TW201938816A - 高強度冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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西尾拓也
秋葉浩二郎
成田欣正
大野功太郎
加藤敏
東昌史
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日商新日鐵住金股份有限公司
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Abstract

本發明的高強度冷軋鋼板具有預定化學組成；其自表面起算板厚1/4之位置中的組織以體積率計含有：70.0%以上的回火麻田散鐵、大於3.0%且小於10.0%的殘留沃斯田鐵、合計25.0%以下的肥粒鐵及變韌鐵、及5.0%以下的麻田散鐵；自前述表面起算25μm之位置中的組織以體積率計含有：合計70%以上的肥粒鐵及變韌鐵、及合計30%以下的麻田散鐵及回火麻田散鐵；自前述表面起算25μm之位置中，前述麻田散鐵及前述回火麻田散鐵的平均粒徑為5.0μm以下；其抗拉強度為1310MPa以上，均勻拉伸為5.0%以上，90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比即R/t為5.0以下。

Description

高強度冷軋鋼板及其製造方法
發明領域
本發明是有關於一種高強度冷軋鋼板及其製造方法。
本案基於2018年03月19日於日本申請之特願2018-051020號主張優先權，並在此援用其內容。
發明背景
在產業技術領域高度分工化的今日，各技術領域中所使用的材料上要求特殊且高度的性能。尤其，關於汽車用鋼板來說，從對於地球環境的考量來看，為了使車體輕量化來提升燃油效率，對於薄壁且具高成形性的高強度鋼板之需求正顯著高漲。在汽車用鋼板中，特別是有關使用於車體骨架零件的冷軋鋼板(包含熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板等的鍍敷鋼板)而言，不僅要求高強度，為了更加擴大適用而要求高成形性。還有，隨著高強度化，氫脆化的隱憂也會增加。因此，對於高強度鋼板而言，除了高強度、良好的成形加工性之外，也要求成形加工後的耐氫脆化特性。例如要求如下：抗拉強度(TS)為1310MPa以上，拉伸試驗中均勻拉伸為5.0%以上，90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)為5.0以下，而且耐氫脆化特性優異。
含肥粒鐵之組織就獲得優異成形加工性而言很有效。然而，肥粒鐵是一種軟質組織，對於提升強度的幫助不大。因此，在具有含肥粒鐵組織的鋼中為了獲得1310MPa以上之強度，就需要使第二相變硬。然而，硬質的第二相卻會使彎曲性劣化。
例如專利文獻1、2中，在不使彎曲性劣化下提高抗拉強度的技術而言，提出了一種以回火麻田散鐵為主相的鋼板。在專利文獻1及2中揭露，透過作成回火麻田散鐵單相的組織，在彎曲性上表現優異。又，該回火麻田散鐵因為是一種已使氫捕捉位點(trap site)即碳化物呈微細分散的組織，故在耐氫脆化特性上亦表現優異。
然而，專利文獻1之發明的強度等級低至小於1310MPa。因此，若目標是更高強度化時，隨之劣化的耐氫脆化特性、加工性就必須更加提升。又，專利文獻2發明中，由於在淬火時的冷卻中一口氣冷卻至室溫左右，故殘留沃斯田鐵較少，而有無法獲得高的均勻拉伸(成形性低)之課題。
又，兼具高強度與高成形性之技術而言，專利文獻3則提出一種利用了殘留沃斯田鐵所帶來TRIP效果的鋼板。然而，在專利文獻3之發明中具有肥粒鐵相。因此，難以獲得1310MPa以上的高強度。又因為組織內有強度差，因而需要更進一步改善彎曲成形性。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開2009-30091號公報
專利文獻2：日本特開2010-215958號公報
專利文獻3：日本特開2006-104532號公報
發明概要
發明所欲解決之課題
如上所述，過去並未提出一種鋼板，其抗拉強度(TS)為1310MPa以上之高強度，並具有高成形性及高耐氫脆化特性。
本發明便是為了解決上述問題點所完成者，其課題在於提供一種高強度冷軋鋼板及其製造方法，該高強度鋼板以高水準來兼具了高強度鋼板中會成為課題的成形性、耐氫脆化特性，即：抗拉強度(TS)為1310MPa以上，均勻拉伸為5.0%以上，90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)為5.0以下，而且耐氫脆化特性優異。
在本發明中，所謂的高強度冷軋鋼板，包含：於表面具有熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層的高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。
用以解決課題之手段
本案發明人等針對化學組成及製造條件帶給高強度冷軋鋼板機械特性的影響進行詳細調査。結果發現，鋼板具代表性之位置即自表面起算板厚1/4之位置的組織(金屬組織)作成含殘留沃斯田鐵的回火麻田散鐵主體組織，此外，透過控制退火時之露點使表層軟化及使表層部的硬質相微細化，藉此便能以高水準來兼具高強度鋼板中會成課題的成形性、耐氫脆化特性。又理解到，就表層部而言，調整退火後的冷卻中大於425℃且小於600℃之溫度區域下的保持時間，僅使表層發生肥粒鐵變態、變韌鐵變態，藉此就能獲得上述組織。
本發明是基於上述見解所完成者。本發明之要旨乃如下所述。
(1)本發明之一態樣的高強度冷軋鋼板具有下述化學組成：以質量%計含有：C：大於0.140%且小於0.400%、Si：大於0.35%且小於1.50%、Mn：大於1.50%且小於4.00%、P：0.100%以下、S：0.010%以下、Al：0.100%以下、N：0.0100%以下、Ti：0%以上且小於0.050%、Nb：0%以上且小於0.050%、V：0%以上且0.50%以下、Cr：0%以上且1.00%以下、Mo：0%以上且0.50%以下、B：0%以上且0.0100%以下、Ca：0%以上且0.0100%以下、Mg：0%以上且0.0100%以下、REM：0%以上且0.0500%以下、Bi：0%以上且0.050%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成；
