TWI288782B

TWI288782B - Cold-rolled steel sheet having ultrafine grain structure and method for manufacturing the same

Info

Publication number: TWI288782B
Application number: TW092105361A
Authority: TW
Inventors: Tetsuo Mochida; Kazuhiro Seto; Kei Sakata; Omohisa Oonishi
Original assignee: Jfe Steel Kabushiki Kaisha
Priority date: 2002-03-29
Filing date: 2003-03-12
Publication date: 2007-10-21
Also published as: KR100949694B1; CA2422352C; EP1354972A1; EP1354972B1; CN1252302C; KR20090060975A; CA2422352A1; AU2003203552A1; CN1448528A; DE60300835T2; KR100947203B1; US20030201039A1; DE60300835D1; US6638371B1; TW200305651A; KR20030078643A; AU2003203552B2

Description

1288782 (1) 玖、發明說明【發明所屬之技術領域】本發明係關於適合供給汽車或家電、機械構造用鋼等用途之冷軋鋼板，尤其具有超微粒組織，且強度、延展性、韌性及強度-延展性平衡等優異，或拉伸凸緣性亦優異之高張力冷軋鋼板及其製造方法。【先前技術】 _ 以汽車用、家電用及機械構造用鋼板使用之鋼材，乃被要求具有優異的強度、延展性及韌性之機械性質。而以總合性提升該等機械性質之手段而言，將組織微粒化頗爲有效，因此直到目前，已有爲獲得微粒組織之多數製造方法的提案。_ 又，近年，對於高張力鋼，目標逐漸移向高功能特性與低成本兩全的高張力鋼板之開發。且爲衝撞時保護乘坐人員，更被要求高強度化加上耐衝擊性亦優異。 ® 而，以鋼板爲素材之汽車用零件，由於其大多數以壓榨加工予以成形，故作爲汽車零件用鋼板尙被要求優異的壓榨成形性。加之，爲確保汽車車體強度所需之骨架構件的結構要素或構成補強材件等之零件，大多進行繁多拉伸凸緣變形（stretch flange forma— tion )之零件成形。因此，對於此種用途所使用之汽車零件用鋼板亦強列要求高強度化R時具有良好拉伸凸緣性（stretch flange ability )。 - 在如此情勢下，爲抑制高張力化所隨伴之延展性、韌 - -6 - (2) 1288782 性及耐久性之劣化，或更抑制拉伸凸緣性等之劣化爲目的，而高張力鋼之組織的微粒化已成爲重要課題。以組織的微粒化手段，習知即知悉大軋量壓軋法（ large— reducing rolling )、控制壓軋法及控制冷卻法等。大軋量壓軋法則有例如特開昭5 3 - 1 2 3 8 2 3號公報及特公平5 - 6 5 5 64號公報所代表之提案。該等提案之組織微粒化機構的要點，係在對沃斯田鐵粒施加大軋量，以促進r —α 應變誘發變態（strain induced transformation )。