TW201821629A - 高強度鋼板 - Google Patents

Abstract

本發明的高強度鋼板，其化學組成分，以質量%計，含有C：0.10~0.24%、Mn：3.50~12.00%、Si：0.005~5.00%、Al：0.005~5.00%、P：0.15%以下、S：0.030%以下、N：0.020%以下、O：0.010%以下、Cr：0~5.00%、Mo：0~5.00%、Ni：0~5.00%、Cu：0~5.00%、Nb：0~0.50%、Ti：0~0.50%、W：0~0.50%、B：0~0.010%、Ca：0~0.05%、Mg：0~0.05%、Zr：0~0.05%、REM：0~0.05%、Sb：0~0.50%、Sn：0~0.50%、As：0~0.05%、V：0~2.0%、其餘部分是Fe以及雜質，在1/4板厚位置處的金屬組織，以面積%計，係為：殘留沃斯田鐵：10.0~55.0%、高溫回火麻田散鐵：30.0~75.0%、低溫回火麻田散鐵：15.0~60.0%，其餘部分係為：新鮮麻田散鐵：0~10.0%、波來鐵：0~5.0%、變韌鐵：0~5.0%。

Description

高強度鋼板

本發明是關於高強度鋼板，尤其是成形性優異的高強度鋼板。

為了使汽車的車體、零件等兼具輕量化與安全性，素材也就是鋼板的高強度化不斷進展當中。一般而言，將鋼板予以高強度化的話，一致延伸性、局部延伸性、以及擴孔性都會降低，而損及成形性。因此，為了使用高強度鋼板當作汽車用構件，必須取得在強度(拉伸強度、降伏應力)上與成形性之間的適度平衡。

針對於一致延伸性的要求，以往的技術方案，係利用殘留沃斯田鐵的變態誘發塑性之所謂的TRIP鋼板(例如：請參考專利文獻1以及2)。此外，例如：專利文獻3以及4的技術方案，是為了提高TRIP鋼板的擴孔性以及局部延伸性，係以變韌鐵或回火麻田散鐵作為主要的金屬組織。

此外，例如：非專利文獻1的技術方案，係以添加了超過3.0%Mn含量的鋼來作為：殘留沃斯田鐵量 較之TRIP鋼更多，而且延性也高過TRIP鋼之高延性鋼板。

而專利文獻5所揭示的技術方案，為了提高擴孔性，係活用回火處理。麻田散鐵是較之其他的組織更為硬質，與周圍的組織之間的硬度差很大，局部延伸性以及擴孔性會惡化。藉由將麻田散鐵以500℃以下的低溫進行回火處理，可提昇擴孔性。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開昭61-217529號公報

[專利文獻2]日本特開平05-059429號公報

[專利文獻3]日本特開2005-330584號公報

[專利文獻4]日本特開2011-241474號公報

[專利文獻5]日本特開2012-237054號公報

[非專利文獻]

[非專利文獻1]古川敬、松村理：熱處理37號卷4號p204(1997年)

殘留沃斯田鐵，係可使C以及Mn濃化在沃斯田鐵中，即使在室溫下，亦可藉由使沃斯田鐵穩定化而獲得。尤其是若添加Si、Al之類的碳化物析出抑制元素的話，當變韌鐵變態時，可使C濃化在沃斯田鐵中，而使得沃斯田鐵更穩定化。

專利文獻1及2所揭示的技術，是基於上述思想而開發的技術。添加的C含量愈多的話，愈可增加殘留沃斯田鐵，其結果，可製得在強度上與一致延伸性之間的良好平衡的鋼板。但是，因為既是以軟質的肥粒鐵作為主相，同時又含有硬質組織的鋼板，硬度差變大，很容易發生孔洞，無法提昇局部延伸性。

此外，專利文獻3所揭示的鋼板，是以延性較低的變韌鐵作為主相，因此，就整體鋼板而言，一致延伸性變得很低，無法製作複雜的形狀的汽車用構件，是其問題。

再者，使用專利文獻4所揭示的方法的話，在所製得的鋼板中，難以確保既定量的殘留沃斯田鐵量，因此一致延伸性不充分。

此外，至於非專利文獻1所揭示的鋼板，因為是軟質的回火麻田散鐵與硬質組織的複合組織，所以是與專利文獻1以及2的鋼板同樣地，難以提昇擴孔性。不僅如此，因為是由軟質的回火麻田散鐵以及沃斯田鐵所構成的緣故，降伏應力很低，是其問題。

專利文獻5所記載的方法，則是難以增加以 低溫進行回火處理的麻田散鐵的百分率。專利文獻5的方法，只是單純地具有：在Ac₃點以下的溫度進行退火處理的退火工序；進行冷卻至室溫為止的冷卻工序；進行回火處理的回火工序而已。想要增加以低溫進行回火處理的麻田散鐵，必須利用上述冷卻來使麻田散鐵增加。

但是，想要使麻田散鐵增加，必須使得退火工序時的沃斯田鐵不穩定化。因此，沃斯田鐵變得不穩定化，所以殘留沃斯田鐵百分率減少，而且即使可確保百分率，穩定性也會降低，會有EL(伸長率)明顯降低的問題。

此外，如後所述，因為無法使高溫回火麻田散鐵中的殘留沃斯田鐵的大小充分地變小，無法達成本發明的目標之較高的一致延伸性以及局部延伸性、還有高降伏應力以及高強度。

如上所述，以往的鋼係難以兼具：拉伸強度與局部延伸性的乘積、以及降伏應力與一致延伸性的乘積。

本發明人等，係在國際專利申請案PCT/JP2016/067448中，針對於：均一變形性以及局部變形性優異的合金化熔融鍍鋅鋼板提出了技術方案。但是，國際專利申請案PCT/JP2016/067448，雖然可以兼具：拉伸強度與局部延伸性的乘積、以及、降伏應力與一致延伸性的乘積，但是因為C含量比較高，有時候會導致點焊的焊接性變差，必須在點焊的電流圖案上加以研究。

因此，在本發明中，乃針對於：既要限制C 含量，又要確保既定量以上的殘留沃斯田鐵的百分率的方法，進行了檢討。

本發明之目的，係針對：含有殘留沃斯田鐵(以下，有時候稱為「殘留γ」)，且Mn含量：3.50質量%以上、C含量：0.24質量%以下的高強度鋼板，提供：具有較高的一致延伸性以及局部延伸性之高強度鋼板。

本發明係為了解決上述課題而進行開發完成的，係以下列的高強度鋼板當作本發明的要旨。

(1)一種高強度鋼板，其化學組成分以質量%計，含有C：0.10~0.24%、Mn：3.50~12.00%、Si：0.005~5.00%、Al：0.005~5.00%、P：0.15%以下、S：0.030%以下、N：0.020%以下、O：0.010%以下、Cr：0~5.00%、Mo：0~5.00%、Ni：0~5.00%、Cu：0~5.00%、 Nb：0~0.50%、Ti：0~0.50%、W：0~0.50%、B：0~0.010%、Ca：0~0.05%、Mg：0~0.05%、Zr：0~0.05%、REM：0~0.05%、Sb：0~0.50%、Sn：0~0.50%、As：0~0.05%、V：0~2.0%、其餘部分：Fe以及雜質，在1/4板厚位置處的金屬組織，以面積%計，包含殘留沃斯田鐵：10.0~55.0%、高溫回火麻田散鐵：30.0~75.0%、低溫回火麻田散鐵：15.0~60.0%、其餘部分是新鮮麻田散鐵：0~10.0%、波來鐵：0~5.0%、變韌鐵：0~5.0%。

