TWI279443B - Bake hardening steel sheet having excellent workability and method for manufacturing the same - Google Patents

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1279443 九、發明說明： 【發明所屬之技術領城】 本發明是有關於加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板及 其製造方法。更詳而言之，是有關於具有平均粒徑 5 Α111之多邊形肥粒鐵及/或連續冷卻變態組織之顯微組織之 鋼板，藉此，不僅可使要求嚴苛加工之零件可容易成型， 且即使是拉伸強度370〜64〇MPa級之鋼板，也可藉由以衝 壓進行之應變導入與烤漆處理，得到可符合適用 540〜780MPa級鋼板時之設計強度之衝壓品強度之鋼板。 10 本申請案依據20〇5年1月18日提出之日本國專利出 願第2005-010210號主張優先權，並於此援用其内容。 L先前技4标;3 近年，由於汽車之燃料費提高等，為了達到輕量化之 目的，因此加緊將A1合金等輕金屬或高強度鋼板適用於汽 15車零件。唯，A1合金等輕金屬雖然有比強度高之優點，作 與鋼比較起來，價錢明顯偏高，故其使用受限於特殊用途 上。因此’為了可更廉價且大範圍推展汽車之輕量化，义 須使鋼板高強度化。 材料之南強度化一般會導致成形性（加工性）等材料特 20 性低劣，因此如何在使材料特性不至低劣之情況下達到言 強度化就成為高強度鋼板開發之關鍵所在。尤其内板# 件、結構零件、底盤零件用鋼板所要求之特性，強調彳軒緣 加工性、延展性、疲勞耐久性、及耐蝕性等，因此如何使 南強度與這些彳寸性以南次元取得平衡是格外重要的。 1279443 如此’為了使高強度化與諸特性、尤其成形性兼顧， 於是有了使鋼之顯微組織中含有殘留沃斯田鐵，以使 TRIP(變形誘發塑性：Transformation Induced Plasticity)現象 在成形中呈現，藉此飛躍性地提高成形性(延展性及深拉性) 5 之TRIP鋼（參考例如專利文獻1、2)。 然而，该技術係，在590MPa之強度等級之情況下， 以殘留沃斯田鐵之TRIP現象顯示出30%左右之斷裂拉伸 與優異拉伸性（LDR :極限拉伸比）。可是，為了得到 370〜540MPa之強度範圍之鋼板，必然要減低c、si、Μη 10等元素，而當C、Si、Mn等元素減低到370〜540MPa之強 度範圍程度時，就出現用以得到TRIP現象所需之殘留沃斯 田鐵在室溫下無法保存於顯微組織中這個問題。又，上述 技術並非考慮提高衝緣加工性者。因此，以現狀而言，若 不以衝壓現場之操作、設備改善為前提，很難在使用 15 270〜340MPa級軟鋼板之零件上使用59〇MPa級以上之高強 度鋼板，當前使用370〜540MPa級鋼板成為更現實的解決 對策。另一方面，為了達成汽車車體輕量化，故對降低標 準規格之要求逐年提高，在降低標準規格之前提下如何維 持衝壓品強度，就成為車體輕量化之課題。 2〇 用以解決這個課題之方法包括提供一種在衝壓成形時 強度低、而在進行藉衝壓導入應變與後續烤漆處理中提高 衝>£ mi強度之BH(烘烤硬化Bake Hardening)鋼板。 為了使烘烤硬化性提高，增加固熔c或固熔N固然有 放但是相對的，這些固熔元素之增加會導致在常溫下的 1279443 效劣化就 時效劣化惡化，因此兼顧烘烤硬化性與耐常溫時_ 變成很重要的技術。 基於上述必要性’而有了藉固溶N之增加使燦烤性提 升，且藉結晶粒細粒化所增加的粒界面積效果來抑制常^ 5中的固溶C、N之擴散，以達到兼顧烘烤硬化性與耐常溫 時效劣化之技術(例如參考專利文獻3，4)、。 然而’結晶粒細粒化恐有導致衝壓成形性劣化之产 又，當以底盤零件、内板零件為對象時需要優異的衝緣加 工性，然而由於顯微組織是肥粒鐵-波來鐵，因此推測衝緣 10 加工性並不適宜。 【專利文獻1】特開2000-169935號公報 【專利文獻2】特開2000-169936號公報 【專利文獻3】特開平10-183301號公報 【專利文獻4】特開平2000-297350號公報 15 【發明内容】 於是’本發明提供具有優異加工性、且可在 370〜640MPa級之強度範圍中穩定得到50MPa以上供烤硬 化量之加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板及其製造方法。 亦即’本發明課題是提供一種加工性優異之烘烤硬化型熱 20 軋鋼板，具有展現優異加工性之顯微組織、且即使是拉伸 強度370〜640MPa級之鋼板，也可藉由以衝壓進行之應變 導入與烤漆處理，得到可符合適用540〜780MPa級鋼板時 之設計強度之衝壓品強度者，以及可廉價穩定製造該鋼板 之方法。 1279443 本發明人著眼於現在藉一般採用的製造設備以工業性 見拉生產之370〜640MPa級鋼板之製造過程，為了得到供 烤硬化性、塗裝後之耐蝕性優異且具備優異加工性之鋼板 而專精研究。 5 結果發現含有·· c=0.01 〜0.2%、Si=0.01 〜2%、Μη=〇·ΐ〜 2%、PSO.i%、S^0.03%、Α1=〇 〇〇1〜〇 1%、Ν‘〇·〇1%、 及Nb=〇.〇05〜0 05%，且殘餘部分由Fe及不可避免之不純 物形成之鋼板，其顯微組織是平均粒徑2# hi〜8// m之多邊 形肥粒鐵及/或連續冷卻變態組織，且固熔C及/或固熔N 10之粒界存在比在〇·28以下，可非常有效，而完成本發明。 亦即，本發明要旨係如下所述。 (1) 一種加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板，以質量％ 計’含有：C=0.01 〜0.2%、Si=0.01 〜2%、Μη=0·1 〜2%、 0.1%、S $ 0.03%、Α1=0·〇〇ΐ〜〇·ι%、N S 0.01%、 15 Nb=0.005〜〇·〇5%，且殘餘部分由Fe及不可避免之不純物形 成，其中，顯微組織是平均粒徑2//m〜8//m之多邊形肥粒 鐵及/或連續冷卻變態組織，又，固熔C及/或固熔N之粒 界存在比在0.28以下。 (2) 如上述（1)之加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板，以 20 質量％計，更含有：Ti=0.001 〜0.02%、B=0.0002〜0.002%、