又，以適用控制壓軋法及控制冷卻法之例，乃有含 Nb 或 Ti 之析出強化型鋼板（precipitation strengthened steel sheet )。該鋼板是利用Nb、Ti之析出強化作用以圖高張力化同時，並施加低溫精壓軋，利用沃斯田鐵粒之再結晶抑制作用，藉由未再結晶變形沃斯田鐵粒之r - α應變誘發變態以微粒化肥粒鐵結晶粒。其他，在特開平2 - 3 0 1 5 4〇號公報，則記載有：先將鋼素材形成爲至少一部分由肥粒鐵所成之鋼組織，且對此施加塑性加工同時加熱到變態點（A c 1點）以上溫度範圍、或繼該加熱在Ac 1點以上溫度範圍保持所定時間，將組織一部分或全部一旦逆變態爲沃斯田鐵後，促使超微粒沃斯田鐵粒出現，然後予以冷卻而形成以平均結晶粒徑5 // m 以下的各向问性肥粒鐵結晶粒爲主體之組織。如上技術’全部爲在熱乳工程促使結晶粒微粒化的技術、亦即將熱軋鋼板加以微粒化作爲目標的技術。對於板厚比熱軋鋼板爲薄，適用於板厚精度或表面形 (3) 1288782 狀嚴厲的用途，或在表面施加鋅或錫等電鍍的用途之冷軋鋼板，幾乎看不到將結晶粒在通常之冷軋-退火工程加以微粒化的技術。又，以加工性優異的高強度鋼板，肥粒鐵與麻田散鐵的複合組織所成之雙相組織鋼板（d u a 1 p h a s e鋼板）可作爲代表。且，近年，利用殘留沃斯田鐵起因的變態誘發可塑性 (Transformation Induced Plasticity)之高延展性鋼板亦已進入實用化的階段。此種組織強化鋼板，雖具有高拉伸性，惟將硬質麻田散鐵（殘留沃斯田鐡在加工中亦變態爲麻田散鐵）作爲主要強化因數，致起因於與母相肥粒鐵之硬度差大，在加工中易發生空隙，局部伸長（1 〇 c a 1 e 1 ο n g a t i ο η )較低，故有拉伸凸緣性（stretch flangeability )低劣之問題。【發明內容】本發明即鑑於上述現狀所開發者，係提供一種將適用於汽車用、家電用及機械構造用鋼板之冷軋鋼板，藉超微粒化，以謀圖強度、延展性、韌性及強度-延展性平衡之提升，或拉伸凸緣性亦提升之具有超微粒組織的冷軋鋼板及其有利製造方法。於是，本發明人等，爲達成冷軋鋼板之超微粒化而經過反覆銳意硏究結果，乃認知：將合金元素作適當調整以控制鋼板再結晶溫度及A1與A 3變態點後，藉適當化冷 -8- (4) 1288782 軋後再結晶退火溫度及其後之冷卻速度，可獲得平均結晶粒徑3 · 5 /z m以下之超微粒組織，以及藉適當化第2相能顯著提升拉伸凸緣性。本發明則是立足於上述認知。即本發明之構成要旨如下。 1.係在以質量％具有： C : 0.0 3 〜0 . 1 6 % ; S i : 2.0 % 以下； Μη : 3.0%以下及/或Ni : 3.0%以下； 1^:0.2%以下及/或1^:2.0%以下； A1 : 0.0 1 〜0 . 1 % ; P : 0 . 1 % 以下； S : 0.0 2 以下； N : 0.0 0 5 % 以下；且含有分別可符合下列（1 )、（ 2)、（ 3 )式範圍之C、S i、Μ η、 Ni、Ti及Nb，其餘爲Fe及不可避免的雜質之組成，而具有肥粒鐵相之分布率爲65 Vo 1%以上，肥粒鐵的平均結晶粒徑爲3 . 5 // m以下的鋼組織爲特徵之具有超微粒組織的冷軋鋼板。 ... .(2) ….（3) 637.5 + 4930{Ti* + (48 / 93) · [ % N b ] > A 1 A3 < 860 [%Mn] + [%Ni] >1.3 .