自表面起算板厚1/4之位置中的組織以體積率計含有：70.0%以上的回火麻田散鐵、大於3.0%且小於10.0%的殘留沃斯田鐵、合計25.0%以下的肥粒鐵及變韌鐵、及5.0%以下的麻田散鐵；自前述表面起算25μm之位置中的組織以體積率計含有：合計70%以上的肥粒鐵及變韌鐵、及合計30%以下的麻田散鐵及回火麻田散鐵；自前述表面起算25μm之位置中，前述麻田散鐵及前述回火麻田散鐵的平均粒徑為5.0μm以下；該高強度冷軋鋼板的抗拉強度為1310MPa以上，均勻拉伸為5.0%以上，90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比即R/t為5.0以下。
(2)上述(1)之高強度冷軋鋼板中，前述化學組成以質量%計亦可含有由下述所構成之1種或2種以上：Ti：0.001%以上且小於0.050%、Nb：0.001%以上且小於0.050%、V：0.01%以上且0.50%以下、Cr：0.01%以上且1.00%以下、Mo：0.01%以上且0.50%以下、B：0.0001%以上且0.0100%以下、Ca：0.0001%以上且0.0100%以下、Mg：0.0001%以上且0.0100%以下、REM：0.005%以上且0.0500%以下、及Bi：0.005%以上且0.050%以下。
(3)上述(1)或(2)之高強度冷軋鋼板中，亦可於前述表面具備熔融鍍鋅層。
(4)上述(3)之高強度冷軋鋼板中，前述熔融鍍鋅層亦可為合金化熔融鍍鋅層。
(5)本發明另一態樣的高強度冷軋鋼板的製造方法具備下述步驟：
熱輥軋步驟：係將鑄造鋼胚直接加熱或先暫時冷卻後再加熱，並進行熱輥軋而作成熱軋鋼板；該鑄造鋼胚具有下述化學組成：以質量%計含有：C：大於0.140%且小於0.400%、Si：大於0.35%且小於1.50%、Mn：大於1.50%且小於4.00%、P：0.100%以下、S：0.010%以下 、Al：0.100%以下及N：0.0100%以下、Ti：0%以上且小於0.050%、Nb：0%以上且小於0.050%、V：0%以上且0.50%以下、Cr：0%以上且1.00%以下、Mo：0%以上且0.50%以下、B：0%以上且0.0100%以下、Ca：0%以上且0.0100%以下、Mg：0%以上且0.0100%以下、REM：0%以上且0.0500%以下、Bi：0%以上且0.050%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成；
冷軋步驟：係將前述熱軋鋼板酸洗，並施行冷輥軋而作成冷軋鋼板；
退火步驟：係將前述冷軋鋼板於後述氣體環境下、在800℃以上之溫度下均熱而進行退火；該氣體環境之露點為-20℃以上且20℃以下，並含有氮及1.0體積%以上且20體積%以下的氫；
第1冷卻步驟：係前述退火步驟後，將前述冷軋鋼板冷卻至大於425℃且小於600℃之溫度區域為止；
保持步驟：係前述第1冷卻步驟後，將前述冷軋鋼板在大於425℃且小於600℃之前述溫度區域中滯留250秒以上且750秒以下；
第2冷卻步驟：係於前述保持步驟後，將前述冷軋鋼板冷卻至50℃以上且250℃以下之溫度為止；
回火步驟：係於前述第2冷卻步驟後，在250℃以上且350℃以下之溫度對前述冷軋鋼板施行1秒以上的回火；
第3冷卻步驟：係前述回火步驟後，冷卻至可平整輥軋之溫度為止；及
平整步驟：係前述第3冷卻步驟後對前述冷軋鋼板施予平整輥軋。
(6)上述(5)之高強度冷軋鋼板中，前述化學組成以質量%計亦可含有由下述所構成之1種或2種以上：Ti：0.001%以上且小於0.050%、Nb：0.001%以上且小於0.050%、V：0.01%以上且0.50%以下、Cr：0.01%以上且1.00%以下、Mo：0.01%以上且0.50%以下及B：0.0001%以上且0.0100%以下、Ca：0.0001%以上且0.0100%以下、Mg：0.0001%以上且0.0100%以下、REM：0.005%以上且0.0500%以下、及Bi：0.005%以上且0.050%以下。
(7)上述(5)或(6)之高強度冷軋鋼板的製造方法中，前述保持步驟亦可含有對前述冷軋鋼板施予熔融鍍鋅的熔融鍍鋅步驟。
(8)上述(7)之高強度冷軋鋼板的製造方法中，在前述保持步驟的前述熔融鍍鋅步驟之後，亦可含有施行合金化處理的合金化步驟。
發明效果
依據本發明上述態樣，便可獲得一種高強度冷軋鋼板及其製造方法，係抗拉強度(TS)為1310MPa以上，均勻拉伸為5.0%以上，90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)為5.0以下，而且耐氫脆化特性優異。這種鋼板具有充分的成形性而能夠適用於壓製成形等加工，並在高強度化中會成為課題的耐氫脆化特性上表現優異。因此，在透過汽車車體輕量化來解決地球環境問題等的產業發展上，本發明是大有助益的。
用以實施發明之形態
針對本發明之一實施形態的高強度冷軋鋼板(以下，有時稱為本實施形態的鋼板)進行說明。
以下，詳述有關本實施形態的鋼板中的金屬組織、化學組成，以及能夠有效率、穩定且經濟地製造該鋼板的製造方法中有關輥軋、退火條件等。本實施形態的鋼板不僅包含了於表面不具有鍍敷層的冷軋鋼板，還包含了於表面形成有熔融鍍鋅的熔融鍍鋅鋼板、或於表面形成有合金化熔融鍍鋅的合金化熔融鍍鋅鋼板；而這些主要條件也共通於高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板。
1.金屬組織
在本實施形態的鋼板之金屬組織的說明中，組織分率是以體積率來表示。所以，若未特別申明，「%」即表示「體積%」。
就本實施形態的鋼板(高強度冷軋鋼板、高強度熔融鍍鋅鋼板、高強度合金化熔融鍍鋅鋼板)而言，其自表面起算板厚1/4(1/4厚)之位置中的組織以體積率計含有：70.0%以上的回火麻田散鐵、大於3.0%且小於10.0%的殘留沃斯田鐵、合計25.0%以下的肥粒鐵及變韌鐵、及5.0%以下的麻田散鐵。
又，自表面起算25μm之位置中的組織以體積率計含有：合計70.0%以上的肥粒鐵及變韌鐵、及合計30.0%以下的麻田散鐵及回火麻田散鐵，而麻田散鐵及回火麻田散鐵的平均粒徑為5.0μm以下。
在本實施形態的鋼板中，顯示鋼板具代表性組織即自表面起算在板厚方向上板厚1/4之位置中的組織，是回火麻田散鐵主體組織；自表面起算在板厚方向上25μm之位置中的表層部的組織，則是一種以肥粒鐵及變韌鐵為主體之組織。也就是說，在本實施形態之鋼板中，在板厚1/4之位置與在表層部中呈現出組織分率不同的梯度組織。這種梯度組織可透過下述來達成：退火加熱時施行適度脫碳後，於退火冷卻時確保僅在表層發生肥粒鐵或變韌鐵變態的適度滯留時間。關於詳細的條件，則會在製造條件的說明中作詳述。