(2)如上述(1)所述的高強度鋼板，在前述金屬組織中，新鮮麻田散鐵、波來鐵以及變韌鐵的合計面積率，以面積%計，是0~5.0%。

(3)如上述(1)或(2)所述的高強度鋼板，在前述金屬組織中，波來鐵以及變韌鐵的面積率是0%。

(4)如上述(1)至(3)中的任一項所述的高強度鋼板，前述鋼板的拉伸強度是1180MPa以上，板厚度是0.8~3.2mm。

(5)如上述(1)至(4)中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，C：0.13~0.21%。

(6)如上述(1)至(5)中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，Mn：4.0~7.0%。

(7)如上述(1)至(6)中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，Cr：0~1.50%。

(8)如上述(1)至(7)中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，Mo：0~1.00%。

(9)如上述(1)至(8)中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，Ni：0~1.50%。

(10)如上述(1)至(9)中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，Cu：0~1.50%。

(11)如上述(1)至(10)中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，B：0~0.003%。

(12)如上述(1)至(11)中的任一項所述的高強度鋼板，在前述鋼板的表面，係具有：熔融鍍鋅層、合金化熔融鍍鋅層、或Zn-Ni合金鍍覆層。

根據本發明，係可獲得：具有較高的一致延伸性以及局部延伸性的高強度鋼板。

第1圖是顯示低溫回火麻田散鐵的面積率與YS×uEL的關係之圖。

第2圖是顯示低溫回火麻田散鐵的面積率與YR的關係之圖。

第3圖是顯示殘留沃斯田鐵的面積率與YS×uEL的關係之圖。

第4圖是顯示殘留沃斯田鐵的面積率與TS×lEL的關係之圖。

第5圖是顯示高溫回火麻田散鐵的面積率與YS×uEL的關係之圖。

第6圖是顯示新鮮麻田散鐵的面積率與TS×lEL的關係之圖。

本發明人等，係針對用以解決上述課題的技術方案不斷努力進行了研究。其結果，找到了一種創見，就是：使一定量以上的殘留γ分散於鋼板中，並且將以高溫進行回火後的高溫回火麻田散鐵以及以低溫進行回火後的低溫回火麻田散鐵，分別以既定量複合地存在於鋼板中 的話，就可以達成較高的一致延伸性(uEL)以及局部延伸性(lEL)；還有較高的降伏應力(YS)以及拉伸強度(TS)。

通常的TRIP鋼，係使殘留沃斯田鐵存在於鋼中，來提昇一致延伸性，但是因為有肥粒鐵的存在，降伏應力會降低。用來提昇YS的技術方案，係有一種以變韌鐵或回火麻田散鐵來作為主相的手法，但是因為主相的延性較低，因此，這種手法無法提昇一致延伸性。

本發明人等，又找到了一種創見，就是：藉由使鋼中存在著延性與硬度的平衡性優異的高溫回火麻田散鐵，以及低溫回火麻田散鐵，可提昇YS，並且藉由使鋼中存在著殘留沃斯田鐵，可提昇YS×uEL、以及TS×lEL。

本發明是基於上述的創見而開發完成的。以下，將詳細說明本發明的各要件。

(A)化學組成分

各元素的限定理由如下所述。此外，在以下的說明當中，關於含量的「%」意指：「質量%」。

C：0.10~0.24%

C是用來提昇鋼板強度且用來確保殘留沃斯田鐵的必要元素。此外，C也是對於提昇低溫回火麻田散鐵的強度有助益的元素。C含量低於0.10%的話，難以獲得充分的鋼板強度、以及充分數量的殘留沃斯田鐵。另一方面，C 含量高於0.24%的話，波來鐵以及雪明鐵會大量析出，局部延性會大幅降低。因此，將C含量設在0.10~0.24%。C含量更好是0.12%以上或0.13%以上；更優是0.15%以上或0.17%以上。又，C含量更好是0.24%以下或0.23%以下；更優是0.22%以下或0.21%以下。

Mn：3.50~12.00%

Mn是與C同樣地都是用來確保殘留沃斯田鐵的必要元素。Mn含量低於3.50%的話，無法充分發揮它的添加效果。另一方面，Mn含量高於12.00%的話，沃斯田鐵數量增加過多，無法獲得低溫回火麻田散鐵，拉伸強度以及降伏應力都會下降。Mn含量是設在3.80%以上或4.00%以上為宜，設在4.40%以上、4.80%以上或5.10%以上更好。又，Mn含量是設在11.00%以下或10.00%以下為宜，9.00%以下、8.00%以下或7.00%以下更好。

Si：0.005~5.00%

Al：0.005~5.00%

Si及Al都是脫氧劑，而且也是在退火時可使肥粒鐵穩定化，具有抑制雪明鐵的析出之作用的元素。Si以及Al都是其含量若低於0.005%的話，無法充分發揮它的添加效果。另一方面，Si以及Al都是如果含量高於5.00%的話，表面性狀、塗裝性、以及焊接性都會變差。因此，Si以及Al的含量都是設在0.005~5.00%。

Si及Al的含量都是設在0.010%以上為宜，0.020%以上更好，0.030%以上更優。尤其是Si，也可以設在0.50%以上、0.90%以上或1.05%以上。此外，Si及Al的含量都是設在3.50%以下為宜，2.50%以下更好，2.10%以下更優。尤其是Al，也可以設在1.00%以下。

此外，Al含量高於5.00%的話，δ肥粒鐵在室溫下還是會殘留下來。δ肥粒鐵經熱軋的話，將成為伸長的肥粒鐵。並且在進行拉伸試驗時以及衝壓成形時，應力集中於該肥粒鐵，試驗片或鋼板很容易斷裂。基於這種理由，係將Al含量設在5.00%以下。想要更提昇鋼板材質的話，係將Si+Al設在0.80%以上為宜，1.00%以上更好。

P：0.15%以下

P是從鋼原料中不可避免的混入的雜質元素。P含量若高於0.15%的話，延性以及焊接性會變差。因此，將P含量設在0.15%以下。P含量更好是0.10%以下、0.05%以下或0.020%以下。下限雖然是0%，但是要將P含量減少到低於0.0001%的話，製造成本將會大幅上昇，因此亦可將下限設在0.0001%。

S：0.030%以下

S是從鋼原料中不可避免的混入的雜質元素。S含量若高於0.030%的話，將會生成因熱軋而伸長的MnS，延 性以及擴孔性等的成形性會變差。因此，將S含量設在0.030%以下。S含量是在0.015%以下或0.009%以下為宜。下限雖然是0%，但是要將S含量減少到低於0.0001%的話，製造成本將會大幅地上昇，因此亦可將下限設在0.0001%。