(1) (5) 1288782 T i * = [ % T i ] - (4 8 / 3 2) · [ % S ] - (4 8 / 14)· [ %N] ... .(4) A1 = 727 + 14[%Si] - 28.4[%Mn] — 2 1 .6[%Ni] ... .(5) A3 = 920 十 612.8[0/〇C]2 — 507.7[%C]+ 9.8[%Si]3 — 9.5[%Si]2+ 68.5[%Si]+ 2[%Mn]2- 38[%Mn] + 2.8[%Ni]2- 38.6[%Ni]+ 102[%Ti]+ 51.7[%Nb] ....(6) 在各式，[%M]爲M元素之含量（質量％)。 2.在上述1，鋼組織之肥粒鐵相分布率爲65 Vo 1%以上，肥粒鐵的平均結晶粒徑爲3 . 5 // m以下，且對肥粒鐵相以外之其餘組織，將變軔鐵相以外的組織分布率限定於未滿組織全體分布率之3vol%爲特徵之具有超微粒組織的冷軋鋼板。 3 .在上述1或2，鋼組成以質量％更含有：自 Μ 〇 : 1 . 0 %以下及 C r : 1 . 0 % 以下之中所選擇的一種或兩種爲特徵之具有超微粒組織的冷軋鋼板。 4-在上述1、2或3，鋼組成.以質量％更含有：自 Ca、稀土族金屬（REM)及B中所選擇的一種或兩種以上合計0.0 0 5 %以下爲特徵之具有超微粒組織的冷軋鋼板〇 5 .係Μ以質星％具有·· C : 0.0 3 〜0 . 1 6 % ; S i : 2.0 % 以下； -10- 1288782 (6) “11:3.0()/。以下及/或化：3〇%以下； 1^:〇.2%以下及/或_:2.〇%以下； A1 : 0.0 1 〜〇. 1% ; P : 0 . 1 °/。以下； S ·· 0.0 2 以下； N : 〇 . 〇〇 5 % 以下；且含有分別符合下列（1)、（ 2)、（ 3 )式範圍之C、s i、Μ η、N i 、Ti及Nb ’其餘爲Fe及不可避免的雜質之組成所構成的鋼素材’加熱到1 2 0 0 °C以上經熱軋復又冷軋後，在下列 (6)式所求得之A3(°C)以上、（A3+30) (°C)以下溫度施加再結晶退火，然後以5 °C /秒以上速度至少冷卻至6 0 0 °C 爲特徵之具有超微粒組織的冷軋鋼板之製造方法。 6 3 7.5 + 493 0 {Ti* + (4 8 / 93 ) · [%Nb] > A1 ... .(1) A3 < 860 ... .(2) [%Mn] + [%Ni] >1.3 ….（3) 但，

Ti* = [〇/〇Ti] - (4 8 / 3 2) · [%S] — (48 / 14) · [%N]….（4) A 1 = 7 2 7 + 1 4 [ % S i ] - 2 8.4 [ % Μ n ] - 2 1 . 6 [ % N i ] ....(5) A3 = 920 + 612.8[%C]2 - 507.7[%C] + 9.8[%Si]3- 9 · 5 [%Si]2 + 68.5 [%Si] + 2[%Mn]2 — 3 8 [%Mn] + 2.8[%Ni]2- 38.6[%Ni]+ l〇2[%Ti]+ 51.7[%Nb] ....(6) 在各式，[%M]爲M元素之含量（質量％)。 -11 - 1288782 (7) 6. 在上述5，經再結晶退火復又以5它/秒以上速度至少冷卻至600它後，更將5 00。(：至3 5 0 °C之冷卻時間設疋爲30秒以上4〇〇秒以下爲特徵之具有超微粒組織的冷軋鋼板之製造方法。 