Cu=0.2〜1.2%、Ni=0.1 〜0.6%、Μο=〇·〇5〜1%、V=0.02〜0.2%、

Cr=0.01〜1%、之1種或2種以上。 (3) 如上述（1)之加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板，以 質量％計，更含有：Ca=0.0005〜0.005% 、 1279443 REM=0.0005〜〇·〇2%、之一種或二種以上。 (4)如上述（1)之加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板，係 經實施鑛鋅者。 • (5)—種（1)之加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板之製 5 造方法，該鋼板係以質量％計，含有：c=〇.〇i〜0.2%、

Si=0.01 〜2%、Μη=0·1 〜2%、ρ $ 〇·ι%、s $ 0 03%、 Α1=0·〇〇1 〜〇·1%、NS0.01%、Nb=0.005〜〇·〇5%，且殘餘部 • 分由Fe及不可避免之不純物形成之鋼片，而該製造方法係 將前述鋼片加熱到滿足下述(A)式之溫度以上，接著實施熱 10軋，在前述熱軋中將前述加熱後之鋼片粗軋作成粗鋼條， 接著在結束溫度Ah變悲點溫度以上、（A]：3變態點溫度+ C)以下之温度領域之條件下，精軋前述粗鋼條作成軋材， 再以8(TC/Sec以上之冷卻速度，從冷卻開始起到5〇(rc& - 下之溫度領域為止冷卻前述軋材作成熱軋鋼板並捲繞， 15 SRTrc)=6670/{2.26-l〇g(%Nb)(%c)卜273···(α)。 藝 （6)如上述(5)之加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板之 製造方法，其中係使前述精軋之開始溫度在1〇〇〇它以上。 ,(7)如上述(5)之加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板之 ‘製造方法，係在開始前述精軋wn及/或前述精札 20中，加熱前述粗鋼條及/或前述軋材。 制⑻如上述⑶之加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板之 錢方法’係在開始粗乾結束起到前述精軋開始為止之期 間，進行去銹。 ⑼如上述⑶之加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板之 1279443 製造方法，係使藉前述熱軋所得之前述熱軋鋼板浸潰在鋅 電鍍浴中，將鋼板表面鍍鋅。 (10)如上述⑼之加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板之 、製造方法，其中在前述鍍辞後，進行合金化處理。 5 發明效果 藉由使用本發明之加工性優異之烘烤應化型熱軋鋼 板，不僅可使要求嚴苛加工之零件可容易成型，且可在 ^ 370〜640MPa級之強度範圍穩定得到50MPa以上的烘烤硬 化量。因此，即使是拉伸強度370〜640MPa級之鋼板，也 10 可藉由以衝壓進行之應變導入與烤漆處理，得到可符合適 用540〜780MPa級鋼板時之設計強度之衝壓品強度之鋼 * 板。據以上所述，本發明可說是工業性價值很高的發明。 . 圖式簡單說明 第1圖是顯示結晶粒徑與烘烤硬化量之關係圖。 15 第2圖是顯示結晶粒徑與降伏比之關係圖。 第3圖是顯示固熔c、N之粒界存在比與最大剝離寬 •度之關係圖。 【實施方式】 以下’就到達本發明之基礎性研究結果進行說明。 • 2〇 為了調查烘烤硬化性、塗裝後耐蝕性及加工性、與鋼 板之顯U組織之關係而進行如下之實驗。熔製表丨所示之 鋼成~片準備以各種製造過程所製造之2mm厚度之鋼 板，並凋查這些鋼板之烘烤硬化性、塗裝後耐蝕性及降伏 比與顯微組織、固熔C、N之存在狀態。· '1279443 【表1】

烘烤硬化性係依據以 SZ22〇l中所口己載之5號試驗片，對這些試驗片賦予2% 拉伸應變後，纟17G°CT實施2〇分叙相當於烤漆步驟之 熱處理，然後再次實施拉伸試驗。拉伸試驗係依據】is z 2241之方法。在此，所謂烘烤硬化量，仙從再拉伸中之 上降伏點減去2%之拉伸應變之流動應力之值。 5

塗裝後之耐蝕性係依據以下程序來評價。首先，將已 製造之鋼板酸洗後實施可附著2 5g/m2麟酸辞皮膜之化成 處理。更於上面進行25鋒厚之電鑛，在17叱進行2〇分 鐘的烤漆處理。之後，利肋端尖銳之刀子將電鍍膜刻上 長度130mm之刻痕直達底鐵，以JISZ 2371所示之鹽水喷