N：0.020%以下

N是從鋼原料中或者在製鋼過程中不可避免的混入的雜質元素。N含量高於0.020%的話，延性會降低。因此，將N含量設在0.020%以下。N含量是在0.015%以下、0.010%以下、0.0070%以下或0.0050%以下為宜。下限雖然是0%，但是要將N含量減少到低於0.0001%的話，製造成本將會大幅地上昇，因此亦可將下限設在0.0001%。

O：0.010%以下

O是在進行脫氧後，不可避免的殘留下來的雜質元素。O含量若高於0.010%的話，延性將會降低。因此，將O含量設在0.010%以下。O含量是在0.007%以下、0.004%以下或0.0025%以下為宜。下限雖然是0%，但是要將O含量減少到低於0.0001%的話，製造成本將會大幅地上昇，因此亦可將下限設在0.0001%。

在本發明的合金化熔融鍍鋅鋼板中，除了上述的元素之外，亦可又含有從下列所示含量的Cr、Mo、 Ni、Cu、Nb、Ti、W、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn、As以及V所選出的一種以上的元素。

Cr：0~5.00%

Mo：0~5.00%

Ni：0~5.00%

Cu：0~5.00%

Cr、Mo、Ni以及Cu都是對於提昇鋼板強度有所助益的元素，因此亦可因應必要而含有。然而，Cr、Mo、Ni以及Cu的任何一種若高於5.00%的話，強度太過於上昇，延性會降低。因此，Cr、Mo、Ni以及Cu的含量都是設在5.00%以下。

Cr、Mo、Ni以及Cu的任何一種元素含量都是設在4.00%以下或3.00%為宜，2.00%以下或1.00%以下更好，0.80%以下或0.50%以下更優。此外，這些元素的下限雖然是0%，但是為了獲得上述的效果，係可將從上述元素所選出的一種以上的含量設在0.01%以上，亦可設在0.02%以上。但是，為了削減合金的成本，亦可將這些元素的合計含量設在2.00%以下、1.50%以下、1.10%以下、0.7%以下或0.40%以下。

Nb：0~0.50%

Ti：0~0.50%

W：0~0.50%

Nb、Ti以及W都是可形成細微的碳化物、氮化物、或碳氮化物而對於提昇鋼板強度有所助益的元素，因此可因應必要而含有。然而，Nb、Ti以及W的任何一種的含量高於0.50%的話，強度太過於上昇，延性會降低。因此，Nb、Ti以及W的含量都是設在0.50%以下。

Nb、Ti以及W的任何一種元素的含量都是設在0.40%以下或0.20%以下為宜，0.10%以下或0.05%以下更好。此外，這些元素的下限雖然是0%，但是為了獲得上述的效果，係可將從上述元素所選出的一種以上的含量設在0.005%以上，亦可設在0.008%以上。但是，為了削減合金的成本，亦可將這些元素的合計含量設在0.50%以下、0.20%以下、0.10%以下或0.05%以下。

B：0~0.010%

B是可延緩變態，對於提昇鋼板強度有助益，而且是會偏析在粒界而對於粒界的強化有助益的元素，因此亦可因應必要而含有。然而，B含量高於0.010%的話，B化合物將會大量析出因而導致鋼板脆化。因此，乃將B含量設在0.010%以下。B含量是0.005%以下或0.0030%以下為宜，0.0020%以下或0.0016%以下更好。此外，B的下限雖然是0%，但是為了獲得上述的效果，係可將B含量設在0.0002%以上，亦可設在0.0003%以上。

Ca：0~0.05%

Mg：0~0.05%

Zr：0~0.05%

REM：0~0.05%

Ca、Mg、Zr以及REM(稀土類元素)，是可控制硫化物以及氧化物的形狀而對於提昇局部延性以及擴孔性有所助益的元素，因此亦可因應必要而含有。然而，Ca、Mg、Zr以及REM的任何一種的含量高於0.05%的話，加工性會變差。因此，Ca、Mg、Zr以及REM的含量都是設在0.05%以下。

Ca、Mg、Zr以及REM的任何一種元素的含量都是在0.03%以下或0.01%以下為宜，在0.0060%以下或0.0040%以下更好。此外，如果想從Ca、Mg、Zr以及REM之中選出兩種以上來做複合添加的話，係將其合計含量設在0.05%以下或0.02%以下為宜，0.01%以下或0.0060%以下更好。此外，這些元素的下限雖然是0%，但是為了獲得上述的效果，係可將從上述元素所選出的一種以上的含量設在0.0001%以上，亦可設在0.0002%以上。

此處，在本發明中，REM(稀土類元素)係指：Sc、Y以及鑭系元素之合計17種元素，前述REM的含量係指：這些元素的合計含量之意。此外，鑭系元素，在工業上係以密鈰合金的形態來進行添加的。

Sb：0~0.50%

Sn：0~0.50%

Sb以及Sn係可抑制鋼板中的Mn、Si及/或Al之類的容易氧化性元素在表面擴散而形成氧化物，係具有提高表面性狀以及鍍覆性的作用之元素，所以亦可因應必要而含有。然而，Sb以及Sn的任何一種元素含量高於0.50%的話，其添加效果趨於飽和。因此，Sb以及Sn的含量都設在0.50%以下。

Sb以及Sn的任何一種元素的含量都是設在0.35%以下或0.15%以下為宜，0.08%以下或0.03%以下更好。此外，這些元素的下限雖然是0%，但是為了獲得上述的效果，亦可將從上述元素選出的一種以上的含量設在0.010%以上。

As：0~0.05%

As是與Sb以及Sn同樣地，係可抑制鋼板中的Mn、Si、及/或Al之類的容易氧化性元素在表面擴散而形成氧化物，係具有提高表面性狀以及鍍覆性的作用之元素，所以亦可因應必要而含有。然而，As含量高於0.05%的話，其添加效果趨於飽和。因此，乃將As含量設在0.05%以下。As含量是在0.02%以下為宜，0.01%以下更好。此外，As的下限雖然是0%，但是為了獲得上述的效果，As含量亦可設在0.005%以上。可因應必要而將Sb、Sn以及As的合計含量設在0.05%以下、0.03%以下或0.01%以下。

V：0~2.0%

V是可形成析出物而將結晶粒細微化，是對於提昇強度以及韌性有助益的元素，所以亦可因應必要而含有。但是，V含量高於0.50%的話，上述效果趨於飽和，製造成本將會上昇。因此，乃將V含量設在2.0%以下或1.0%以下。V含量是在0.50%以下或0.30%%以下為宜，0.10%以下更好，0.06%以下更優。此外，V的下限雖然是0%，但是為了獲得上述的效果，亦可將V含量設在0.001%以上或0.005%以上。

本發明的鋼板的化學組成分中，其餘部分是Fe以及雜質。

此處所稱的「雜質」係指：在以工業規模進行製造鋼板時，混入於礦石、回收廢料之類的原料中，或者因為製造工序上的各種原因而混入的成分，在對於本發明不會造成不良影響的範圍內可以被容許的雜質而言。