7. 上述5或6，鋼素材以質量％更含有：自 M〇 : 1 ·〇%以下及 c Γ : 1.0 % 以下之中所選擇的一種或兩種爲特徵之具有超微粒組織的冷軋鋼板之製造方法。 8 ·在上述5、6或7，鋼素材以質量％更含有··自 Ca、稀土族金屬（REM)及b中所選擇的一種或兩種以上合計0.0 0 5 %以下爲特徵之具有超微粒組織的冷軋鋼板之製造方法。【實施方式】以下，就本發明具體的加以說明。首先說明本發明將鋼之組成分限定於上述範圍的理由。又，關於成分之「％」顯示，除非有特別的申明否則皆指質量％之意。 C : 0 . 〇 3 〜0 . 1 6 % ; C不僅是廉價的強化成分，對於生成波來鐡或變軔鐵等低溫變態相，亦是有用之兀素。惟，由於含量不滿 0.0 3 %時其添加效果並不明顯，而含量超過0 . 1 6 %時延展性或可焊性會劣化，故將C限定於0.0 3〜〇 . 1 6 %之範圍。 S i : 2 . 〇 % 以下； -12- (8) 1288782 S i作爲固溶強化成分，雖有助於改善強度-拉伸平衡同時亦有助於提升強度，惟過度添加時，會使延展性或表面形狀、可焊性劣化，因此將Si之含量限定於2.0 %以下。且其較佳範圍爲〇.〇1〜0.6%。 Μη : 3.0%以下及/或Ni3.0%以下； Μη及Ni均爲沃斯田鐵安定化元素，透過能促使A1 、A3變態點降低之作用有助於結晶粒之微粒化，又透過能促進第2相之形成而具有提高強度-延展性平衡之作用。惟，添加多量會使鋼硬質化，反而俾使強度-延展性平衡劣化，因此將至少一方含量設定爲3.0%以下。又，Μη兼具有將有害固溶S無害化爲MnS之作用，故含有0· 1 %以上較宜。又含有0.01 %以上之Ni較佳。

Ti : 0.2%以下及/或Nb : 0.2%以下；藉添加Ti、Nb，可析出TiC及NbC等，而有鋼板之再結晶溫度上升的效果。因此，至少含有0.0 1 °/。以上較佳。該等雖可分別單獨添加或複合添加，惟雖均添加超過 0.2 %亦僅使效果飽和而已，析出物變爲過多促使肥粒鐵之延展性降低，均設定爲含有0.2 %以下。 A 1 : 0 · 〇 1 〜〇 . 1 〇/〇 ; A1能以脫氧劑而作用，對於鋼之淸淨度有效的元素 ’且在脫氧工程添加較宜。在此，A1量未滿〇 . 〇 1 %時其添加效果顯然缺乏，又超過0 . 1 %時效果即呈飽和，反而招來製造成本之上升，故將A1限定於0.01〜0.1 %範圍。 P : 0 . 1 % 以下； -13- 1288782 (9) p雖是對於不致招來延展性之大爲降低，能以廉價達成高強度化有效的元素，但含多量時會使加工性或軔性降低，因此將P含量設定於0. 1 %以下。又，對於加工性或軔性之要求嚴厲時，由於減低p含量較妥，故此時設定於 0.0 2%以下較佳。其下限雖不必特別地加以規定，惟如需要考慮製鋼成本時，將P之下限設定爲0.000 1 %以上爲宜〇 S : 0.0 2 % 以下； _ S不僅在熱軋時成爲熱撕裂之原因，在鋼板中以Mn S 等存在而招來延展性或拉伸凸緣性之劣化，故極力降低較宜，惟容許到 0.02%，以致在本發明設定爲 0.0 2%以下。另，如需要考慮製鋼成本時，則將 S之下限設定爲 0.0 0 0 1 %以上爲宜。 Ν : 0.0 0 5 % 以下；氮除了帶來時效劣化外，亦招惹發生降伏點延伸，因此抑制於0.0 0 5 %以下。另，如需要考慮製鋼成本時，則 ® 將Ν含量之下限設定爲0.0000 1 °/。以上較妥。以上，雖就基本成分加以說明，惟在本發明，另外亦能適當地含有下列所述之元素。自Mo: 1.0%以下及Cr: 1.0%以下之中所選擇的一種或兩種；