霧條件在35°C之溫度中持續實施5%鹽水噴霧7〇〇小時。 15

之後在刻痕部上將寬度24mm之膠帶(尼奇邦4〇5A_24 JIS Z 1522)以長度13〇mm平行貼合，測定使該膠帶剝離時的最 大塗膜剝離寬度。 另一方面，顯微組織之調查係藉以下方法來進行。首 先，從鋼板板寬(W)之1/4W或3/4W位置切出樣本，將該 2〇樣本在軋延方向截面研磨，利用硝酸乙醇腐蝕液試劑進行 餘刻。接著利用光學顯微鏡，以200〜500倍之倍率觀察在 板厚⑴l/4t之視線，拍攝金屬組織之照片。在此，所謂顯 11 1279443 微組織之體積分率，係在上述金屬組織照片中以面積分率 來定義。平均粒徑係以如下定義。首先，當顯微組織是多 邊形肥粒鐵時，是以JIS G 0552記載之比較法或切斷法求 結晶粒度G。當顯微組織是連續冷卻變態組織時，則大膽 5使用本來是用以求多邊形肥粒鐵結晶粒度之方法亦即JIS G 0552圮載之切斷法，依據該測定值求粒度編號G。接著， 使用求彳寸之結晶粒度G，依據m=8x2G來求取每截面積 lmm之結晶粒之數m，再將從該m以dm=l/(，m)得到之 平均粒徑dm定義為多邊形肥粒鐵及/或連續冷卻變態組織 10之平均粒徑。在此，所謂連續冷卻變態組織(Zw)係如曰本 鋼鐵協會基礎研究會變韌體調查研究部會/編；有關低碳鋼 之變勒體組織與變態舉動之最近研究_變韌體調查研究部 會最終報告書_(1994年日本鋼鐵協會）中所記載的，乃是 當作含有藉擴散性機構所生成之多邊形肥粒鐵或波來鐵之 15顯微組織、與無擴散且藉剪斷性機構生成之麻田散鐵中間 階段之變態組織所定義之顯微組織。亦即，連續冷卻變態 組織(Zw)係作為光學顯微鏡觀察組織，定義為如上述參考 文獻125〜127項中所示地，該顯微組織主要是由Bainitic ferrite( 〇；。B)、Granular Bainitic ferrite ( α b)、 20 Quasi_P〇1yg〇nal ferrite( a q)所構成，更含有少量的殘留沃斯 田鐵（Tr)、Martensite-austenite(MA)之顯微組織。戶斤謂 aq 係與多邊形肥粒鐵(PF)同樣無法藉蝕刻現出内部構造，不 過形狀是針狀，故與PF可明確區別。在此，作為對象之結 晶粒之周圍長度lq，若令該圓相當徑為dq，則其比（lq/dq) 12 1279443 滿足lq/dq$3.5之粒為aq。本發明中之連續冷卻變態組織 (ZW)係定義為含有當中ρΜΑ之二種或 兩種以上之顯微組織。唯’少量的h、MA其合計量在挪 以下。 Θ 接著是固炫C及/或固溶粒界存在比之測定，本發 明中所謂_ C、N之粒界存找，定義是將存在於粒界 之固熔C及/或固熔N之總量除以固熔c及，或固熔N之總 量之值。該值可採用僅就固熔c或僅就固熔“測定⑽ 算出之值，亦可採用就固炼c與固熔N之測定值相加後之 10 值所算出之值。 為了測定存在於粒界及粒内之固溶c，採用三次元原 子石反針法。測定條件係樣本位置溫度約7〇κ、碳針全電壓 HM5kV、脈衝比25%。就各樣本之粒界、粒内分別測定 三次’以其平均值作為代表值。從測定值除去本底雜訊等， 15將所得值變換為定義成每單位粒界面積之原子密度 C-exceSS(atm/nm2)後，更藉下式，利用粒界體積率Rb，變 換成粒界面偏析總量。 粒界面偏析總量=；；平均C-excessXR|3X12(C原子 量)/56(Fe原子量） 在此所謂Rb係當令直方體粒之一邊為D、粒界偏析寬 度W=2a(a=2nm)時，藉下式所定義之值。

Rb={D3-(D-2a)3}/D3=：3(W/D)-3(W/D)2+(W/D)3 固熔C及/或固熔N之粒界存在比係將上述所得之粒界 面偏析總量除以藉内耗法等所得之固熔C量之值。 13 1279443 關於上述方法中測定烘烤硬化量等之結果，關於有無 η、、加Nb、各自顯微組織、平均結晶粒徑與烘烤硬化量之關 係顯示於第1圖。烘烤硬化量與平均結晶粒徑有非常強烈 ' 的相關性，尤其是在Nb添加鋼，新得知當其結晶粒徑在8 5 A"11以下，烘烤硬化量（2%BH)就變成在70MPa以上。又，

Nb添加之有無、各個顯微组織、平均結晶粒徑與降伏比(yr) 之關係顯示於第2圖。在Nb添加鋼，在2//m以上之結晶 春 粒k中，即使疋細粒，降伏比也並未上升，而是以下 之P牛伏比。因此，以均勻伸長代表之加工性很優異。第3 ⑺圖是顯示固溶C、N之粒界存在比與最大剝離寬度之關係。 粒界存在比在〇·28以下時，最大剝離寬度獲得改善變成 4mm以下。 该機制未必明朗，不過推測是由於，藉由添加

Nb，可 - 得到Nb之固錄態下之循跡效果及/或作為碳氮化析出物 15之支撐（―㈣)效果，藉此，抑制了軋延中或軋延後之沃 • 斯田鐵之恢復、再結晶及粒成長，延遲r/α變態，使變態 溫度降低，而變態溫度之降低具有可使對洪烤硬化量增大 很有效之固溶C及固溶N之過餘和度上升的效果，因而得 ' 到上述結果。更，Nb具有使變態後結晶粒細粒化之作用。 -20 -般來說’結晶粒細粒化可使降伏強度上升，因此顯示出 降伏比上升、使均勾伸長減少之傾向。特別是小於 時，該傾向變得很顯著，不過推測添加灿可容易得到連續 冷卻變態組織，同時即使小於〜m之結晶粒徑也大量導入 了變態轉位，藉此而具有抑制降伏比上升之效果。唯，小 1279443 於2/zm時則失去該效果。又，當粒界上C、N等過於偏析 時，就形成顯微性成分不均勻所造成的局部電池，促進& 肖隹子之溶解而使对餘性變得低劣。因此，推測這些原子的 粒界存在比若超過0.28，則耐钱性惡化。 5 附帶一提，本發明中，不僅上述評價之2%預應變中之 烘烤硬化量優異，且即使N$〇 〇1%，1〇%預應變中之烘烤 硬化量仍在30MPa以上，1〇%預應變中之拉伸強度之上升 量（ATS)得到30MPa以上。 接著，說明本發明化學成分之限定理由。又，以下顯 10示化學成分含量之單位％係質量％。 C疋本發明中隶重要的元素之一。含量超過〇·2%時， 會使凸緣破裂起點之碳化物增加，不僅使擴孔值劣化，且 強度上升而導致加工性劣化。因此使其在〇·2%以下。若考 慮到延展性，又以小於〇.1%為佳。又，小於〇 〇1%時，無 U法得到對烘烤硬化而錄重制充分_ c，恐使得洪烤 硬化量降低，因此使其在〇〇1%以上。

Si具有抑制冷卻中凸緣破裂起點之鐵碳化物析出之效 果，因此添力口 0鳥以上，不過添加超過2%其效果飽和。 口此乂 2%為上限X，若超過1%，會使條紋狀錢垢花紋 2〇產生而有損表面美觀，且恐有使化成處理性劣化之虞，因 此宜以1%為上限。