(B)鋼板的金屬組織

此處，將說明本發明的鋼板在1/4板厚位置處的金屬組織。各組織的面積率係因為退火條件的不同而改變，係會對於強度、一致延伸性、局部延伸性之類的機械特性造成影響。所期望的機械特性，例如：將會因為汽車用零件的不同而改變，可因應必要來選擇退火條件以控制各組織的面積率。此外，在以下的說明中的「%」係指：「面積%」之意。

殘留沃斯田鐵：10.0~55.0%

殘留沃斯田鐵(以下也稱為「殘留γ」)是可藉由變態誘發塑性而對於提昇延性尤其是提昇一致延伸性有助益的組織。本發明的鋼板中，為了獲得優異的一致延伸性，必須將殘留γ的面積率設在10.0%以上。另一方面，殘留γ的面積率高於55.0%的話，降伏應力將會降低，因此乃將殘留γ的面積率設在55.0%以下。殘留γ的面積率是設在13.0%以上、15.0%以上或18.0%以上為宜，20.0%以上更好。又，殘留γ的面積率是設在50.0%以下為宜，設在45.0%以下、40.0%以下、35.0%以下或31.0%以下更好。

本發明中的金屬組織的殘留γ，是以有如麻田散鐵的網格這般的細長形態的殘留γ為主體。其厚度是在1μm以下，大多數是在0.02~0.1μm程度。想要將這種網格狀的殘留γ與後述的低溫回火麻田散鐵一起共存的話，利用以往傳統的方法是難以達成，因此，乃藉由採用後述的製造方法而能夠達成。此外，以往傳統的方法，是先形成沃斯田鐵單相之後，進行冷卻至室溫，大致上變成麻田散鐵之後，在雙相狀態的範圍內進行加熱，使得C及Mn濃化在沃斯田鐵中而獲得殘留γ之方法(例如：請參考非專利文獻1以及專利文獻4)。

在本發明中，係如後所述般地，必須利用第2冷卻工序，使其形成：沃斯田鐵與麻田散鐵共存的組織狀態。然後，利用第2退火工序使其從麻田散鐵生成沃斯田 鐵，將該沃斯田鐵變成網格狀的細長組織。在沃斯田鐵周邊的組織是高溫回火麻田散鐵。這種沃斯田鐵在進行冷卻至室溫的冷卻過程中將會變成殘留沃斯田鐵。

第2冷卻工序後的沃斯田鐵，是比較粗大的組織，利用第3冷卻工序而變成麻田散鐵。藉由經過上述的工序，可使得網格狀的沃斯田鐵與低溫回火麻田散鐵共存在一起。

高溫回火麻田散鐵：30.0~75.0%

高溫回火麻田散鐵，主要是利用550~700℃程度的溫度來進行回火處理後的麻田散鐵，其測定方法容後詳細說明。為了提昇成形性，高溫回火麻田散鐵的面積率係設在30.0~75.0%。高溫回火麻田散鐵的面積率是在33.0%以上、36.0%以上或38.0%以上為宜，並且是設在70.0%以下、65.0%以下、60.0%以下或55.0%以下為宜。

低溫回火麻田散鐵：15.0~60.0%

低溫回火麻田散鐵，是以利用後述的第3冷卻工序而生成的新鮮麻田散鐵為主，並且是在250~480℃的溫度下經過回火處理後的組織，其測定方法容後詳細說明。

低溫回火麻田散鐵，雖然一致延伸性較低，但是與後述的新鮮麻田散鐵相較，不易使局部延伸性降低，降伏應力以及拉伸強度都很優異。因此，低溫回火麻田散鐵的面積率是設在15.0%以上。低溫回火麻田散鐵的 面積率，雖然只要因應所期望的強度水準來設定即可，但是，太多的話，一致延伸性會降低，因此，將其設在60.0%以下。為了提昇成形性，亦可將低溫回火麻田散鐵的下限設在20.0%、25.0%、30.0%、34.0%或38.0%。為了提昇一致延伸性，亦可將其上限設在55.0%、50.0%、46.0%或42.0%。

本發明的鋼板在板厚度的1/4位置處的金屬組織中，其餘部分是新鮮麻田散鐵、波來鐵以及變韌鐵。

新鮮麻田散鐵：0~10.0%

在回火工序中，是從沃斯田鐵稍微析出一點雪明鐵，沃斯田鐵變得不穩定化，利用回火工序後的冷卻工序，可以生成新鮮麻田散鐵。新鮮麻田散鐵的面積率超過10.0%的話，不只YS以及局部延伸性降低，殘留γ的面積率也減少，一致延伸性也降低。因此，乃將新鮮麻田散鐵的面積率設在10.0%以下。新鮮麻田散鐵的面積率是設在5.0%以下為宜，3.0%以下更好，0%換言之，不具有新鮮麻田散鐵的組織最好。

波來鐵：0~5.0%

在退火時的冷卻途中或在進行鍍覆層的合金化處理中，有時候會從沃斯田鐵生成波來鐵。波來鐵的面積率超過5.0%的話，殘留γ的面積率會減少，將會大幅地降低強度以及延性。因此，乃將波來鐵的面積率設在5.0%以 下。波來鐵的面積率儘量愈低愈好，是設在3.0%以下為宜，0%最好。

變韌鐵：0~5.0%

本發明的金屬組織中，亦可含有變韌鐵。依據本發明的鋼板中的Mn含量的話，變韌鐵的變態並不易進行，因此，是將變韌鐵的面積率控制在5.0%以下。變韌鐵的面積率是3.0%以下更好，0%最好。

此外，亦可將新鮮麻田散鐵、波來鐵以及變韌鐵的面積率的合計，予以控制在5.0%以下、3.0%以下、1.0%以下。將這些其餘部分的金屬組織的面積率的合計，予以控制為0%更好。

以下，將說明本發明中用來求出上述各組織的面積率的方法。

首先，裁切出與輥軋方向平行的斷面，進行鏡面研磨後，又進行電解研磨，然後將該樣品利用SEM-EBSD，針對於從表面起算之位於板厚度的1/4處的位置(以下，稱為「板厚度1/4位置」)之100μm×100μm以上的領域，以每隔0.1μm的間隔進行測定。然後，使用TSL解決方案公司出品的解析軟體，計算出位於各個結晶粒的粒內的圖像品質的平均值(Grain Average Image Quality：GAIQ值)。然後，將被判定為FCC的領域的面積率，視為殘留沃斯田鐵的面積率。

接下來，根據F.S.Lepera：Journal of Metals 32，No.3，(1980)38-39中所記載的方法，對於與輥軋方向平行的斷面進行腐蝕，使其顯現出新鮮麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵。然後，針對於板厚度1/4位置處，使用光學顯微鏡以1000倍的倍率進行觀察，將所拍攝的組織照片進行圖像處理，以測定出新鮮麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵的合計面積率(%)。此時所採用的腐蝕液，是將在蒸餾水中溶解了4%的Na₂S₂O₅的溶液，與在乙醇中溶解了4%的[C₆H₂(NO)₃OH]的溶液，以1：1的比率混合在一起的腐蝕液。

然後，從新鮮麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵的合計面積率的數值，減去利用上述的方法所測定出的殘留沃斯田鐵的面積率，因而求出新鮮麻田散鐵的面積率。