[關於自表面起算25μm之位置(表層25μm位置)中的組織]
本案發明人等為了改善高強度鋼板的耐氫脆化特性，進行了精心探討。結果發現，表層部的組織對於耐氫脆化特性有很大的影響。具體而言是瞭解到，自鋼板表面起算在板厚方向上25μm之位置中，若是肥粒鐵及變韌鐵的體積率合計為70.0%以上、麻田散鐵及回火麻田散鐵的體積率合計為30.0%以下、還有麻田散鐵及回火麻田散鐵的平均粒徑為5.0μm以下，則耐氫脆化特性會很優異。作成這種組織便會提升耐氫脆化特性的詳細機制(mechanism)雖不明，但認為是以下的理由。也就是認為，耐氫脆化特性評價中在預應變(prestrain)的彎曲變形上變形最偏向集中的是鋼板表面，不過透過使該鋼板表面為軟質，使成為裂紋起點的表層部硬質相變少且微細均一化來減少裂紋起點，即可抑制氫脆化。
如圖1A所示，自表面起算25μm之位置中，肥粒鐵及變韌鐵的體積率合計為70.0%以上，且耐氫脆化特性優異。肥粒鐵及變韌鐵的體積率宜為75.0%以上，更宜為80.0%以上。肥粒鐵及變韌鐵的體積率亦可為100%。
又，表層部的組織中硬質的麻田散鐵、回火麻田散鐵不只會使表層部變硬，還會使裂紋起點增加，因而使耐氫脆化特性劣化。也就是說，表層部的組織中的麻田散鐵及回火麻田散鐵必須量少還須微細。因此，自表面起算在板厚方向上25μm之位置中，麻田散鐵及回火麻田散鐵的體積率是如圖1B所示設為30.0%以下。麻田散鐵及回火麻田散鐵的體積率宜為25.0%以下，較宜為20.0%以下。
又，如圖1C所示，麻田散鐵及回火麻田散鐵的平均粒徑是設為5.0μm以下。麻田散鐵及回火麻田散鐵的平均粒徑宜為4.5μm以下，較宜為4.0μm以下。
[關於自表面起算板厚1/4(1/4厚)之位置中的組織]
回火麻田散鐵雖與麻田散鐵(所謂新生麻田散鐵)同樣都是板條狀結晶粒的集合，但其是一種藉由回火而在內部含有微細鐵系碳化物的硬質的組織。回火麻田散鐵可透過下述來獲得：透過退火後的冷卻而生成麻田散鐵，將前述麻田散鐵以熱處理等進行回火而得。
回火麻田散鐵是一種相較於麻田散鐵較不脆且具延展性的組織。在本實施形態的鋼板中，為了提升強度與彎曲性，將回火麻田散鐵的體積率設為70.0%以上。體積率計宜為75.0%以上，更宜為80.0%以上。
殘留沃斯田鐵可透過TRIP效果來提升延展性，而有助於提升均勻拉伸(後述的均勻拉伸5.0%以上)。因此，自表面起算在板厚方向上板厚1/4之位置中的組織而言，殘留沃斯田鐵的體積率是設為大於3.0%。殘留沃斯田鐵的體積率宜為3.5%，較宜為4.0%以上。
另一方面，當殘留沃斯田鐵的體積率過量時，殘留沃斯田鐵的粒徑就會變大，而在變形後會成為粗大且硬質的麻田散鐵。此時，就容易產生裂紋起點，而彎曲性會劣化。因此，殘留沃斯田鐵的體積率是設為小於10.0%。殘留沃斯田鐵的體積率宜小於8.0%，較宜小於7.0%。
肥粒鐵是一種能以二相區域退火或者退火後緩冷卻而得的軟質相。肥粒鐵在與麻田散鐵這種硬質相混合存在時雖會提升鋼板的延展性，但為了達成1310MPa以上的高強度，就必須限制肥粒鐵的體積率。
又，變韌鐵是一種能透過退火後在350℃以上且550℃以下保持一定時間而得的相。變韌鐵雖然相對麻田散鐵是軟質而具有提升延展性效果，但為了達成1310MPa以上之高強度，與上述肥粒鐵同樣必須限制體積率。
據此，肥粒鐵及變韌鐵的體積率是設為合計25.0%以下。宜為15.0%以下，較宜為10.0%以下。
麻田散鐵(新生麻田散鐵)是一種最終冷卻時由沃斯田鐵發生變態所生成之板條狀結晶粒的集合。麻田散鐵因為硬質且脆，容易成為變形時的裂紋起點，而會使彎曲性劣化。因此，麻田散鐵的體積率是設為5.0%以下。麻田散鐵的體積率宜為3.0以下，較宜為2.0%以下。
自表面起算板厚1/4之位置中的組織而言，上述之外，亦可含有波來鐵作為剩餘部分組織。然而，波來鐵是一種在組織內具有雪明碳鐵的組織，其會消耗掉鋼中有助於提升強度的C。因此，當波來鐵體積率大於5.0%時，鋼板的強度便會下降。因此，波來鐵的體積率是設為5.0%以下。波來鐵的體積率宜為3.0%以下，較宜為1.0%以下。
本實施形態的鋼板中，自表面起算25μm之位置中的組織、及自表面起算板厚1/4之位置中的組織，其等的體積率是如下來測定。也就是說，肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵、波來鐵的體積率，是從相對於鋼板的輥軋方向、寬度方向任意之位置採取試驗片，並對平行於輥軋方向的縱剖面進行研磨，針對自鋼板表面起算25μm之位置、及板厚1/4之位置，使用SEM觀察經硝太蝕劑蝕刻後所出現的金屬組織。在SEM觀察中，是以3000倍之倍率對30μm×50μm的視野觀察5個視野，並從所觀察之圖像測定出各組織的面積率，再算出其平均值。由於在相對輥軋方向為垂直方向(鋼板寬度方向)上組織未有變化，在平行輥軋方向之縱剖面的面積率是與體積率相等，因此，以面積率作為各自的體積率。各組織之面積率在測定時，未出現下部組織且亮度低的區域為肥粒鐵。又，未出現下部組織且亮度高的區域為麻田散鐵或殘留沃斯田鐵。又，出現下部組織的區域為回火麻田散鐵或變韌鐵。
變韌鐵、回火麻田散鐵則可進一步用心觀察晶粒內的碳化物來加以區別。
具體而言，回火麻田散鐵是由麻田散鐵板條、與生成於板條內部的雪明碳鐵所構成。此時，由於麻田散鐵板條及雪明碳鐵的結晶方位關係存在2種以上，因此，用以構成回火麻田散鐵的雪明碳鐵，其具有複數個變體(variant)。反觀，變韌鐵可分類為上變韌鐵與下變韌鐵。上變韌鐵因為是由板條狀變韌肥粒鐵、與生成於板條界面的雪明碳鐵所構成，因而能容易與回火麻田散鐵作區別。下變韌鐵則是由板條狀變韌肥粒鐵、與生成於板條內部的雪明碳鐵所構成。此時，變韌肥粒鐵及雪明碳鐵的結晶方位關係為1種而與回火麻田散鐵有別，用以構成下變韌鐵的雪明碳鐵是具有單一變體。所以，下變韌鐵與回火麻田散鐵便可基於雪明碳鐵的變體來加以區別。
另一方面，麻田散鐵則無法以SEM觀察來與殘留沃斯田鐵作區別。因此，麻田散鐵的體積率則是從肥粒鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵、波來鐵以外的面積率，減去後述方法算出的殘留沃斯田鐵的體積率，藉此來算出體積率。
不過，就表層部而言，C濃度因脫碳而變低，所以並不會生成殘留沃斯田鐵。因此，在表層部中，以SEM觀察而判斷為麻田散鐵或殘留沃斯田鐵之組織，並不與殘留沃斯田鐵作區別即判斷為麻田散鐵。