Mn具有可使沃斯田鐵域溫度在低溫側擴大，且軋延結 束後之冷卻t容易得到本發明中顯微組織構成要件之一之 連續冷卻變態組織這種效果，因此添加〇1%以上。然而 15 1279443 Μη添加超過2%其效果飽和，因此以2%為上限。又，除 Μη以外，若未充分添加用以抑制S造成的熱軋破裂發生之 元素時，宜添加質量％計Mn/S — 20之Μη量。又，若Si+Mn ' 超過則強度過高，加工性劣化，因此宜以3%為上限。 5 p是不純物，宜愈低愈好，含量超過0.1%時對加工性 或溶接性造成不良影響，因此使其在〇1%以下。唯，當考 慮擴孔性或熔接性時，則宜在0.02%以下。 Φ S不僅容易引起熱軋時之破裂，且過多會生成導致擴 孔性劣化之A系介在物，因此應當極力降低，而在〇 〇3% 10以下則為可容許之範圍。唯，當需要一定程度之擴孔性時， 宜在0.01%以下。而當要求更高的擴孔性時則在〇.〇〇3以下 更佳。 A1係為了溶鋼脫氧而必須添加〇 以上，但由於會 導致成本提高，因此以0·1 %為上限。又，若添加過量，會 15使非金屬介在物增大且伸展劣化，因此宜在0.06%以下。 φ 又’為了使烘烤硬化量增大，宜在〇 〇15%以下為佳。又， 當使捲取溫度在350t：以上時，將使對烘烤硬化而言很重要 的固炼N固定，且恐促使導致無效之趟析出進行。因此 ‘ 為了確保烘烤硬化量，宜在0·〇〇5%以下。 ' 2〇 Ν 一般是用以提南烘烤硬化量之適當元素。然而，添 加0.01%以上其效果飽和，因此以〇 〇1%為上限。唯，當適 用於時效劣化是問題所在之零件時，若添加Ν超過〇〇〇6% 則效劣化㈣，因此以〇·〇%%以下為佳。又，當前提是 製造後在室溫放置兩週以上後供於加工時，基於_效性 16 1279443 ffiUX請5%以下為佳。又，若考慮到放置於夏季 同溫中、或以船舶運輪時通過赤道這種外銷，則更以小於 0.003% 為佳。 5 Nb疋本發明中最重要的元素。藉Nb可得到隨狀態 之楯跡效果及/或作為碳氮化析出物之支撐⑼仙丨叩)效 藉此，抑制了軋延中或軋延後之沃斯田鐵之恢復、再 '°及粒成長，延遲7 / α變態，使變態溫度降低，同時得 到使又恶後之結晶粒細粒化之作用。而變態溫度之降低具 1有可使對烘烤硬化量增大很有效之固溶c及固溶Ν之過飽 10 t度上升的效果。t，結晶粒細粒化可使在不生成波來鐵 、、、、、哉之q卻速度以上冷卻時所生成之多邊形肥粒鐵及/或 連續冷卻變態組織中使加工性提升。唯，為了得到這些效 果，至少必須添加〇·005%以上。以超過〇 〇1%為佳。另一 方面，即使添加超過〇·05%，不僅效果已飽和，反而會形 15成碳氮化物而有減少對烘烤硬化量增大有效之固熔C及固 熔Ν之虞。 Τι具有在τ/α變態中抑制肥粒鐵之核生成，促進連續 冷卻變態組織生成之效果，因此可因應需要添加。唯，為 了得到該效果，至少必須添加〇·〇〇1%以上。宜在〇 〇〇5%以 20上。另一方面，Ti恐怕會形成碳氮化物而減少對烘烤硬化 量增大有效之固熔C及固熔N，因此以0.02%為上限。 B可使燒入性提升、容易得到連續冷卻變態組織之效 果，因此可因應需要添加。唯，若小於〇·〇〇〇2%無法充分 得到該效果，而若超過0.002%可能引起平板破裂。因此， 17 1279443 使B之添加在〇·〇〇〇2%以上、〇 〇〇2%以下。 又為了賦予強度可添加Cu、Ni、Mo、V、Cr之析出 強化或固ί谷強化元素之_種或兩種以上。唯，若各自分別 _ 小於 〇·2%、〇·1%、0.05%、0.02%、0.01%則無法得到該效 5果。又，即使各自添加超過1.2%、0.6%、1%、0.2%、1% 其效果已飽和。

Ca及REM是使破壞起點且導致加工性劣化之非金屬 φ 介在物改變形態變成無害化之元素。唯，若添加小於 0.0005%就無效果，Ca若添加超過〇 〇〇5%、REM若添加超 10過0.02%其效果已飽和，因此添加量以 Ca=0.0005〜0.005%、REM=〇 〇〇〇5〜〇 〇2%為佳。在此，前述 REM係表示稀土金屬元素，是選自於Sc、Y、La、Ce、pr、