然後，再將板厚度1/4位置處的GAIQ值為5000以下的結晶粒的百分率，當成低溫回火麻田散鐵與新鮮麻田散鐵的合計面積率。再從這個數值減去新鮮麻田散鐵的面積率，因而求出低溫回火麻田散鐵的面積率。

此外，也裁切出與輥軋方向垂直的斷面，進行鏡面研磨後，以硝酸腐蝕液進行腐蝕。針對該樣品利用SEM進行觀察。以SEM進行觀察時，採用5000倍的倍率，進行測定的領域，是針對於板厚度1/4位置處之25μm×20μm的領域，進行4個視野以上的觀察。以硝酸腐蝕液進行腐蝕之後，利用SEM進行觀察，將不具有下部組織之已被掏空的組織，視為肥粒鐵或高溫回火麻田散鐵。其中，將長軸與短軸的比值為2以上者，視為高溫回 火麻田散鐵。長軸與短軸是以下述的方式來求出來的。首先，在上述拍攝的照片中，針對於單一個結晶粒時，將粒界與另一個粒界相連結的線當中，最長的線當作長軸。然後，將該長軸分成兩半後的粒界與另一個粒界相連結的線當中，距離最短者當作短軸。換言之，將不具有下部組織之已被掏空的組織之中的長軸與短軸的比值為2以上的組織的百分率，視為高溫回火麻由散鐵的面積率，並將長軸與短軸的比值低於2的組織的百分率視為肥粒鐵的面積率。

至於波來鐵，利用硝酸腐蝕液進行腐蝕後，在板厚度1/4位置，利用SEM進行觀察25μm×20μm的領域達到4個觀察視野以上，將可以看見的層狀組織的百分率視為波來鐵的面積率。又，至於變韌鐵也是同樣地，利用硝酸腐蝕液進行腐蝕後，在板厚度1/4位置，利用SEM進行觀察25μm×20μm的領域達到4個觀察視野以上，將長軸與短軸的比值為2以上，而且可藉由5000倍的SEM來確認是雪明鐵的組織的百分率，視為變韌鐵的面積率。

(C)機械特性

拉伸強度(TS)是愈高愈好，係設為1180MPa以上。例如：將鋼板當作汽車的素材來使用的情況下，可藉由高強度化而減少鋼板的板厚度，可使汽車輕量化。亦可將拉伸強度的下限設為250MPa。拉伸強度的上限，雖然並無特別限制的必要，但是設在1650MPa以下或1600MPa以下 為宜。想要獲得上述的輕量化效果，鋼板的降伏應力(YS)以及加工後(降伏後)的加工硬化量愈高愈好。因為變形所導致的硬度，是隨著降伏應力(YS)愈高而且加工硬化量愈多的話，愈加上昇。

加工硬化量，雖然可將n值當作指標來表示，但是n值與uEL是相似的值。因此，在本發明的鋼板中，係採用：降伏應力(YS)×一致延伸性(uEL)來當作指標。在本發明的鋼板中，係設為：YS×uEL≧10000MPa%。此處的拉伸試驗片，是採用日本工業規格JIS Z2241的5號試驗片(平行部的寬度是25mm、原標點之間的距離是50mm的板狀試驗片)。

為了將鋼板進行衝壓成形，乃期望其具有優異的一致延伸性(uEL)以及局部延伸性(lEL)。在鋼板即將產生局部變形的時候，鋼板強度已經達到了拉伸強度(TS)，因此，採用拉伸強度(TS)×局部延伸性(lEL)來當作表示這種狀態的指標。在本發明的鋼板中，是設為TS×lEL≧6000MPa%。

降伏應力，是用來保證成形後的鋼板硬度的指標，因此，降伏比(降伏應力/拉伸強度)愈高愈好。降伏比是在0.70以上為佳。更好是0.71以上或0.72以上。

此外，在本發明中，拉伸強度以及降伏應力，是採用：與輥軋方向呈垂直的方向上的拉伸試驗所求出的數值。與輥軋方向呈垂直的方向，係指：與鋼板的輥軋方向以及厚度方向呈垂直的方向，也就是寬度幅方向之 意。

(D)製造方法

本發明的鋼板，例如：係可採用以下所示的製造方法來製造。以下的製造方法，是依序進行下列的(a)至(m)的工序。因此，將詳細說明各工序。

(a)熔製工序

係熔製具有上述的化學組成分之鋼塊或胚料。至於熔製工序的條件，並無特別限制，採用一般通常的方法即可。

(b)熱軋工序

將鋼塊或胚料加熱之後，實施熱軋而做成熱軋鋼板。熱軋前的加熱溫度設在1100~1170℃，熱軋的精製輥軋溫度是設在880~970℃為宜。從熱軋的最終之1道次(PASS)至6道次之間，每一個道次是至少進行3次以上之10%以上的大軋縮率的輥軋為佳。

加熱溫度低於1100℃的話，在胚料送去熱軋之前，溫度就已下降，而會有無法依照所需的溫度來結束精製輥軋之虞慮。另一方面，加熱溫度高於1170℃的話，加熱時的沃斯田鐵變粗大化，輥軋後的鋼板的結晶會有變得粗大之虞慮，因此，加熱溫度是設在1170℃以下為宜。

又，具有符合本發明所規定的化學組成分的鋼是很硬的，因此，精製輥軋溫度低於880℃的話，會帶給輥軋機很大的負荷，會有難以進行熱軋之虞慮。另一方面，精製輥軋溫度高於970℃的話，輥軋後的鋼板的結晶會有變得太粗大之虞慮。

(c)第1冷卻工序

將精製輥軋結束後的熱軋鋼板予以冷卻。至於第1冷卻工序中的冷卻條件，雖然未特別地限制，是以20℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻，並且在550~650℃的溫度範圍停止冷卻為宜。如果是上述範圍的話，比較容易符合進行捲取工序時的溫度範圍。

(d)捲取工序

將冷卻停止後的熱軋鋼板進行捲取。捲取溫度是在450~600℃為宜。捲取溫度低於450℃的話，板形狀變得不佳。又，本發明這樣的Mn含量很高的鋼板，捲取溫度高於600℃的話，鏽皮會變厚，不容易進行酸洗。

(e)冷軋工序

將捲取後的熱軋鋼板再度予以鋪平，進行酸洗之後，實施冷軋而做成冷軋鋼板。軋縮率是設在40~65%為宜。軋縮率低於40%的話，板厚度變得太厚。因此，在製作成汽車零件的時候，重量容易變得太重。另一方面，軋縮率 高於65%的話，難以在短時間內結束進行冷軋。此外，也會使退火後的延性降低。冷軋鋼板的厚度是設在0.8~3.0mm的範圍為宜。

(f)第1退火工序

冷軋工序之後，係對於冷軋鋼板實施在850~970℃的溫度範圍內保持90秒以上的退火處理。藉由在上述溫度範圍內的保持，可將金屬組織變成沃斯田鐵的單相組織。退火溫度低於850℃、或者保持時間低於90秒的話，沃斯田鐵的量變太少，最終而言，無法確保所需量的低溫回火麻田散鐵，降伏應力會降低。