又在實施形態的鋼板中，於表層25μm位置中，肥粒鐵及變韌鐵雖為主體的組織，相對於這些組織而言，麻田散鐵及回火麻田散鐵則屬硬質組織。
故，表層25μm位置中麻田散鐵及回火麻田散鐵的粒徑，並不去區別麻田散鐵與回火麻田散鐵，而去算出麻田散鐵、回火麻田散鐵、或者、麻田散鐵與回火麻田散鐵混合存在的晶粒之等效圓粒徑。
具體而言，本實施形態鋼板中，自表面起算25μm之位置中麻田散鐵及回火麻田散鐵的平均粒徑是以下述方法求得。
從相對於鋼板的輥軋方向、寬度方向任意之位置採取試驗片，並對平行於輥軋方向之縱剖面進行研磨，針對自鋼板表面起算25μm之位置、及板厚1/4之位置，使用SEM觀察經硝太蝕劑蝕刻後所出現的金屬組織。對於該組織，依據JIS G 0551(2013)所記載之截距法，來算出上述被判斷為麻田散鐵或回火麻田散鐵之組織的等效圓平均徑，以此作為麻田散鐵及回火麻田散鐵的平均粒徑。
殘留沃斯田鐵的體積率則是從鋼板任意之位置採取試驗片，並將輥軋面進行化學研磨至自鋼板表面起算達板厚1/4內側之位置為止，並且從過MoKα線而得之肥粒鐵的(200)、(210)面積分強度與沃斯田鐵的(200)、(220)及(311)面積分強度來加以定量化。
自表面起算25μm之位置的殘留沃斯田鐵的體積率，可將輥軋面進行化學研磨至自鋼板表面起算達板厚25μm之位置為止，並以上述同樣之方法來測定。然而，如上所述，就表層部而言，C濃度因脫碳而變低，所以實質上並不會生成殘留沃斯田鐵。因此，自表面起算25μm之位置中殘留沃斯田鐵的體積率亦可不作測定。
[抗拉強度為1310MPa以上，均勻拉伸為5.0%以上]
[90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)為5.0以下]
在本實施形態的鋼板中，關於有助於汽車車體輕量化的強度而言，是將抗拉強度(TS)設為1310MPa以上。從衝撃吸收性之觀點來看，鋼板強度宜為1400MPa以上，較宜為1470MPa以上。
又，從成形性之觀點來看，均勻拉伸(uEl)是設為5.0%以上。為了使成形性變得更好，均勻拉伸(uEl)較宜為5.5%以上。又，在成形性之觀點下，90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)是設為5.0以下。為了使成形性變得更好，(R/t)宜為4.0以下，較宜為3.0以下。
抗拉強度(TS)及均勻拉伸(uEl)是透過下述來求得：在與輥軋方向為垂直方向上從鋼板採取JIS5號拉伸試驗片，並依循JIS Z 2241(2011)施行拉伸試驗而求得。
又，就臨界彎曲半徑(R)來說則是透過下述來求得：使用90°V彎曲模具，以0.5mm間距使半徑R變化，並求出不產生裂紋的最少彎曲R，再將之除以板厚t而求得。
2.鋼板的化學組成
接著，針對本實施形態的鋼板所具有之化學組成進行說明。以下，化學組成中各元素含量所示「%」，皆意指質量%。
C：大於0.140%且小於0.400%
若C含量為0.140%以下，會難以獲得上述金屬組織，而無法達成抗拉強度。還會致使90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)惡化。據此，C含量是設為大於0.140%。宜大於0.160%，更宜大於0.180%。
另一方面，若C含量為0.400%以上，則熔接性會劣化同時90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)會劣化。還有耐氫脆化特性也會劣化。據此，C含量是設為小於0.400%。宜小於0.350%，更宜小於0.300%。
Si：大於0.35%且小於1.50%
Si是一種對於以固溶強化來增大鋼板強度很有用的元素。又，Si由於會抑制雪明碳鐵生成，故具有促使C朝沃斯田鐵中變濃之效果，而是一種要在退火後使殘留沃斯田鐵生成所必須的元素。若Si含量為0.35%以下，便難以獲得上述作用所致效果，且均勻拉伸難以達成之外耐氫脆化特性會劣化。據此，Si含量是設為大於0.35%。宜大於0.40%，更宜大於0.45%。
另一方面，當Si含量為1.50%以上時，退火加熱時的沃斯田鐵變態會變慢，有時會出現肥粒鐵未充分變態成沃斯田鐵的情況。此時，退火後組織會殘存過量的肥粒鐵，而無法達成目標抗拉強度。還有90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)會劣化。又，當Si含量為1.50%以上時，鋼板的表面性質狀態會劣化。而且，化學轉化處理性及鍍敷性會顯著劣化。據此，Si含量是設為小於1.50%。Si含量宜小於1.25%，較宜小於1.00%，更宜則為0.90%以下或0.85%以下。尤其透過將Si含量設為小於1.00%，鍍敷附著性會提升。
Mn：大於1.50%且小於4.00%
Mn具有提升鋼的淬火性之作用，就獲得上述金屬組織而言是有效的元素。若Mn含量為1.50%以下，會變得難以獲得上述金屬組織。此時，便無法達成抗拉強度。據此，Mn含量是設為大於1.50%。Mn含量宜大於1.75%，較宜大於2.00%，更宜大於2.25%。
另一方面，若Mn含量為4.00%以上，則彎曲性會因Mn的偏析而受損。還有90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)會劣化，耐氫脆化特性也會劣化。更會導致素材成本提高。據此，Mn含量是設為小於4.00%。Mn含量宜小於3.50%，較宜小於3.20%，更宜小於3.00%。
P：0.100%以下
P是一種在鋼中作為不純物而含有的元素，且是一種會在晶界偏析而使鋼脆化的元素。因此，P含量越少越好，亦可為0%，不過也考量到P的除去時間、成本，則是將P含量設為0.100%以下。宜為0.020%以下，較宜為0.015%以下。
S：0.010%以下
S是一種在鋼中作為不純物而含有的元素，且其會形成硫化物系夾雜物而使彎曲性劣化。因此，S含量越少越好，亦可為0%，不過也考量到S的除去時間、成本，則是將S含量設為0.010%以下。S含量宜為0.005%以下，較宜為0.003%以下，更宜為0.001%以下。
Al：0.100%以下
Al是一種具有將鋼液脫氧之作用的元素。以脫氧目的而含有Al時，為了確實脫氧，宜為0.005%以上，更宜為0.010%以上。又，Al由於與Si同樣具有提高沃斯田鐵安定性之作用，就獲得上述金屬組織而言是有效的元素，故亦可含有。