Nd、Pm、Sm、Eu ' Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu 之一種以上。 15 又’在以這些為主成分之鋼中可含有合計1%以下之 φ Tl、、Zr、Sn、Co、Zn、W、Mg。然而，Sn 恐會在熱 軋時產生瑕疵，因此宜在〇 〇5%以下。 接著’就本發明中鋼板顯微組織詳細說明。 • 為了使烘烤硬化性、塗裝後耐蝕性及加工性兼顧，該 • 20顯微組織必須是顯微組織平均粒徑之多邊形 肥粒鐵及/或連續冷卻變態組織，固熔c及/或N之粒界存 在比必須在〇·28以下。在此，本發明之連續冷卻變態組織 (Zw)疋含有α °Β、αβ、rr、MA之一種或兩種以上之 顯微組織，且少量的Tr、MA其合計量在3%以下。為了使 18 1279443 4異的烘烤硬化性與加工性兼顧，如上所述地，連續冷部 夂怨組織在這點上復優異，而除了連續冷卻變態組織以 外’以平均粒徑8"m以下之多邊形肥粒鐵作為鋼板的顯後 : 組織也可得到相同的效果。 · Λ 5 接著，就本發明之製造方法之限定理由詳細敘述於下。 ^本發明熱軋鋼板包含了鑄造後，在熱軋後已冷卻之狀 〜之熱軋鋼板、或熱軋後之熱軋鋼板、或在熔融電鍍線上 • &貝％熱處理之狀態之熱軋鋼板，甚至也包含業已將上述 鋼板實施其他表面處理之熱軋鋼板。 ^ 10 树明巾熱軋前之製造方法並無制限定。亦即，藉 同爐轉爐或電氣爐等進行㈣後，繼之以各種2次精練 : ，鳩以逹到目的成分之含量。接著以一般的連續 鑄造、禱錠法進行^、或以薄扁鋼胚鑄料方法鑄造即 ^ 可。原料亦可使科鐵。若是藉連續鑄造所得之扁鋼胚(鋼 、Η片I/可在保持高溫禱片之狀態下直接制熱軋機，亦可在 鲁冷eta後在加熱爐進行再加熱後熱軋。 、將鋼片熱軋之際，首先加熱鋼片。此時的扁鋼胚再加 熱溫度(srt)是在以下式(A)算出之溫度以上。 SRT(C)=6670/{2.26-log(%Nb)(%C)}.273-(A) • 20 在此，式中的簡b、％C表示各元素Nb、c在鋼片中 之含量（質量％)。 若低於該溫度，Nb之碳氮化物無法充分轉，在之後 =軋延步财，無法得賴Nb造紅㈣㈣相鐵之恢 设、再結晶及粒成長，藉延遲7 α變態來達到結晶粒細粒 19 1279443 =::令扁鋼胚再加熱溫度咖)在以上式算出 力故=再加熱溫度宜小於lwc。又，小於刚叱之 咖_=損=:。：:_加熱溫 r::r之介在物無法與 10 15 20 鋼胚再加熱溫度宜在1100°C以上為佳。關 扁:絲熱時間並無特別限定，不過為了使Nb碳氮化物 ^ ^分進行’宜在從達到該溫度祕持3G分鐘以上。 不在2造後之禱片在保持高溫之狀態下直接送乳延時則 接著進行熱軋。熱軋步驟中，首先將業已進行加執之 鋼片進仃域作成粗鋼條。該_中，係軋延至停 =精軋機滾子之例如⑽酿厚度以下為止。然後，將二 么=，乳作成乾材。為了在板厚方向得到更均勻的連續冷 料恶組織，故使精軋開始溫度在1 〇 0 0 °c以上。更宜在i 〇 C以上。為了達此溫度，最㈣應需要在粗軋結束後 軋開始為止之期間及/或精軋中加熱粗鋼板或軋材。'、月 尤其本發明當巾’抑制Mns #細微析出對於穩定 2異之斷裂拉伸很有效。這種情況的加熱裝置無論任^方 =二甬1^_ 1在板厚方向均熱’因此以長車由 為^土。通吊MnS等析出物因125(rc之扁鋼胚再加熱 =再，’之後在熱軋中細微析出。因此’只要將扁銅胚 力，、’、/皿度抑制在115〇c並抑制MnS等之再固炫，便可改 20 ^279443 善延性。唯，為了使軋延結束溫度在本發明範圍内，從粗 軋結束起到精軋開始為止之期間及/或精軋中加熱粗鋼條 或礼材皆為有效方法。 在粗軋結束與精軋開始期間可進行去銹。這時，最好 滿足鋼板表面中高壓水碰撞壓以訄匕^流量L(升/cm2)^ 〇·〇025之條件。 鋼板表面之高壓水碰撞壓Ρ係如下所述。（參考「鐵與 鋼」1991 νο1·77Νο·9ρ1450) P(MPa)=5.64xP〇xV/H2 P〇(MPa):液壓 V(升/min):噴嘴流量 H(cm):鋼板表面與噴嘴間距離 流ϊ L係如下所述。 L(升/cm2)=V/(Wxv) 唯， V(升/min):喷嘴流液量 W(cm) ·母贺嘴育射液碰撞鋼板表面之寬度 v(cm/min):通板速度 碰撞壓Px流量L之上限’為了得到本發明效果而不須 特別規定’不過若增加喷嘴流液量，可能導致喷嘴磨損加 劇等不適情況，因此宜在0.02以下。 又，精軋後之鋼板表面最大高度Ry宜在15/zm(i5# mRy，12.5mm，lnl2.5mm)以下為佳。這點從例如金屬材料 21 1279443 疲勞δ又计便覽、曰本材料學會編、84頁所記載，熱軋或酸 洗之鋼板之疲勞強度與鋼板表面之最大高度Ry相關聯即 可明瞭。又，去銹後之精軋，為了防止去銹後再次生成銹 皮，因此宜進行5秒以内。 5 又’可在粗軋與精軋之間接合薄片粗條，連續性地進 行精壓。這時，亦可將粗鋼條暫時捲成線圈狀，因應需要 儲存在具有保溫機能之蓋中，再次捲回後進行接合。 精軋係依使精軋結束溫度（FT)在Ar3變態點溫度以 上、（Ars變態點溫度+ 1〇〇。〇以下之溫度域這個條件下進 1〇行。在此，所謂Ar3變態點溫度係，例如藉下述計算式以 與鋼成分之關係簡易地顯示。

Ar3=910-310x%C+25x%Si-80x%Mneq 唯 ’ Mneq=%Mn+%Cr+%Cu+%Mo+%Ni/2+10(%Nl>0.0 2) 15 又，若添加 B 時，Mneq=%Mn+%Cr+%Cu+%Mo+%Ni/ 2+10(%Nb-0.02)+l 在此，式中之％(：、％Si、％Mn、％Cr、％Cu、％Mo、 %Ni、％Nb 係表示各元素 c、Si、Μη、Cr、Cu、Mo、Ni、

Nb在鋼片中之含量（質量。 2〇 當精軋結束溫度(FT)小於Af3變態點溫度時，可能變成 α + r之二相域軋延，藉此，軋延後之肥粒鐵粒中恐殘留有 加工組織’不僅延性劣化且結晶粒徑變成小於2 # m，因而 有降伏比上升之虞。所以，令其在Ar3變態點溫度以上。 另一方面，超過(Ar3變態點溫度+ 100°C)時，則失去藉添加 22 1279443