退火溫度高於970℃的話，不僅會有導致加熱爐損壞之虞慮，在鋼板表面會產生大量的鏽皮，酸洗之後，會在鋼板表面上留下凹凸痕跡，不適合當作汽車用鋼板。此外，保持時間高於180秒的話，在鋼板表面會產生大量的鏽皮，酸洗之後，會在鋼板表面上留下凹凸痕跡，不適合當作汽車用鋼板。因此，第1退火工序中的保持時間是設在180秒以下為宜。

(g)第2冷卻工序

第1退火工序之後，將鋼板進行冷卻至150~250℃的溫度範圍。在這個溫度範圍中，不易發生金屬相變態。平均冷卻速度，是以1~100℃/秒為宜。利用第2冷卻工序來生成麻田散鐵，這個麻田散鐵又藉由後述的第2退火工 序，將變成高溫回火麻田散鐵以及逆變態後的沃斯田鐵。可因應所期望的強度或特性，適當地選擇冷卻溫度，來調整高溫回火麻田散鐵的面積率。

此外，在進行該冷卻工序時，最重要的是要使沃斯田鐵與麻田散鐵共存。該冷卻工序時的沃斯田鐵之大部分，是經由第2退火工序~第3冷卻工序而變成麻田散鐵，再利用其後的回火工序而變成低溫回火麻田散鐵。另一方面，該冷卻工序時的麻田散鐵之一部分，係如前所述地，利用第2退火工序而成為高溫回火麻田散鐵。因此，可根據該冷卻工序溫度來調整沃斯田鐵量與麻田散鐵量，藉此，可將最終組織內的低溫回火麻田散鐵量以及高溫回火麻田散鐵量，控制成落在本發明的範圍內。

冷卻停止溫度低於150℃的話，冷卻工序所獲得的沃斯田鐵變少，因此，最終組織內的低溫回火麻田散鐵變少。另一方面，冷卻溫度高於250℃的話，麻田散鐵的量變少，最終而言，難以確保高溫回火麻田散鐵達到30.0%以上。冷卻停止溫度是以180℃以上為宜，230℃以下為宜，220℃以下更好。

(h)第2退火工序

第2冷卻工序之後，對鋼板實施在550℃以上且低於Ac1點的溫度範圍內保持120秒以上的退火處理。退火溫度低於550℃的話，雪明鐵以及波來鐵會大量析出，殘留沃斯田鐵將會減少。退火溫度是高於580℃以上為宜。

另一方面，退火溫度高於等於Ac₁點的話，所獲得的殘留沃斯田鐵量變少。其理由係被推定如下。被認為是：因為回復到沃斯田鐵的逆變態太過度地進行，加熱時的沃斯田鐵太過剩。於是，沃斯田鐵中的C以及Mn含量變得太少，因而沃斯田鐵趨於不穩定化。然後，在第2冷卻工序時變成麻田散鐵，殘留沃斯田鐵變少的緣故。

此外，Ac₁點，係可藉由下列數式計算出來。

Ac₁=723+29.1×Si-10.7×Mn+16.9×Cr-16.9×Ni

上述數式中的各元素記號係指：各元素的含量(質量%)之意。

在上述退火溫度的保持時間是設在120秒以上。保持時間低於120秒的話，回復到沃斯田鐵的逆變態未進行，殘留沃斯田鐵將會變少。保持時間，雖然是可以根據其與退火溫度之間的關係來做適當的設定即可，但是即使實施8小時以上的退火，也沒有太大的變化，就工業生產性而言，只會讓成本變高而已，因此，上限是設在8小時左右。

在第2退火工序中，可以是置入已預先加熱的爐內來進行加熱，也可以是利用電磁感應(IH)等的方式來進行加熱。加熱速度低於10℃/秒的話，殘留沃斯田鐵量變少。其原因是被推定為：在加熱途中，雪明鐵將會大量析出，即使在其後的加熱時，也會有一部分無法完全熔化，其結果，將會導致殘留沃斯田鐵中的C變少之緣故。另一方面，為了控制第2退火工序的溫度，係將實質上的 加熱速度的上限設在25℃/秒左右。

(i)第3冷卻工序

第2退火工序之後，將鋼板冷卻至室溫。如果不將鋼板冷卻至室溫的話，將會在後述的回火工序中，生成新鮮麻田散鐵，而會有導致YS降低之虞慮。平均冷卻速度是設在8℃/秒以上為宜。平均冷卻速度低於8℃/秒的話，變韌鐵很容易析出，YR以及YS×uEL都會變低。

(j)回火工序

第3冷卻工序之後，對於鋼板實施在250~480℃的溫度範圍內保持1秒以上的回火處理。利用回火工序，使其生成低溫回火麻田散鐵。回火溫度低於250℃的話，無法獲得充分的回火效果，將會殘留許多新鮮麻田散鐵。其結果，YS會降低，TS會變高，降伏比會降低。回火溫度是設在200℃以上為宜。

另一方面，回火溫度高於480℃的話，低溫回火麻田散鐵變得太柔軟，YS以及TS將會極端地降低，而且，殘留沃斯田鐵將會變態成波來鐵，uEL也會降低，因此，乃將回火工序的溫度範圍設在480℃以下。更好是在460℃或400℃以下。此外，保持時間超過1小時的話，殘留沃斯田鐵將會變少，因此，保持時間是設在1小時以下為宜。

鋼板的(Si+Al)量是0.8質量%以上的話，經過 回火處理後，TS×uEL會更提昇。其理由雖然還不是很明瞭，但是被推定為：因為麻田散鐵中的C無法分解於雪明鐵，因而濃化於殘留沃斯田鐵中的緣故。(Si+Al)量設在1.0質量%以上更好。

(k)第4冷卻工序

回火工序之後，將鋼板冷卻至室溫。在第4冷卻工序中的冷卻速度，只要是空冷以上的冷卻速度即可，因為金屬組織的變化很小，因此並未特別限定。但是，如果冷卻速度低於5℃/秒的話，會與第3冷卻工序同樣地，會有變韌鐵變多的可能性。另一方面，以超過80℃/秒的冷卻速度來進行冷卻的話，容易發生冷卻不均勻，板形狀將會變差。因此，冷卻速度是設在5~80℃/秒以下為宜。

(1)鍍覆工序

回火工序之後，亦可對於利用第4冷卻工序進行冷卻至室溫的鋼板實施：熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、或者Zn-Ni合金鍍覆。Zn-Ni合金鍍覆，是以電鍍方式實施。熔融鍍鋅，是將利用第4冷卻工序冷卻至室溫的鋼板，浸漬在460℃的熔融鍍鋅槽內即可。或者，亦可在第3冷卻工序之後，將鋼板浸漬在熔融鍍鋅槽內，而在回火工序時，才實施鍍覆層的合金化處理。

(m)合金化工序

合金化熔融鍍鋅，是將已實施了熔融鍍鋅後的鋼板，加熱至480~500℃來進行合金化處理即可。亦可與熔融鍍鋅鋼板的情況同樣地，在回火工序時才實施鍍覆層的合金化處理。

此外，本發明作為對象的鋼板的板厚度，主要是0.8~3.0mm。亦可因應必要，將板厚度的上限設在2.8mm或2.5mm。

以下，將依照實施例更具體地說明本發明，但是本發明並不限定於只有這些實施例。

[實施例]