Mo、Cr雖依需均可作爲強力成分而含有之，惟添加過量時反而促使強度-延展性平衡劣化，故依需分別含 - 14- (10) 1288782 1.0%以下較宜。又，欲使上述作用充分發揮，以其下限分別含有0 . 〇 1 %以上較妥。自Ca、稀土族金屬（REM)及B之中所選擇的一種或兩種以上合計0.005%以下；

Ca、稀土族金屬（REM)及B均具有硫化物之形態控制或透過晶界強度之提升以改善加工性的效果，依需可含有之。然，含過多時在製鋼工程之鋼液中有發生包含物 (inclusions in the molten steel during refining process)之虞，故規範爲合計含有〇 . 〇〇 5 %以下較佳。又，欲使上述作用充分發揮，則將自Ca、稀土族金屬（REM)及B之中所選擇的一種或兩種以上，以下限含有0.0 00 5 %以上較妥。以上，雖就適當的組成分範圍進行說明，惟在本發明，僅上述各成分符合於上述組成範圍還不夠，尙需以分別可符合下列（1)、（2)、（3)式之範圍含有C、Si、Mn、Ni、Ti 及Nb ο 637.5 + 4930{Ti* + (48 / 93) · [%Nb]> A1 ….⑴ A3 < 8 60 ....(2) [%Mn] + [%Ni] >1.3 ….（3) 但， T i * = [ 〇/〇 T i ] - ( 4 8 / 3 2 ) · [ % S ] - ( 4 8 / 1 4 ) · [ % N ] ... .(4)

Al= 727 + 1 4 [%Si]- 28.4[%Mn]- 21.6[%Ni] ….（5) A3 = 920 + 612.8[%C]2 - 507.7[%C] + 9.8[%Si]3 - 9.5 [%Si]2 + 68 · 5 [%Si] + 2[%Mn]2 — 3 8 [%Mn] + -15- 1288782 (11) 2.8[%Ni]2- 38.6[%Ni]+ 102[%Ti]+ 51.7[%Nb] ....(6) 又，[%M]爲M元素之含量（質量％)。又，上述A1、A3分別爲鋼之A1變態點溫度（％)、A3 變態點溫度（％)的預測値，是由本發明人等之詳細實驗所導出之成分回歸方程式。該預測値溫度（％)尤其適用於以 2 °C /秒以上、20 °C /秒以下之加熱速度進行加熱時較佳〇以下，依序說明上述（1)、（2)、（3)式之限定理由。 (1)式是在規定Ti、Nb之添加量的條件，卻是依據以下之認知。一般，係知曉添加Ti、Nb時即析出TiC或NbC等，而有鋼板之再結晶溫度上升的效果。於是，就Ti、Nb之添加量與再結晶溫度Tre之關係加以詳細調查結果，發覺如將Ti、Nb添加某量以上時，再結晶溫度與上述（6)式所算出之A3呈等値。圖1是顯示對於被調整爲 A 1 = 7 0 0 °C、A3 = 8 5 5 °C之鋼組成，將Ti、Nb之添加量作各種變化時之Ti、Nb添加量與再結晶溫度的關係加以調查之結果。又，此時再結晶溫度Tre是在實驗室促使加熱溫度作各種變化予以進行連續退火，藉測定其硬度並觀察其組織而決定。依據該圖可知，如 6 3 7.5 + 493 0 {Ti* + (4 8 / 93 ) · [%Nb]超過700°C即A1時，再結晶溫度Tre乃急速上升至 8 5 5 t附近即A3附近，而呈飽和。 -16- (12) 1288782 其次，圖 2 是顯示在 637.5+4930{Ti*+(48/ 93)· [%Nb] > A1之條件下，將A3作各種變化（促使C、Si、Μη 、Ni等變化予以變動）時之A3與再結晶溫度Tre的關係加以調查之結果。如該圖所示，在 637.5+4930{Ti*+(48/ 93)· [%Nb] > A1之條件下，再結晶溫度Tre與A3呈等値。其理由雖不一定是明確，惟能作如下考量。即，當添加T i、Nb，且由於該等微粒碳氮化物之釘扎力（束縛力）致再結晶溫度上升，在A1以下之肥粒鐵（α )範圍無法再結晶時，即以未再結晶之加工α原樣轉爲（肥粒鐵+沃斯田鐵（r ))雙相範圍溫度，且在高轉位密度部、不均勻變形部等之優先核生成部位，發生加工^之再結晶 α核生成與a r變態核生成的競爭。此時，由於r變態之驅動力較大，r核比再結晶α核生成優先陸續生成，而占有優先核生成部位。由於該r變態之原子再排列致變形（轉位）被消化，僅殘留轉位密度較低之加工α，加工α之再結晶愈加困難。超過A3，呈r單相範圍時才完全解除變形，表面上完成再結晶。此可推測是再結晶溫度一致於A 3，且呈飽和的計策。又，此時之α — r變態，由於是自加工α (優先核生成部位多）核生成，致完成再結晶之高溫的r粒可微粒化。因此，爲退火中高溫r粒微粒化將再結晶溫度設於A3 有效，故在本發明添加可符合（1)式之T i、N b。 -17- (13) 1288782 繼之，（2)式是A3之規定條件。如上述，由於符合（1 )式時，A 3實質上成爲再結晶溫度’需要在A3以上溫度進行再結晶退火。因此，A3爲 8 6 0 °C以上時，即發生需要將再結晶退火溫度設在更高溫度實施，致r粒激烈生成，無法獲得平均結晶粒徑：3 . 5 从rn以下之微粒。於是，需要符合A3 < 860°C。而較佳爲 A3 ^ 8 60〇C。接著，（3)式是Μη或Ni即沃斯田鐵安定化元素之添加量的規定條件。藉沃斯田鐵安定化元素之增多，CCT圖之肥粒鐵起始線移至低溫測，且退火後冷卻過程之α T變態時的過冷度增大而^進行微粒核生成，致α結晶粒會微粒化。在此 ’爲獲得平均結晶粒徑：3 . 5 /z m以下之微粒，除了上述 (1)、（2)式外尙需符合[%Mn]+ [%Ni]> 1.3(%)。又，只要能[%Mn] + [%Ni] > 1 . 3(%)，Μη或Ni是單獨添加或複合添加均可。更佳爲[%Mn] + [%Ni] - 1 .5(%)再更加爲[% Μ η ] + [ % N i ] - 2.0 (% )之範圍。其次，就鋼組織加以說明。在本發明，鋼組織是肥粒鐵相之組織分布率以容積率爲65%以上同時，肥粒鐵之平均結晶粒徑爲3.5 // m以下〇其原因是，在本發明欲形成具所盼強度、延展性、軔性及強度-拉伸平衡優異之冷軋鋼板時，需要形成以微粒肥粒鐵爲主體的鋼組織，尤其促成平均結晶粒徑爲3 . 5 // -18- (14) 1288782 ni以下之微粒肥粒鐵的組織分布率呈6 5 ν ο 1 %以上甚爲重要所致。在此，肥粒鐵之平均結晶粒徑超過3 . 5 // m時，強度 -拉伸平衡即劣化同時，軔性亦降低，又軟質之肥粒鐵的組織分布率未滿6 5 v ο 1 %時，延展性顯著地減低，且缺乏加工性。又，以肥粒鐵以外的第2相組織，可採取麻田散鐡、變軔鐵、波來鐵等。 