Nb達到之循跡效果及/或支撐（pinning)效I，無法藉此抑 制沃斯田鐵恢復、再結晶及粒成長，變得難以得到8“瓜以 下之結晶粒徑，恐有使烘烤硬化量減少之虞。精軋之各裝 配台之軋延通過程序不須特別限定也可得到本發明效果， 5不過基於板形狀精度之觀點，在最後裝配台之軋率宜小於工 0%。 ' 精軋結束後，到50(TC為止之溫度領域係以8〇〇c/sec 修 卩上之平均冷卻速度進行冷卻，製作熱軋鋼板。冷卻開始 /m度並無特別限定，若從Ac變態點溫度以上開始冷卻， 10顯微組織主要變成連續冷卻變態組織。若從小於_變態 黑占溫度開始冷卻，顯微組織中會變成含有多邊形肥粒鐵。 I論如何，若小於上述冷卻速度，結晶粒將成長而恐 怕無法得到8/zm以下之平均粒徑。冷卻速度之上限不須特 _ 別"T疋，即可得到本發明效果。但是，若超過500°C/sec， -15 _晶粒徑小於2#m，降伏比恐上升，因此宜在50(TC/Se , c以下。更，基於擔心熱應變造成板捲縮，因此宜在 c以下為彳土。又，為了提高衝緣加工性，宜有均勻的顯 破組織，為了得到這種顯微組織，以13Gt：/see以上為佳。 另一方面，若在超過50(rc停止冷卻，恐怕生成對加工 14不利之έ有波來鐵等粗大碳化物之相。因此，實施冷卻 到500 C以下之溫度域為止。唯，精軋結束後，若冷卻未在 5秒内開始，則沃斯田鐵之再結晶及粒成長將進行，變得難 以得到以下之結晶粒徑，恐導致烘烤硬化量減少。因 此，以在精軋結束後5秒内開始冷卻為佳。 23 1279443 冷卻結束後進行捲取處理。捲取溫度若舰獅。c，該 溫度域巾c、N *易擴散’而無法充分碟保用以提高烘烤 硬化性之固熔C、固熔N，因此令捲取溫度在5〇〇t：以下。 為了提高供烤硬化性，又宜在45 0。(：以下。又，為了可經常 5穩定得到80MPa以上之烘烤硬化量且抑制降伏點拉伸之產 生，故捲取溫度更宜在35(TC以下。更基於耐時效劣化之觀 點，在150°C以下尤佳。捲取溫度之下限值不須特別限定， 不過因擔心線圈若處於長時間水濕潤狀態會因生鏽導致外 觀不良，因此更宜在50°C以上。 10 熱軋步驟結束後，亦可因應需要進行酸洗，然後以上 線或離線實施壓下率10%以下之表皮光軋或壓下率4〇%為 止之冷軋。 又，為了鋼板形狀之矯正或藉可動轉位導入使延性提 升，宜實施0.1%以上、2%以下之表皮光軋。 15 為了將酸洗後之熱札鋼板貫施鐘辞，宜浸潰在鑛辞浴 中，亦可因應需要進行合金化處理。 【實施例】 以下，藉實施例進一步說明本發明。 在轉爐熔製具有表2所示之化學成分之A〜K之鋼，連 2〇 續鑄造後直送或再加熱，粗軋後接著精軋，作成板厚1.2〜 5.5mm後捲取。唯，關於表中化學組成之顯示是質量％。 又，鋼D係粗軋後以碰撞壓2.7MPa、流量o.ooi升/cm2之 條件實施去銹。又，如表4所示，就鋼I實施鍵辞。 24 1279443 【表2】

製造條件之詳情顯示於表3、表4。在此，表中之「粗 鋼條加熱」係顯示在粗軋結束後到精軋開始為止之期間及/ 5或精軋中是否有加熱粗鋼條或軋材。「FTO」表示精軋溫度 開始、「FT」表示精軋結束溫度、「冷卻開始為止之時間」 表示從精軋結束起到開始冷卻為止之時間、r5〇(rc為止之 冷卻速度」表示通過冷卻開始溫度〜5〇〇°c溫度領域時之平 均冷卻速度’「CT」是表示捲取溫度。 10 將如此獲得之薄鋼板進行拉伸試驗，首先將供試材加 工成JIS Z 2201所記載之5號試驗片，依據JIS z 2241 記載之試驗方法來進行。表中，「γρ」表示降伏點、「Ts」 表示拉伸強度、「EI」表示拉伸、「YR」表示降伏比。 BH試驗係與拉伸試驗同樣地加工成jIS z 2201中所 15 δ己載之5號試驗片，並賦予試驗片2%之拉伸預應變後，施 行相當於170°Cx20分之烤漆步驟之熱處理後再次實施杈 伸試驗來進行。在此，烘烤硬化量(2%]8印係定義成於再杈 伸之上降伏點扣除2%拉伸預應變之流動應力之值。 塗裝後之耐蝕性係依據以下程序來評價。首先，將已 25 1279443 製造之鋼板酸洗後實施可附著2.5g/m2磷酸鋅皮膜之化成 處理，更於上面進行25//m厚之電鍍，進行17(rCx2〇分鐘 的烤漆處理。之後，利用前端尖銳之刀子將電鍍膜刻上長 度130mm之刻痕直達底鐵，以JISZ 2371所示之鹽水喷霧 * 5 條件在35°C之溫度中持續實施5%鹽水噴霧700小時。之 後在刻痕部上將見度24πππ之膠帶（尼奇邦405A-24 JIS Z 1522)以長度130mm平行貼合，測定使該膠帶剝離時的最 ^ 大塗膜剝離寬度。 另一方面，顯微組織之調查係藉以下方法來進行。首 10先，從鋼板板寬(W)之1/4W或3/4W位置切出樣本，將該 樣本在軋延方向截面研磨，利用硝酸乙醇腐蝕液試劑進行 蝕刻。接著利用光學顯微鏡，以200〜500倍之倍率觀察在 板厚(t)l/4t之視線，拍攝金屬組織之照片。在此，所謂顯 - 彳政組織之體積分率，係在上述金屬組織照片中以面積分率 ，15來定義。接著，連續冷卻變態組織之平均粒徑係以如下進 • 行疋義。首先，大膽使用本來是用以求多邊形肥粒鐵結晶 粒度之方法亦即）^ G 0552記載之切斷法，依據該測定值 求粒度編號G。接著，使用求得之粒度編號G，依據m=8x2G 來求取每截面積lmm2之結晶粒之數m，再從該m以 、 2〇 1 /(/m)得到之平均粒徑dm定義為連續冷卻變態組織之 平均粒徑。在此，所謂連續冷卻變態組織(Zw)係如日本鋼 鐵協會基礎研究會變韌體調查研究部會/編；有關低碳鋼之 、交韌體組織與變態舉動之最近研究-變韌體調查研究部會 取終報告書气1994年日本鋼鐵協會）中所記載的，乃是定 26 1279443 義藉擴散性機構所生成之多邊形肥粒鐵、與無擴散麻田散 鐵_間階段之變態組織之顯微組織。亦即，連續冷卻變態 組織(Zw)係作為光學顯微鏡觀察組織，定義如上述參考文 獻125〜127項中所示地，該顯微組織主要是由Bainitic 5 ferrite( a b)、Granular Bainitic ferrite ( a b)、 Quasi-polygonal femte( a q)所構成，更含有少量的殘留沃斯 田鐵（r r)、Martensite-austenite(MA)之顯微組織。所謂 aq 係與PF同樣無法藉蝕刻現出内部構造，不過形狀是針狀， 故與PF可明確區別。在此，作為對象之結晶粒之周圍長度 10 lq，若令該圓相當徑為dq，則其比（lq/dq)滿足lq/dqg3.5 之粒為a q。本發明中之連續冷卻變態組織(Zw)係定義為含 有當中a°B、aB、〇：q、MA之一種或兩種以上之顯微 組織。唯，少量的7r、MA其合計量在3%以下。 固熔C及/或固熔N之粒界存在比之測定，本發明中所 15謂固熔C、N之粒界存在比，定義是將存在於粒界之固熔c 及/或固溶N之總1除以固炼c及/或固溶n之總量之值。 該值可採用僅就固熔C或僅就固熔N之測定值所算出之 值，亦可採用就固熔C與固熔N之測定值相加後之值所算 出之值。 20 為了測定存在於粒界及粒内之固熔C，採用三次元原 子碳針法。測定條件係樣本位置溫度約7〇κ、碳針全電壓 10〜15kV、脈衝比25%。就各樣本之粒界、粒内分別測定 三次，以其平均值作為代表值。從測定值除去本底雜訊等， 將所得值變換為定義成每單位粒界面積之原子穷产 27 1279443 C-excess(atm/nm2)後，更藉下式，利用粒界體積率Rb，變 換成粒界面偏析總量。 粒界面偏析總量=平均C_excessxRbxl2(c的原子 量)/56(Fe的原子量） 5 在此所謂Rb係當令直方體粒之-邊為D、粒界偏析寬 度W=2a(a=2nm)時，藉下式所定義之值。