另一方面，當Al含量過高時，不僅會變得容易發生因氧化鋁導致的表面瑕疵，變態點還會大幅提高，而肥粒鐵的體積率會變多。此時，就會變得難以獲得上述金屬組織，而無法達成抗拉強度。據此，Al含量是設為0.100%以下。Al含量宜為0.050%以下，較宜為0.040%以下，更宜為0.030%以下。在本實施形態的鋼板中，由於含有了與Al同樣具有脫氧作用的Si，所以Al並非一定要含有而亦可為0%。
N：0.0100%以下
N是一種在鋼中作為不純物而含有的元素，且是一種會生成粗大析出物而使彎曲性劣化的元素。據此，N含量是設為0.0100%以下。宜為0.0060%以下，更宜為0.0050%以下。N含量越少越好，亦可為0%。
本實施形態的鋼板雖是含有上述元素且剩餘部分為Fe及不純物，不過亦可進一步含有以下列示之對強度、彎曲性有影響的元素1種或2種以上，來作為任意元素。然而，此等元素並非一定要含有，故其下限皆為0%。
Ti：小於0.050%，Nb：小於0.050%，V：小於0.50%
Ti、Nb及V具有透過析出硬化來提升鋼板強度之作用。據此，亦可含有此等元素。為了充分獲得上述效果，Ti、Nb含量的下限宜設為0.001%，V含量的下限宜設為0.01%。較宜的Ti、Nb含量下限為0.005%，V含量下限為0.05%。上述效果的獲得並非必須。因此，Ti、Nb、V含量的下限並無須特別加以限制，其等下限為0%。
然而，當過量含有此等元素時，再結晶溫度會提高，冷軋鋼板的金屬組織會不均一化，而損害彎曲性。
據此，就算要含有，也要將Ti含量設為小於0.050%，將Nb含量設為小於0.050%，將V含量設為小於0.50%以下。Ti含量宜小於0.030%，較宜小於0.020%。Nb含量宜小於0.030%小於，較宜小於0.020%。V含量宜為0.30%以下。
Cr：1.00%以下，Mo：0.50%以下，B：0.0100%以下
Cr、Mo及B具有提升鋼之淬火性而對強度帶來影響的作用，就獲得上述金屬組織而言是有效的元素。據此，亦可含有此等元素。為了充分獲得上述效果，Cr、Mo含量的下限宜設為0.01%，B含量的下限宜設為0.0001%。較宜的下限而言，Cr、Mo為0.05%，B則為0.0010%。上述效果的獲得並非必須。因此，Cr、Mo、B含量的下限並無須特別加以限制，其等下限為0%。
然而，就算過量含有此等元素，上述作用所致效果會達飽和之外，亦不經濟。據此，就算要含有，也要將Cr含量設為1.00%以下，將Mo含量設為0.50%以下，將B含量設為0.0100%以下。Cr含量宜為0.50%以下，Mo含量宜為0.20%以下，B含量宜為0.0030%以下。
Ca：0.0100%以下，Mg：0.0100%以下，REM：0.0500%以下，及Bi：0.050%以下
Ca、Mg及REM會調整夾雜物的形狀，而Bi則會使凝固組織微細化，藉此都是具有改善強度、彎曲性之作用的元素。據此，亦可含有此等元素。為了充分獲得上述效果，Ca及Mg含量的下限宜設為0.0001%，REM及Bi含量的下限宜設為0.005%。較宜的下限而言，Ca及Mg為0.0008%，REM及Bi則為0.0007%。上述效果的獲得並非必須。因此，Ca、Mg、Sb、Zr及REM含量的下限並無須特別加以限制，其等下限為0%。
然而，就算過量含有此等元素，上述作用所致效果會達飽和而不經濟。據此，含有就算要含有，也要將Ca含量設為0.0100%以下，將Mg含量設為0.0100%以下，將REM含量設為0.0500%以下，將Bi含量設為0.050%以下。較宜的是，Ca含量為0.0020%以下，Mg含量為0.0020%以下，REM含量為0.0020%以下，Bi含量為0.010%以下。REM意指稀土元素，且是Sc、Y及鑭系元素合計17元素的總稱，而REM含量則為此等元素的合計含量。
在本實施形態的鋼板中，亦可於表面具備熔融鍍鋅層。透過在表面具備鍍敷層，會提升耐蝕性。就汽車用鋼板而言會有下述情況發生：因為有腐蝕導致開孔之問題，故就算高強度化也無法薄型化至一定板厚以下。鋼板高強度化之目的之一，即在於透過薄型化帶來輕量化，因此，就算開發高強度鋼板也會因耐蝕性低而使適用部位受到限制。作為解決此等課題之手法，可考慮將耐蝕性高之熔融鍍鋅等的鍍敷施加於鋼板上。本實施形態的鋼板因為已如上所述對鋼板成分進行了控制，因而能夠進行熔融鍍鋅。
熔融鍍鋅層亦可為合金化熔融鍍鋅層。
3.製造條件
本案發明人等進行檢討之結果理解到：於退火加熱時以預定氣體環境條件施行適度脫碳之後，於退火冷卻時確保適度的滯留時間，藉此，表面板厚1/4之位置的組織為回火麻田散鐵主體組織，並且，在表層部與在表面板厚1/4之位置上組織並不相同，而能達成一種耐氫脆化特性優異的梯度組織。以下，進行詳細說明。
具體而言，本實施形態的鋼板可透過一種含有以下步驟(I)~(IX)之製造方法來製造。
(I)熱輥軋步驟：係將具有預定化學組成之鑄造鋼胚直接加熱或先暫時冷卻後再加熱，並進行熱輥軋而作成熱軋鋼板；
(II)冷軋步驟：係將前述熱軋鋼板酸洗，並施行冷輥軋而作成冷軋鋼板；
(III)退火步驟：係將前述冷軋鋼板於後述氣體環境下、在800℃以上之溫度下均熱而進行退火；該氣體環境之露點為-20℃以上且20℃以下，並含有1.0體積%以上且20體積%以下的氫與氮；
(IV)第1冷卻步驟：係前述退火後，將冷軋鋼板冷卻至大於425℃且小於600℃之溫度區域為止；
(V)保持步驟：係前述第1冷卻步驟後，將前述冷軋鋼板在大於425℃且小於600℃之前述溫度區域中滯留250秒以上且750秒以下；
(VI)第2冷卻步驟：係於前述保持步驟後，將前述冷軋鋼板冷卻至50℃以上且250℃以下之溫度為止；
(VII)回火步驟：係於前述第2冷卻步驟後，在250℃以上且350℃以下之溫度對前述冷軋鋼板施行1秒以上的回火；
(VIII)第3冷卻步驟：係前述回火步驟後，冷卻至可平整輥軋之溫度為止；及
(IX)平整步驟：係前述第3冷卻步驟後對前述冷軋鋼板施予平整輥軋。
以下，針對各步驟作說明。
[熱輥軋步驟]
在熱輥軋步驟中，是對具有上述化學組成的鑄造鋼胚作加熱，並進行熱輥軋而作成熱軋鋼板。當鑄造鋼胚之溫度高時，亦可不先暫時冷卻至室溫左右，而是維持原樣地供應至熱輥軋。
熱輥軋條件雖未限定，但宜加熱至1100℃以上，且精輥軋出口側溫度達Ar3變態點以上來進行熱輥軋。當加熱溫度小於1100℃時，材料均質化便容易不足。又，當精輥軋出口側溫度小於Ar3變態點時，由於會殘留有肥粒鐵加工組織，故會變成不均一的組織，退火後的組織並不會變得均一，而容易引起彎曲性劣化。
熱輥軋後的熱軋鋼板，亦可進行捲取而作成捲狀。捲取溫度雖未特別限定，但若大於650℃，則熱軋鋼板的組織會變成粗大的肥粒鐵、波來鐵組織，退火後鋼板金屬組織會變得不均一而彎曲性會劣化。因此，捲取溫度的上限宜為650℃以下。捲取溫度宜為600℃以下，較宜為580℃以下。另一方面，若捲取溫度小於500℃，則熱軋鋼板的強度會變高，而冷輥軋時的負荷會增高，故捲取溫度宜為500℃以上。若熱軋鋼板的強度高時，亦可於冷軋前施予BAF等的軟化熱處理。