首先，製造出具有表1所示的化學組成分之厚度為240mm的胚料。將這個胚料依據表2以及3所示的條件進行熱軋而做成熱軋鋼板。此時，在一個道次(PASS)中，係至少進行3次以上之10%以上的大軋縮率的輥軋。將熱軋鋼板利用噴水霧進行冷卻至捲取溫度之後，予以捲取。將所製造的熱軋鋼板，進行酸洗以除去鏽皮之後，依據表2以及表3所示的條件進行冷軋，製作成厚度為1.2mm的冷軋鋼板。

[表1]

[表2]

[表3]

從所製得的冷軋鋼板採取出試驗材，將試驗材加熱至表2以及表3所示的最高退火溫度，並且實施依據表2以及表3所示的保持時間的退火處理(第1退火工序)，接下來，依據表2以及表3所示的平均冷卻速度，進行冷卻至冷卻停止溫度為止(第2冷卻工序)。

第2冷卻工序之後的第2退火工序，是以表2以及表3所示的平均加熱速度，加熱至表2以及表3所示的最高退火溫度，並且實施依據表2以及表3所示的保持時間的退火處理。接下來，以表2以及表3所示的平均冷卻速度，進行冷卻至室溫(第3冷卻工序)。

回火工序，是以平均加熱速度為5℃/秒進行加熱至表2以及表3所示的溫度，並且保持了表2以及表3所示的保持時間。然後，以10℃/秒的冷卻速度進行冷卻至室溫為止(第4冷卻工序)。

針對於試驗No.57~59，則是在表面進行鍍覆處理。試驗No.57，是在回火工序結束之後，利用電鍍使Zn-Ni層附著在表面上。試驗No.58，是在第3冷卻工序之後，將鋼板浸漬在已經加熱到460℃的Zn的熔融鍍鋅槽內，做成熔融鍍鋅鋼板。上述熔融鍍鋅槽中，是與傳統方法同樣地含有0.01%程度的Al。利用該熔融鍍鋅槽的溫度來取代實施回火工序。又，試驗No.59是與試驗No.58同樣地，在第3冷卻工序之後，將鋼板浸漬在熔融鍍鋅槽內，然後，藉由再加熱並且保持溫度，使Zn與母材的Fe進行合金化。此外，進行鍍覆的時間點並不侷限於上述的 工序。例如亦可在第3冷卻工序中，將鋼板浸漬在熔融鍍鋅槽內，或者進行合金化處理。

針對於以上述的步驟進行製造的各鋼板，利用下述的方法，進行金屬組織的分類。茲說明求出各組織的面積率的方法如下。

首先，裁切出與輥軋方向垂直的斷面，進行鏡面研磨後，又進行電解研磨，然後將該樣品利用SEM-EBSD，針對於100μm×100μm以上的領域，以每隔0.1μm的間隔進行測定。然後，使用TSL解決方案公司出品的解析軟體，計算出位於各個結晶粒的粒內的圖像品質的平均值(Grain Average Image Quality：GAIQ值)。然後，將板厚度1/4位置處之被判定為FCC的領域的面積率，視為殘留γ的面積率。

接下來，根據F.S.Lepera：Journal of Metals 32，No.3，(1980)38-39中所記載的方法，對於輥軋方向的斷面進行腐蝕，使其顯現出新鮮麻田散鐵以及殘留γ。然後，針對於板厚度1/4位置處，使用光學顯微鏡以1000倍的倍率進行觀察，將所拍攝的組織照片進行圖像處理，以測定出新鮮麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵的合計面積率(%)。此時所採用的腐蝕液，是將在蒸餾水中溶解了4%的Na₂S₂O₅的溶液，與在乙醇中溶解了4%的[C₆H₂(NO)₃OH]的溶液，以1：1的比率混合在一起的腐蝕液。

然後，從新鮮麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵的合計面積率的數值，減去利用上述的方法所測定出的殘留 沃斯田鐵的面積率，因而求出新鮮麻田散鐵的面積率。

然後，再將GAIQ值為5000以下的結晶粒的百分率(板厚度1/4位置處)，當成低溫回火麻田散鐵與新鮮麻田散鐵的合計面積率。再從這個數值減去新鮮麻田散鐵的面積率，因而求出低溫回火麻田散鐵的面積率。

此外，也裁切出與輥軋方向垂直的斷面，進行鏡面研磨後，以硝酸腐蝕液進行腐蝕，在板厚1/4的位置利用SEM進行觀察。以SEM進行觀察時，採用5000倍的倍率。進行測定的領域，是針對於25μm×20μm的領域，進行4個視野以上的觀察。以硝酸腐蝕液進行腐蝕之後，利用SEM進行觀察，將不具有下部組織之已被掏空的組織，視為肥粒鐵或高溫回火麻田散鐵。其中，將長軸與短軸的比值為2以上者的百分率，視為高溫回火麻由散鐵的面積率，將這種比值低於2者的百分率，視為肥粒鐵的面積率。長軸與短軸是以下述的方式來求出來的。首先，在上述拍攝的照片中，針對於單一個結晶粒時，將粒界與另一個粒界相連結的線當中，最長的線當作長軸。然後，將該長軸分成兩半後的粒界與另一個粒界相連結的線當中，距離最短者當作短軸。

至於波來鐵，利用硝酸腐蝕液進行腐蝕後，在板厚度1/4位置，利用SEM進行觀察25μm×20μm的領域達到4個觀察視野以上，將可以看見的層狀組織的百分率視為波來鐵的面積率。又，針對於變韌鐵也是同樣地，利用硝酸腐蝕液進行腐蝕後，在板厚度1/4位置，利用 SEM進行觀察25μm×20μm的領域達到4個觀察視野以上，將長軸與短軸的比值為2以上，而且可藉由5000倍的SEM來確認是雪明鐵的組織視為變韌鐵。

將各組織的面積率的測定結果顯示於表4以及表5。

[表4]

[表5]

測定了所製得的鋼板的機械特性。從已經實施了熱處理後的試驗材，採取出符合日本工業規格JIS的規定之5號拉伸試驗片，也就是，其進行拉伸的方向是該試驗材之與輥軋方向垂直的方向之拉伸試驗片，並且進行 測定：降伏強度(YS)、拉伸強度(TS)、一致延伸性(uEL)、總伸長率(EL)。將總伸長率與一致延伸性的差值視為局部延伸性(lEL)。將所測定的機械特性顯示於表6以及表7。

全項目都符合本發明的規定之試驗No.1~5、8、16~35、40~42、48~50、52~54以及57~59，TS是1180MPa以上，TS×lEL是6000MPa%以上且YS×uEL是10000MPa%以上，其結果，顯示出高強度與優異的成形性。

相對於此，試驗No.6，因為第1退火工序的退火溫度較低，低溫回火麻田散鐵很少，強度低而且 TS×lEL也很低。試驗No.7，因為第1退火工序的退火時間很短，所以低溫回火麻田散鐵很少，與試驗No.6同樣地，強度低而且TS×lEL也很低。

