。

板厚1/4部之麻田散體之平均硬度(麻田散體之平均硬度)是藉由使用維氏硬度計對板厚1/4部之麻田散體之硬度進行測定而求出。令在維氏硬度測定作成之壓痕是包含在一個麻田散體之結晶粒內，而進行硬度測定。測定50個麻田散體粒之硬度，以這些硬度的平均值來作為板厚1/4部之麻田散體之平均硬度Hv。

關於拉伸強度(TS)及全延伸(El)，是以試驗片之長方向與鋼板之軋延方向成直角的方式而採取JIS5號試驗片，以JISZ2242為根據來對其進行拉伸試驗而測定。

關於擴孔性(λ)，是依循日本工業規格JISZ2256記載之擴孔試驗方法而進行評價。

【表1】

【表2-1】

【表2-2】

【表3-1】

【表3-2】

化學成分在本發明之範圍內且製造方法適切之實施例1~3、6~8、11、12、15~28是將金屬組織及拉伸強度控制在本發明之範圍內，全延伸及擴孔性優良。

退火溫度過低之比較例4是肥粒體之面積率過剩，板厚1/4部之麻田散體之面積率Vm與麻田散體之平均硬度Hv的積(Hv×Vm)不足，拉伸強度不足。可以想到的原因是，由於退火溫度過低，故退火時產生之肥粒體殘留。

冷卻停止溫度過低、且溫度保持時間過長之比較例5是剩餘部分之面積率過剩，麻田散體之面積率不足，Hv×Vm不足，且拉伸強度不足。可以想到的原因是，由於在變韌體變態最容易進展之溫度域進行冷卻停止及溫度保持，故變韌體量過剩。

溫度保持時間過短之比較例9是肥粒體及粒狀變韌體之面積率不足，麻田散體面積率過剩，於是，與發明鋼相較之下，TS×El不足。可以想到的原因是，相較於令肥粒體與麻田散體成為預定之面積率而獲得良好機械特性之發明鋼，比較例9是呈現幾乎由麻田散體構成之微組織，故延性大幅地不足。

冷卻停止溫度過低、且溫度保持時間過短之比較例10是剩餘部分之面積率過剩，粒狀變韌體及麻田散體之面積率不足，Hv×Vm不足，且拉伸強度不足。可以想到的原因是，若冷卻停止溫度過低，則變韌體變態急劇地進展，在比較例10中，身為剩餘部分組織之變韌體之面積率大幅地增加，拉伸強度減少。

退火溫度過高之比較例13是肥粒體之面積率不足，麻田散體面積率過剩，於是，TS×El不足。可以想到的原因是，由於退火溫度過高，故在退火後之冷卻中，肥粒體變態未進展。

冷卻停止溫度過低之比較例14是剩餘部分之面積率過剩，麻田散體之面積率不足，Hv×Vm不足，且拉伸強度不足。可以想到的原因是，由於在變韌體變態最容易進展之溫度域進行冷卻停止及溫度保持，故變韌體量過剩。

元素C對確保麻田散體之面積率而言是必要，其含有量不足之比較例29是麻田散體面積率不足，肥粒體面積率過剩，Hv×Vm不足，拉伸強度不足。

C含有量過剩之比較例30是肥粒體之面積率不足，於是，TS×λ不足。可以想到的原因是，過剩量之C阻礙了肥粒體生成。

Si及Al對獲得粒狀變韌體而言是必要，其合計含有量不足之比較例31是粒狀變韌體之面積率不足。可以想到的原因是，為了生成粒狀變韌體，由Si及Al造成之抑制雪明碳體析出是重要，但在比較例31，Si及Al量並不充分，雪明碳體會析出。因此，在比較例31，身為剩餘部分組織之變韌體之面積分率增加，麻田散體之面積率降低，故Hv×Vm不足，拉伸強度不足。

Si及Al同時也是肥粒體生成元素，其合計含有量過剩之比較例32是肥粒體面積率過剩，Hv×Vm不足，拉伸強度及TS×λ不足。

Mn及Cr是抑制肥粒體變態之元素，其合計含有量不足之比較例33是麻田散體面積率不足，肥粒體及剩餘部分之面積率過剩，Hv×Vm不足，拉伸強度不足。

Mn及Cr之合計含有量過剩之比較例34是因為肥粒體變態過度地受到抑制，故肥粒體之面積率不足，麻田散體之面積率過剩，於是，TS×El不足。

比較例35之冷卻停止溫度高，其並未在身為粒狀變韌體之生成溫度域之650℃以下進行溫度保持，故微組織之大部分成為麻田散體。因此，在比較例35，拉伸強度是大幅地上昇，負責延性之如肥粒體、粒狀變韌體之軟質相是不足，故TS×El不足。

冷卻停止後之溫度保持時間長之比較例36是因為長時間之溫度保持而令變韌體及波來體過剩地生成，麻田散體之面積率不足，故TS不足。

Claims (7)

1. 一種鋼板，其特徵在於： 以單位質量%計，化學成分含有： C：0.06~0.15%， P：0.040%以下， S：0.0100%以下， N：0.0100%以下， O：0.0060%以下， Si及Al之合計：0.20~2.50%， Mn及Cr之合計：1.50~3.00%， Mo：0~1.00%， Ni：0~1.00%， Cu：0~1.00%， Nb：0~0.30%， Ti：0~0.30%， V：0~0.50%， B：0~0.0100%， Ca：0~0.0400%， Mg：0~0.0400%，及 REM：0~0.0400%， 剩餘部分是Fe及不純物構成； 板厚1/4部之金屬組織，以單位面積%計含有： 肥粒體：10%以上且小於50%， 粒狀變韌體：5%以上且小於50%，及 麻田散體：20%以上且小於60%； 在板厚1/4部之前述金屬組織，以單位面積%計，上變韌體、下變韌體、殘留沃斯田體及波來體之合計為0%以上且小於15%； 在前述板厚1/4部，前述麻田散體之面積率Vm與前述麻田散體之平均硬度Hv的積是12000~34000； 　拉伸強度是980MPa以上。
2. 如請求項1之鋼板，其中前述鋼板之前述化學成分以單位質量%計含有下述之1種或2種以上： Mo：0.01~1.00%， Ni：0.05~1.00%，及 Cu：0.05~1.00%。
3. 如請求項1或2之鋼板，其中前述鋼板之前述化學成分以單位質量%計含有下述之1種或2種以上： Nb：0.005~0.30%， Ti：0.005~0.30%，及 V：0.005~0.50%。
4. 如請求項1至3之任一項之鋼板，其中前述鋼板之前述化學成分以單位質量%計含有B：0.0001~0.01%。
5. 如請求項1至4之任一項之鋼板，其中前述鋼板之前述化學成分以單位質量%計含有下述之1種或2種以上： Ca：0.0005~0.04%， Mg：0.0005~0.04%，及 REM：0.0005~0.04%。
6. 如請求項1至5之任一項之鋼板，其中在表面具有熔融鍍鋅層。
7. 如請求項1至5之任一項之鋼板，其中在表面具有合金化熔融鍍鋅層。