[冷軋步驟]
在冷軋步驟中，是將熱輥軋後的熱軋鋼板以酸洗等除去鏽垢後，再進行冷輥軋而作成冷軋鋼板。冷輥軋(冷軋)條件雖未特別限定，但透過促進再結晶，使冷軋輥軋及退火後的金屬組織均一化，則彎曲性會提升。因此，宜將冷壓率(累積軋縮率)設為40%以上。冷軋率宜為45%以上，較宜為50%以上。
當冷壓率過高時，輥軋荷重會增大而輥軋會變得困難。因此，冷壓率宜小於70%。冷軋率宜小於65%，較宜小於60%。
[退火步驟]
冷軋步驟後的鋼板，可因應需要而依照已知方法施行脫脂等處理後，再進行退火。
本實施形態的鋼板含有Si。因此，從鋼板的化學轉化處理性或鍍敷附著性之觀點來看，為了讓Si、Mn發生內部氧化而在退火加熱時控制爐內氣體環境。具體而言，將爐內(加熱帶及均熱帶)氣體環境作成下述氮-氫混合氣體環境：露點-20℃以上且20℃以下，並含有1.0體積%以上且20體積%以下的氫，剩餘部分為氮及不純物。此等氣體環境配合鋼板組成、製造條件而在此範圍下作適宜調整。在該氣體環境下施行退火，藉此在鋼板表層部產生適度的脫碳。因此，藉由調整退火後的冷卻條件，便能獲得前述這種自表面起算1/4之位置組織體積率與表層部組織體積率不同的梯度組織。亦即，C含量因脫碳而較少的表層會領先於C含量多的中心部開始變態前而發生肥粒鐵變態、變韌鐵變態，故僅有表層部會變成軟質。透過獲得該梯度組織及預定位置下的組織構成，就能以高水準來兼具成形性、耐氫脆化特性。
一般而言，Si含量越高就會容易發生脫碳。惟，在本實施形態的鋼板中，考量到鍍敷附著性等，而限定了Si含量之上限。因此，以本實施形態鋼板的化學組成而言，若不控制退火後之溫度歷程，就無法獲得適宜的表層部組織。
又，退火步驟中的均熱溫度是設為800℃以上。若均熱溫度小於800℃，則自表面起算1/4之位置中的肥粒鐵體積率會變多而回火麻田散鐵的比率不足，因而難以確保強度、及90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)。均熱溫度宜為820℃以上，較宜為840℃以上。均熱溫度越高就越容易確保強度，但均熱溫度過高時製造成本會變高，故均熱溫度宜為900℃以下。較宜為880℃以下，更宜為870℃以下。
均熱時間宜為30~450秒。當均熱時間小於30秒時，沃斯田鐵化並不會充分進行，故均熱時間宜為30秒以上。另一方面，當均熱時間大於450秒時，生產性會下降，故均熱時間宜為450秒以下。
在退火步驟中，就均熱步驟之前所施行的加熱步驟而言，為了促進再結晶使退火後的金屬組織均一化以提升彎曲性，同時為了促進表層脫碳使鋼板表面軟化以提升耐氫脆化特性，自700℃至均熱溫度為止的加熱速度宜設為小於10.0℃/s。較宜設為小於8.0℃/s，更宜設為小於5.0℃/s。
[第1冷卻步驟]
[保持步驟]
退火後的冷軋鋼板而言，為了獲得上述梯度組織，是冷卻至大於425℃且小於600℃之溫度區域為止(第1冷卻步驟)，並在該溫度區域(大於425℃且小於600℃)中，進行保持至滯留時間達250秒以上且750秒以下(保持步驟)。冷卻停止溫度及之後的保持溫度若為425℃以下，則自鋼板表面起算板厚1/4之位置中的變韌鐵體積率會變高，而回火麻田散鐵體積率會下降。結果，抗拉強度會下降，同時，90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)會劣化。在本實施形態中，自鋼板表面起算板厚1/4位置中存在有充分的回火麻田散鐵，藉此便可確保強度。透過變韌鐵是無法獲得充分強度。
另一方面，冷卻停止溫度及之後的保持溫度若為600℃以上，則鋼板中央部中肥粒鐵分率會變高而回火麻田散鐵體積率會下降。結果，抗拉強度會下降，同時，90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)會劣化。又，在鋼板表層部中的肥粒鐵變態、變韌鐵變態並未進行，而無法獲得前述表層組織，因此，耐氫脆化特性會劣化。
故，冷卻停止溫度及保持溫度是設為大於425℃且小於600℃。保持溫度宜大於440℃且小於580℃，更宜大於450℃且小於560℃。若在溫度範圍內，就算滯留時間中改變溫度也不會有問題。
在第1冷卻步驟中，為了抑制冷卻中的肥粒鐵變態，宜以5℃/s以上之平均冷卻速度來進行冷卻。平均冷卻速度較宜為10℃/s以上。
圖1A顯示：自鋼板表面起算25μm深度位置(表層部)中，肥粒鐵及變韌鐵的體積率、與大於425℃且小於600℃中之滯留時間的關係。圖1B顯示：自鋼板表面起算25μm深度位置(表層部)中，麻田散鐵及回火麻田散鐵的體積率、與大於425℃且小於600℃中之滯留時間的關係。圖1C顯示：麻田散鐵及回火麻田散鐵粒徑、與大於425℃且小於600℃中之滯留時間的關係。又，在圖1A~圖1C中亦一併顯示當時的耐氫脆化特性。
如圖1A~圖1C所示，若滯留時間小於250秒，則表層的肥粒鐵變態、變韌鐵變態並未進行，而未變態的沃斯田鐵於最終冷卻後會變成麻田散鐵、回火麻田散鐵，因此，麻田散鐵、回火麻田散鐵的體積率不僅會增加，其粒徑也變大。結果，便無法獲得前述表層組織，而耐氫脆化特性會劣化。故，在保持步驟中，大於425℃且小於600℃之滯留時間的下限是設為250秒以上。滯留時間宜為300秒以上，較宜為350秒以上。在本實施形態的鋼板中，雖基於鍍敷附著性之觀點限制了Si含量而使表層的脫碳層變得難以獲得，不過，在大於425℃且小於600℃之溫度區域下進行保持至250秒以上的滯留時間，藉此便能僅使表層部產生變韌鐵變態。
另一方面，當滯留時間較長時，則就算是自表面起算板厚1/4之位置也會產生肥粒鐵變態、變韌鐵變態，而無法獲得所欲組織且鋼板強度會下降，同時90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)會劣化。故，大於425℃且小於600℃之滯留時間的上限是設為750秒以下。滯留時間宜為650秒以下，更宜為550秒以下。
在保持步驟中，從鋼板的化學轉化處理性或鍍敷附著性之觀點來看，宜將爐內氣體環境作成還元氣體環境。
[熔融鍍鋅步驟]
[合金化步驟]
在製造於表面具備熔融鍍鋅的冷軋鋼板(熔融鍍鋅鋼板)之情況下，亦可於保持步驟中使冷軋鋼板浸漬於熔融鍍敷浴來施予熔融鍍鋅。又，在製造於表面具備合金化熔融鍍鋅的冷軋鋼板(合金化熔融鍍鋅鋼板)之情況下，亦可接在熔融鍍鋅步驟後，施予合金化處理來將鍍敷作成合金化熔融鍍鋅。