Rb一{D -(D-2a) }/D3=3(W/D)-3(W/D)2+(W/D)3 φ 固溶c及/或固溶N之粒界存在比係將上述所得之粒界 面偏析總量除以藉内耗法等所得之㈣C量之值。 10 沿用本發明之_，a-2、a-3、a_4、a_5、a_6、A- 鋼。這些鋼皆含有預定量 之鋼成分，其顯微_是平均粒徑2_〜8㈣之多邊形肥 粒鐵及/或連續冷卻變態組織，固炼c及/或固溶N之粒界 存在比在G·28町之加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板。 -15 0此，藉本發明記載方法·之輯硬化量(細H)、耐飿 • 性及降伏比⑽分別滿足_a以上、4.0麵以下、7〇% 以下。 20 上< 乂外之鋼因以下理由而在本發明範圍外。亦即， 因為止之冷卻速度超過蕭c/概，無 本發明目的之顯m頌，㈣未得縣分 ^ 明目的之__ Γ 秒以，故無法得到本發 也Α，未得到充分的烘烤硬化量。鋼Α·9因 難結束溫度㈣切Α—溫度，故未得到本發明^ 顯微組織並無法得到充分的低降伏比。鋼Β因Nb含 28 1279443 量在0.005〜0·05質量％之範圍外（小於0.005質量％)，因此 無法獲得充分的烘烤硬化量。鋼F係C含量在0.01〜0.2質 量％之範圍外（小於0.01質量％)，且未獲得本發明中作為目 的之顯微組織，因此無法得到充分的烘烤硬化量。鋼J係 5 因C含量在0.01〜0.2質量％之範圍外(超過0.2質量％)，故 無法得到充分的烘烤硬化量。

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丄）領 «U 本 發明 aJ ^ *u 馨sc Λ3 财蝕 1性 最大 剝離 寬度 (mm) m ΙΛ y— 〇 d ο ο in ο csi 〇 csi o 卜*· o o BH性 2%BH (MPa) m 〇> CO a> OO 00 in 00 CM OO OO in Si S 5l 機械性性質 sl 〇> Cf> i£> CO CD iO (O iS ΙΛ iO s SI S uj $5 CM CM to CNJ <〇 csj S CO CM c5 OO CM a TS (MPa) S CO OO 卜 to 卜 00 CM 卜 s 卜 F： s (P s ς〇 YP (MPa) 〇 <〇 LO Csl ΙΑ 对 5 § uo <JD CO 5 s CO s CO 顯微組織 粒界 存在 比 0.20 0.19 0.10 0.07 0.22 0.26 0.25 0.57 0.37 0.10 結晶 粒徑 (/im) ：! eg oi o O ΛΟ Ο — 〇 to O i〇 a o o 顯微 組織 5 5 Zw+PF PF+Zw fc fc & 加工PF M 製造條件 &P <150 <150 <150 <150 <150 s 寸 s s in 〇 jo 〈150 i i kM •λ 喊' 一g sl s S S g § s § s 冷卻 開始 溫度 (°C) CO LO 〇0 OO LO CM OO s 卜 s 卜 § s 卜 s 卜 o o 冷卻 開始 為止 之 時間 (秒） o o o o 七 o 甘· ο 一 o 七 o <0 o 夺 O <£> Ar3 +100 (°C) i s i Ο； i i i i c〇 〇> 5 s 5 云 T—· CO i ^•x* - 对 CO OD tg O § o § OO Ο OO o GO ο OO § 00 O CO o O § tg 1050 1050 1050 1050 1050 1050 1050 1050 1050 1050 粗 鋼條 加熱 加熱 溫度 實績 (°C) 1200 1200 1200 1200 1200 1200 1200 1200 1200 1180 加熱 下限 目標 (°C) 1073 CO o 1073 I 1073 1073 1073 1073 1073 1073 «i CVJ CO <c 了 < to 2 <c OO 4： σ> Jc QO 30 1279443