試驗No.9，第2冷卻工序的停止溫度低到20℃。冷卻後，雖然有進行第2退火工序，但是，這是與非專利文獻1中所記載的傳統方法相同的熱處理條件。在試驗No.9中，低溫回火麻田散鐵只有2.0%，低於本發明的範圍，因此TS變低。至於試驗No.45也是同樣。

試驗No.10，第2冷卻工序的冷卻停止溫度高達400℃。其結果，未發生變態，金屬組織是沃斯田鐵。其後的加熱過程中只有生成些許的肥粒鐵，但量太少，所以C以及Mn並未濃化於沃斯田鐵中。藉由第3冷卻工序與回火工序，生成許多低溫回火麻田散鐵，而成為殘留γ很少的金屬組織。因此，YS×uEL以及TS×tEL都變低。至於試驗No.51也是同樣。

試驗No.11，第2退火工序的最高退火溫度高達730℃，因此金屬組織是沃斯田鐵的單相組織，C以及Mn並未濃化於沃斯田鐵中，成為不穩定的組織。因此，藉由第3冷卻工序與回火工序，生成許多回火麻田散鐵，殘留γ的面積率減少。其結果，TS×lEL以及YS×uEL變低。

試驗No.12，因為第2退火工序時的最高加熱溫度偏低只有530℃而已，因此導致雪明鐵的析出以及波來鐵變態，殘留γ的面積率大幅減少。其結果，TS×lEL 與YS×uEL變低。

試驗No.13，因為第2退火工序的退火時間只有60秒的較短時間，因此沒有充分的時間讓C以及Mn濃化在沃斯田鐵中，沃斯田鐵變得不穩定，殘留γ的面積率變低。其結果，TS×lEL以及YS×uEL變低。

試驗No.14，因為回火工序的溫度偏低只有130℃，因此第3冷卻工序時所生成的麻田散鐵的回火未進行，金屬組織中的新鮮麻田散鐵變多。其結果，YS以及YS×uEL變低。至於試驗No.43以及44也是同樣。

試驗No.15，回火工序的溫度是600℃，高於本發明的範圍，因此係有雪明鐵析出，殘留γ的面積率變低，而且波來鐵也生成而使低溫回火麻田散鐵的面積率變低。其結果，YS、TS以及TS×lEL都變低。

試驗No.46，因為第2退火工序時的平均加熱速度偏低只有3℃/秒，因此殘留γ的面積率變低。其結果，TS×lEL以及YS×uEL變低。

試驗No.47，因為回火工序中的保持時間很長，所以殘留γ的面積率變低。其結果，TS×lEL以及YS×uEL變低。

試驗No.55，是因為第2冷卻工序中的處理條件不適切，因此高溫回火麻田散鐵以及低溫回火麻田散鐵的面積率變低。其結果，TS×lEL以及YS×uEL都變低。

試驗No.56，是因為第3冷卻工序中的平均冷卻速度低於2℃/秒，因此導致肥粒鐵析出，YR以及 YS×uEL變低。

試驗No.36，是因為C含量低於本發明的範圍，殘留γ的面積率落在本發明的範圍外。其結果，一致延伸性變低，YS×uEL降低。雖然強度也降低，但是強度的降低，被推定是因為C含量的降低導致回火麻田散鐵的軟化所致。

試驗No.37，是C含量高於本發明的範圍，金屬組織中有許多的波來鐵存在，而且是可看到有許多雪明鐵的金屬組織。其結果，局部延性大幅降低，TS×lEL變低。此外，很快就斷裂了，因此，不僅是一致延伸性很低，YS×uEL也很低。

試驗No.38，是Mn含量低於本發明的範圍，殘留γ的面積率落在本發明的範圍外。因此，一致延伸性變低，YS×uEL也降低。試驗No.39，是Mn含量高於本發明的範圍，沃斯田鐵太過於穩定化，無法獲得充分量的回火麻田散鐵，YS以及TS都變低。

此外，為了排除合金成分所造成的影響，並且理解金屬組織與機械性質之間的關係，乃針對於前述實施例中之以複數種製造條件所製造的鋼種A以及鋼種E，將其金屬組織與機械性質的關係繪製成的圖表，係顯示於第1圖~第6圖。由第1圖~第6圖可以看出：藉由將低溫回火麻田散鐵的面積率控制在15.0~60.0%，將殘留沃斯田鐵的面積率控制在10.0~55.0%，將高溫回火麻田散鐵的面積率控制在30.0~75.0%，將新鮮麻田散鐵的面積率控制在 0~10.0%的範圍內，係可獲得優異的機械特性。

[產業上的可利用性]

根據本發明，係可獲得具有高達1180MPa以上的拉伸強度而且又具有很高的一致延伸性以及局部延伸性之高強度鋼板。

Claims (12)

1. 一種高強度鋼板，其化學組成分以質量%計，含有C：0.10~0.24%、Mn：3.50~12.00%、Si：0.005~5.00%、Al：0.005~5.00%、P：0.15%以下、S：0.030%以下、N：0.020%以下、O：0.010%以下、Cr：0~5.00%、Mo：0~5.00%、Ni：0~5.00%、Cu：0~5.00%、Nb：0~0.50%、Ti：0~0.50%、W：0~0.50%、B：0~0.010%、Ca：0~0.05%、Mg：0~0.05%、Zr：0~0.05%、REM：0~0.05%、Sb：0~0.50%、Sn：0~0.50%、 As：0~0.05%、V：0~2.0%、其餘部分：Fe以及雜質，在1/4板厚位置處的金屬組織，以面積%計，包含殘留沃斯田鐵：10.0~55.0%、高溫回火麻田散鐵：30.0~75.0%、低溫回火麻田散鐵：15.0~60.0%、其餘部分是新鮮麻田散鐵：0~10.0%、波來鐵：0~5.0%、變韌鐵：0~5.0%。
2. 如請求項1所述的高強度鋼板，在前述金屬組織中，新鮮麻田散鐵、波來鐵以及變韌鐵的合計面積率，以面積%計，是0~5.0%。
3. 如請求項1或請求項2所述的高強度鋼板，在前述金屬組織中，波來鐵以及變韌鐵的面積率是0%。
4. 如請求項1至請求項3中的任一項所述的高強度鋼板，前述鋼板的拉伸強度是1180MPa以上，板厚度是0.8~3.2mm。
5. 如請求項1至請求項4中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，C：0.13~0.21%。
6. 如請求項1至請求項5中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，Mn：4.0~7.0%。
7. 如請求項1至請求項6中的任一項所述的高強度 鋼板，前述化學組成分，以質量%計，Cr：0~1.50%。
8. 如請求項1至請求項7中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，Mo：0~1.00%。
9. 如請求項1至請求項8中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，Ni：0~1.50%。
10. 如請求項1至請求項9中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，Cu：0~1.50%。
11. 如請求項1至請求項10中的任一項所述的高強度鋼板，前述化學組成分，以質量%計，B：0~0.003%。
12. 如請求項1至請求項11中的任一項所述的高強度鋼板，在前述鋼板的表面，具有：熔融鍍鋅層、合金化熔融鍍鋅層、或Zn-Ni合金鍍覆層。