[第2冷卻步驟]
[回火步驟]
保持步驟後的冷軋鋼板而言，是透過冷卻至50℃以上且250℃以下之溫度(第2冷卻步驟)，來使未變態的沃斯田鐵變態成麻田散鐵。在第2冷卻步驟中，為了抑制冷卻中發生變韌鐵變態，宜以5℃/s以上之平均冷卻速度來進行冷卻。平均冷卻速度較宜為10℃/s以上。之後，冷軋鋼板則是在200℃以上350℃以下之溫度下進行1秒以上的回火(回火步驟)，藉此可在自表面起算板厚1/4之位置獲得回火麻田散鐵主體的組織。
在施行熔融鍍鋅步驟及/或合金化步驟之情況下，對於熔融鍍鋅步驟後的冷軋鋼板、或對於熔融鍍鋅步驟及合金化步驟後的冷軋鋼板，冷卻至50℃以上且250℃以下之溫度為止後，在200℃以上350℃以下之溫度下施行1秒以上的回火。
當第2冷卻步驟的冷卻停止溫度大於250℃，則麻田散鐵變態會變得不充分，未回火的麻田散鐵體積率會增加，而彎曲性會劣化。另一方面，當第2冷卻步驟的冷卻停止溫度小於50℃，則並未殘存有殘留沃斯田鐵，而延展性會劣化。故，冷卻停止溫度是設為50℃以上且250℃以下。冷卻停止溫度宜為75℃以上225℃以下，較宜為100℃以上且200℃以下。
在之後的回火步驟中，當回火溫度大於350℃則鋼板強度會下降。故，回火溫度是設為350℃以下。回火溫度宜為330℃以下，較宜為310℃以下。
另一方面，當回火溫度小於200℃，則回火會變得不充分，彎曲性會劣化。故，回火溫度是設為200℃以上。回火溫度宜為250℃以上，較宜為260℃以上，更宜為270℃以上。
回火時間雖說1秒以上即可，但為了施行穩定的回火處理，則宜為5秒以上，更宜為10秒以上。另一方面，在長時間的回火下，有時鋼板強度會下降，因此，回火時間宜為90秒以下，更宜為60秒以下。
[第3冷卻步驟]
[平整步驟]
回火步驟後的冷軋鋼板是在冷卻至可平整輥軋之溫度後(第3冷卻步驟)，施行平整輥軋(平整步驟)。若退火後的冷卻(第1冷卻步驟)是使用水的噴霧水冷卻、浸泡冷卻、氣水冷卻等情況時，為了除去高溫下與水接觸所形成氧化膜及為了提升鋼板的化學轉化處理性，於平整輥軋前宜施行酸洗、以及接著施行微量Ni、Fe、Co、Sn、Cu中之1種或2種以上的鍍敷。在此所謂的微量，是指鋼板表面上3~30mg/m2 左右的鍍敷量。
透過平整輥軋，可調整鋼板的形狀。平整輥軋的拉伸率宜為0.1%以上。較宜為0.2%以上，更宜為0.3%以上。另一方面，當平整輥軋的拉伸率較高時，殘留沃斯田鐵的體積率會減少而延展性會劣化。因此，拉伸率宜設為1.0%以下。拉伸率較宜為0.8%以下，更宜為0.6%以下，更加適宜為0.5%以下。
[實施例]
一邊參照實施例而更具體說明本發明。鑄造出具有表1所示化學組成的鋼胚。將鑄造後的鋼胚加熱至1100℃以上，使精輥軋出口側溫度達Ar3變態點以上之方式熱輥軋至2.8mm為止，並在500℃以上且650℃以下進行捲取後，冷卻至室溫為止。
之後，透過酸洗來除去鏽垢，並冷輥軋至1.4mm後，以表2A所示均熱溫度施行120秒的退火。退火則是將加熱時及均熱時之爐內氣體環境作成如下的氮-氫混合氣體環境：露點-20℃以上且20℃以下，並且由1.0體積%以上且20體積%以下的氫與氮所構成。退火之加熱時，自700℃至均熱溫度為止的加熱速度是設為小於5.0℃/s。
退火後，以10℃/s冷卻至表2A所示溫度為止之後，滯留在大於425℃且小於600℃之間。一部分的例子，是在保持中施行了熔融鍍鋅及合金化。表2C中，CR是未曾施行鍍鋅的冷軋鋼板，GI是熔融鍍鋅鋼板，GA是合金化熔融鍍鋅鋼板。就合金化熔融鍍鋅鋼板而言，是在施予35~65g/m2 左右的熔融鍍鋅後，在小於600℃之溫度下使之合金化。在本實施例中，大於425℃且小於600℃之滯留時間中之溫度雖是設為固定，但如前所述，若在該溫度範圍內，就算在滯留時間中改變溫度也不會有問題。
又，保持後，以10℃/s冷卻至50℃以上且250℃以下為止，之後，施予1秒~90秒回火的熱處理，之後再冷卻至50℃為止，並施予0.1%以上的平整輥軋。就回火溫度來說，試驗編號1~33是設為250~350℃，試驗編號34則是設為200℃。
試驗編號22、23、30的冷軋鋼板，則是在平整輥軋前施予酸洗並接著於鋼板表面施予3~30mg/m2 左右的Ni鍍敷。
自所獲得的退火鋼板(冷軋鋼板)採取如前述之用於SEM觀察的試驗片，並研磨了平行於輥軋方向的縱剖面之後，觀察自鋼板表面起算25μm位置及板厚1/4之位置中的金屬組織，並透過圖像處理來測定各組織的體積率。又，採取用於X射線繞射的試驗片，如前述般，進行化學研磨至自表層起算達1/4厚為止後，在化學研磨後的面上，以X射線繞射來測定殘留沃斯田鐵的體積率。還測定了自鋼板表面起算25μm位置的麻田散鐵及回火麻田散鐵的平均粒徑。
抗拉強度(TS)及均勻拉伸(uEl)則是透過下述來求得：自退火鋼板在相對輥軋方向為垂直方向上採取JIS5號拉伸試驗片，並依據JIS Z 2241(2011)施行拉伸試驗，藉此求得。
又，進行下述試驗來作為耐氫脆化特性評價。也就是說，將端面經機械研磨後的試驗片，以壓彎法彎曲成U字，而製作出半徑5R的U彎曲試驗片，並使非彎曲部呈平行之方式，以螺栓鎖緊再使之彈性變形後，浸漬於pH1的鹽酸而進行了讓氫侵入鋼板中的促進延遲破壞試驗。浸漬時間即使達100小時也不生裂紋者評價為具有良好(OK)耐延遲破壞特性的鋼板；產生裂紋者則評價為不良(NG)。為了除去鍍敷的影響，對於鍍敷材，則是在試驗前以含有抑制劑的鹽酸除去鍍敷層之後，才評價耐氫脆化特性。
關於臨界彎曲半徑(R/t)則是透過下述來求得：使用90°V彎曲模具，以0.5mm間距使半徑R變化，並求出不產生裂紋的最少彎曲R，並將之除以板厚1.4mm而求得。
[表1]
[表2A]
[表2B]
[表2C]
表2B、表2C中，顯示退火鋼板的金屬組織觀察結果及機械特性調査結果。本發明鋼都是TS為1310MPa以上，uEl為5.0%以上，臨界彎曲半徑(R/t)為5.0以下，耐氫脆化特性亦為良好。
相對於此，化學組成、製造方法之任一者在本發明範圍外且組織在本發明範圍外的試驗編號(比較例)，其抗拉強度、均勻拉伸、臨界彎曲半徑、耐氫脆化特性之任1者以上並未達成目標。尤其，試驗編號5因為Si含量過多，故肥粒鐵的體積率變高，而回火麻田散鐵的體積率減少。結果，抗拉強度較低，且臨界彎曲半徑(R/t)劣化。在本發明例中，抑制Si含量的同時，適切控制退火時之熱處理條件來控制自鋼板表面起算板厚1/4位置中的金屬組織，藉此達成了兼具耐氫脆化特性與抗拉強度。
[產業上之可利用性]