【5 準命 •^1 兮念 兮僉 卄龠 \λ客 饰愈 -¾ w CEE^ 4^. 3s 1寒 最大 剝離 寬度 (mm) 〇 T— o csi o csi O o in r— o csi ο ο a o T— S 2%BH (MPa) ΪΖ 00 oo Ol o <〇 CO § 51 s 機械性性質 茭8 〇> CO <〇 σ> CD CSI 1£> o CO CO σ> (Ο o <〇 uj $5 〇〇 CM σ> C\4 eg σ> co CO CsJ LO CO ο 00 CM 〇> ΙΛ cvi (〇 in CD oo io oo 5 to 呀 s E T— CO 〇 〇 § csi o in o CO 寸 5 ss L〇 〇 uo 顯微組織 粒界 存在 比 对 〇 in CM 〇 (j〇 CM 〇 o d CO CNJ o o ο o > > ▼-· 〇 結晶 粒徑 ("m) m <〇 o L〇 CO o uo csi o o LO ιό 3 o CO 顯微 組織 r5 PF+Zw r5 L·. Zw+PF u. Μ CO 1 i a. DC + r5 製造條件 S 〇 IO s 寸 il O o l〇 s o o S s3 炎^ g § § »—· §1 § § a f-1· §1 s 冷卻 開始 溫度 ΓΟ Ο σ> 卜 o 5 to oo 卜 in § s oo § 卜 ir> oo 卜 LO to 卜 ΙΛ CO oo 冷卻 開始 為止 之 時間 (秒） Ο o o r-^ O o o o a Lfi ► 〇 CNJ CO 00 § s oo CO 〇> 05 Si <x> co CO g oo s oo LO OO CNJ oo 卜 § s CO σ> oo 寸 CO 卜 § LO 卜 t P ο LQ OO o oo o oo s σ> g oo g 00 o oo CO 〇 LO 00 gg o T—* s ▼— o T— o ▼— o o 8 T~ o o 粗 鋼條 加熱 碳 碟 碟 碟 你 他 杷 加熱 溫度 實績 (°C) § § S § τ— V s T— TM» o CO CVI CM ▼—» o CO CM »— g csi r— 加熱 下限 目標 (°〇 o g Tj- o T— LO σ> σ> o oo LO s T— o 00 s s T-— LO CSI o LU Lu ◦ oz 一 ^ ~D 。»啾铍黎瘦^^^*.s^^s ¥ 31 1279443 【產業上可利用性】 藉由使用本發明之加工性優異之烘烤應化型熱軋鋼 板，不僅可使要求嚴苛加工之零件可容易成型，且可在 370〜640MPa級之強度範圍穩定得到50MPa以上的烘烤硬 5 化量。因此本發明尤其可利用在汽車零件用鋼板及製造步 驟中，有助於廉價之汽車車體輕量化。 I：圖式簡單說明3 第1圖是顯示結晶粒徑與烘烤硬化量之關係圖。 第2圖是顯示結晶粒徑與降伏比之關係圖。 10 第3圖是顯示固熔C、N之粒界存在比與最大剝離寬 度之關係圖。 L主要元件符號說明3 無 32

Claims (1)

1279443 十、申請專利範圍： 1. 一種加工性優異之烘烤硬化型熱軋鋼板，以質量％計， 含有·· C=0.01 〜0.2%、 5 Si=0.01 〜2%、 Μη=0·1 〜2%、 PS0.1%、 S$0.03%、 Al=0.001 〜0.1%、 10 Ν$0·01%、 Nb=0.005〜0.05%， 且殘餘部分由Fe及不可避免之不純物形成， 其中，顯微組織是平均粒徑2" m〜8 // m之多邊形肥 粒鐵及/或連續冷卻變態組織， 15 又，固熔C及/或固熔N之粒界存在比在0.28以下。 2.如申請專利範圍第1項之加工性優異之烘烤硬化型熱軋 鋼板，以質量％計，更含有： Ή=0·001 〜0.02%、 Β=0·0002〜0.002%、 20 Cu=0.2〜1.2%、 Ni=0.1 〜0.6%、 Μο=0·05〜1%、 V=0.02〜0.2%、 Cr=0.01 〜1%、 33 1279443 之1種或2種以上。 3·如申請專利範圍第1項之加工性優異之烘烤硬化型熱軋 鋼板，以質量％計，更含有： Ca=0.0005〜0.005%、 5 REM=0.0005〜0.02%、 之一種或二種以上。 4·如申請專利範圍第丨項之加工性優異之烘烤硬化型熱軋 鋼板，係經實施鋅電鍍者。 … 5· -種申請專利範圍第i項之加工性優異之供烤硬化型熱 軋鋼板之製造方法，該鋼板係以質量％計，含有： C=0.01 〜0.2%、 Si=〇.〇i〜2%、 Μη=〇·ι〜2%、 Ρ$〇·1%、 SS0.03%、 Α1=0·〇〇ι〜〇 1%、 Ν^Ο.οι% . Nb=〇.005〜〇 〇5%， 且殘餘部分由Fe及不可避免之不純物形成之鋼片， 而該製造方法係將前述鋼片加熱到滿足下述(A)式 之溫度以上，接著實施熱軋， 在前述熱軋中將前述加熱後之鋼片粗軋作成粗鋼 條， 接著在結束溫度Ah變態點溫度以上、（Ar3變態點溫 34 1279443 度+100°C)以下之温度領域之條件下，精軋前述粗鋼條 作成軋材， 再以80 C /sec以上之冷卻速度，從冷卻開始起到500 乞以下之溫度領域為止冷卻前述軋材作成熱軋鋼板並 5 捲繞， C)=6670/{2.26-log(%Nb)(%C)}-273“.(A)。 6·如申請專利範圍第5項之加工性優異之烘烤硬化型熱軋 鋼板之製造方法，其中係使前述精軋之開始溫度在ι〇〇〇 °C以上。 7·如申請專利範圍第5項之加工性優異之烘烤硬化型熱札 鋼^之製造方法，係在開始前述精乾為止之期間、及/ 或前述精乾中，加熱前述粗鋼條及/或前述札材。 8. 如申請專利範圍第5項之加卫性優異之供烤硬化型孰乳 15 20 ==方法’係在開始粗軋結束起到前述精軋開始 為止之期間，進行去銹。 9. 如申請專利範圍第5項之加工性優 鋼板之萝迕方φw ^ “烤硬化型熱軋 衣以方法，係使猎前述熱軋所得之 浸潰在鋅電錢浴中，將鋼板表面鍍辞。"......反 10· 士申明專利範圍第9項之力口 里 鋼板之f造方> 炎以之梃烤硬化型熱軋 板之衣^法，其中在前述麟後，進行合金化處理。 35