依照本發明，便可獲得一種高強度冷軋鋼板及其製造方法，其抗拉強度(TS)為1310MPa以上，均勻拉伸為5.0%以上，90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比(R/t)為5.0以下，而且耐氫脆化特性優異。這種鋼板具有充分的成形性而能夠適用於壓製成形等加工，其在高強度化下會成為課題的耐氫脆化特性上表現優異。因此，在透過汽車車體輕量化來解決地球環境問題等的產業發展上，本發明是大有助益的。
圖1A是顯示下述的圖表：自表面起算在板厚方向上25μm深度位置中，於退火、冷卻後在大於425℃且小於600℃之溫度區域下保持時，在該溫度區域下的滯留時間、與肥粒鐵及變韌鐵的體積率之關係，以及此時的耐氫脆化特性。
圖1B是顯示下述的圖表：自表面起算在板厚方向上25μm深度位置中，於退火、冷卻後在大於425℃且小於600℃之溫度區域下保持時，在該溫度區域下的滯留時間、與麻田散鐵及回火麻田散鐵的體積率之關係，以及此時的耐氫脆化特性。
圖1C是顯示下述的圖表：自表面起算在板厚方向上25μm深度位置中，於退火、冷卻後在大於425℃且小於600℃之溫度區域下保持時，在該溫度區域下的滯留時間、與麻田散鐵及回火麻田散鐵粒徑之關係，以及此時的耐氫脆化特性。

Claims (8)

  1. 一種高強度冷軋鋼板，其特徵在於具有下述化學組成： 以質量%計含有： C：大於0.140%且小於0.400%、 Si：大於0.35%且小於1.50%、 Mn：大於1.50%且小於4.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 Al：0.100%以下、 N：0.0100%以下、 Ti：0%以上且小於0.050%、 Nb：0%以上且小於0.050%、 V：0%以上且0.50%以下、 Cr：0%以上且1.00%以下、 Mo：0%以上且0.50%以下、 B：0%以上且0.0100%以下、 Ca：0%以上且0.0100%以下、 Mg：0%以上且0.0100%以下、 REM：0%以上且0.0500%以下、 Bi：0%以上且0.050%以下， 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 自表面起算板厚1/4之位置中的組織以體積率計含有： 70.0%以上的回火麻田散鐵、 大於3.0%且小於10.0%的殘留沃斯田鐵、 合計25.0%以下的肥粒鐵及變韌鐵、及 5.0%以下的麻田散鐵； 自前述表面起算25μm之位置中的組織以體積率計含有： 合計70%以上的肥粒鐵及變韌鐵、及 合計30%以下的麻田散鐵及回火麻田散鐵； 自前述表面起算25μm之位置中，前述麻田散鐵及前述回火麻田散鐵的平均粒徑為5.0μm以下； 該高強度冷軋鋼板的抗拉強度為1310MPa以上，均勻拉伸為5.0%以上，90°V彎曲下的臨界彎曲半徑R與板厚t之比即R/t為5.0以下。
  2. 如請求項1之高強度冷軋鋼板，其中，前述化學組成以質量%計含有由下述所構成之1種或2種以上： Ti：0.001%以上且小於0.050%、 Nb：0.001%以上且小於0.050%、 V：0.01%以上且0.50%以下、 Cr：0.01%以上且1.00%以下、 Mo：0.01%以上且0.50%以下、 B：0.0001%以上且0.0100%以下、 Ca：0.0001%以上且0.0100%以下、 Mg：0.0001%以上且0.0100%以下、 REM：0.005%以上且0.0500%以下、及 Bi：0.005%以上且0.050%以下。
  3. 如請求項1或2之高強度冷軋鋼板，其於前述表面具備熔融鍍鋅層。
  4. 如請求項3之高強度冷軋鋼板，其中，前述熔融鍍鋅層為合金化熔融鍍鋅層。
  5. 一種高強度冷軋鋼板的製造方法，其特徵在於具備下述步驟： 熱輥軋步驟：係將鑄造鋼胚直接加熱或先暫時冷卻後再加熱，並進行熱輥軋而作成熱軋鋼板；該鑄造鋼胚具有下述化學組成：以質量%計含有：C：大於0.140%且小於0.400%、Si：大於0.35%且小於1.50%、Mn：大於1.50%且小於4.00%、P：0.100%以下、S：0.010%以下 、Al：0.100%以下及N：0.0100%以下、Ti：0%以上且小於0.050%、Nb：0%以上且小於0.050%、V：0%以上且0.50%以下、Cr：0%以上且1.00%以下、Mo：0%以上且0.50%以下、B：0%以上且0.0100%以下、Ca：0%以上且0.0100%以下、Mg：0%以上且0.0100%以下、REM：0%以上且0.0500%以下、Bi：0%以上且0.050%以下，剩餘部分由Fe及不純物所構成； 冷軋步驟：係將前述熱軋鋼板酸洗，並施行冷輥軋而作成冷軋鋼板； 退火步驟：係將前述冷軋鋼板於後述氣體環境下、在800℃以上之溫度下均熱而進行退火；該氣體環境之露點為-20℃以上且20℃以下，並含有氮及1.0體積%以上且20體積%以下的氫； 第1冷卻步驟：係前述退火步驟後，將前述冷軋鋼板冷卻至大於425℃且小於600℃之溫度區域為止； 保持步驟：係前述第1冷卻步驟後，將前述冷軋鋼板在大於425℃且小於600℃之前述溫度區域中滯留250秒以上且750秒以下； 第2冷卻步驟：係於前述保持步驟後，將前述冷軋鋼板冷卻至50℃以上且250℃以下之溫度為止； 回火步驟：係於前述第2冷卻步驟後，在250℃以上且350℃以下之溫度對前述冷軋鋼板施行1秒以上的回火； 第3冷卻步驟：係前述回火步驟後，冷卻至可平整輥軋之溫度為止；及 平整步驟：係前述第3冷卻步驟後對前述冷軋鋼板施予平整輥軋。
  6. 如請求項5之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中，前述化學組成以質量%計含有由下述所構成之1種或2種以上：Ti：0.001%以上且小於0.050%、Nb：0.001%以上且小於0.050%、V：0.01%以上且0.50%以下、Cr：0.01%以上且1.00%以下、Mo：0.01%以上且0.50%以下及B：0.0001%以上且0.0100%以下、Ca：0.0001%以上且0.0100%以下、Mg：0.0001%以上且0.0100%以下、REM：0.005%以上且0.0500%以下、及Bi：0.005%以上且0.050%以下。
  7. 如請求項5或6之高強度冷軋鋼板的製造方法，其中，前述保持步驟含有對前述冷軋鋼板施予熔融鍍鋅的熔融鍍鋅步驟。
  8. 如請求項7之高強度冷軋鋼板的製造方法，其在前述保持步驟的前述熔融鍍鋅步驟之後，含有施行合金化處理的合金化步驟。
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