Φ 在此，如被要求拉伸凸緣性時，鋼組織雖爲肥粒鐵之單相組織亦可，惟如存在有肥粒鐵以外之第2相，該其餘組織（第2相組織）與母相肥粒鐵（f e r r i t e m a t r i X)之硬度差又大，則在加工時易成爲空隙之生成部位，因此形成硬度差較小之變軔鐵組織較佳。如肥粒鐵及變軔鐵以外之麻田散鐵或波來鐵等相存在有多量時，雖會與肥粒鐵之硬度差變大，或其相本身對拉 m 伸凸緣性有不良影響，以致無法獲得良好的拉伸凸緣性，胃但，該等相如以容積率未滿3 %時，乃可容許之。因此，特別需要良好之拉伸凸緣性時，即將鋼組織形成爲：肥粒鐵相之容積率爲65 vol%以上，肥粒鐵之平均結晶粒徑爲3 . 5 // m以下，肥粒鐵相以外之其餘組織爲變軔鐵以外之組織被限制於全體組織之容積率的3 vol%以下。接著，說明製造條件。將調整爲上述較佳組成分之鋼，在轉爐等熔煉，以連 -19- 1288782 (15) 續鑄造法製成鋼坯。並將該鋼素材以高溫狀態原樣，或冷卻後加熱到1 20(TC以上，再施加熱軋復又施加冷軋後，在溫度A3(°C)以上且（A3+30)(°C)以下進行再結晶退火，然後以5°C /秒以上速度冷卻到至少600°C。在上述工程，如鋼坯之加熱溫度未滿1 2 0 0 °C時，T i C 等無法充分固溶而粗大化，且由於後續之再結晶退火工程的再結晶溫度上升效果及結晶粒成長抑制效果會變爲不充分，故將鋼坯之加熱溫度規定爲1 2 0 0 °C以上。又’在本發明，熱精軋之出口溫度雖非特別加以限定，惟如未達Αγ3變態點時，壓軋中會產生α與r，鋼板中易生成帶狀組織，且有時該帶狀組織在冷軋後或退火後尙殘留著，成爲材料特性產生各向異性之原因，因此將熱精軋之完成溫度規定於Ar3變態點以上較宜。熱軋結束後之捲取溫度雖非特別加以限定，惟如未滿 5 00 °C或超過6 50 °C時，爲抑制氮所引起之時效劣化而需要之AIN析出即不充分，致材料特性較劣。又，爲均勻化鋼板組織，亦爲盡量均勻化其結晶粒徑，將線圈之捲取溫度規定爲5 0 0 °C以上且6 5 以下較佳。接著，較佳是將熱軋鋼板表面之氧化垢藉酸洗除去後，加以冷軋，以形成所定板厚之冷軋鋼板。此時，酸洗條件或冷軋條件並無特別的限定，依照通常之方法進行即可〇又，冷軋時之壓縮率，對於增加再結晶退火時之核生成部位及促使結晶粒之微粒化而言，予以規定爲40%以上 -20- 1288782 (16) 皋父妥，而壓縮率過度提高時，由於鋼板之加工硬化致操作變爲困難，因此將壓縮率之上限規定爲90%以下左右較宜〇繼之，將所得冷軋鋼板加熱爲上述（6 )式所示溫度A3 ( °C )以上且（A3 + 30)(°C )以下，以實施再結晶退火。如上述，經過成分調整之本發明鋼素材，由於A3與再結晶溫度呈等値，致在未滿A3溫度之再結晶呈不充分。另，超過（A3 + 30) (°C )之溫度時，退火中之r成長頗爲激烈，不適宜微粒化。該再結晶退火在連續退火作業線進行較佳，且將連續退火時之退火時間規定爲產生再結晶之 1 0秒至1 2 0秒左右較宜。因爲比1 0秒爲短之時間，再結晶不充分，伸展於軋輥方向之組織原樣殘留，致有時無法確保充足之延展性，而比1 2 0秒爲長之時間，則招惹τ結晶粒之粗大化，有時無法獲得所盼的強度。接著，以冷卻速度：5 °C /秒以上之條件，自退火溫度予以冷卻到至少6 0 0 °C。又，在此冷卻速度是指自退火溫度至6 0 0 °C之平均冷卻速度的意思。此時，上述冷卻速度如未滿5 °c /秒，冷卻中之r — α變態時的過冷度較小，致結晶粒徑會粗大化。於是，需將自退火溫度至600°C 之冷卻速度規定爲5 °C /秒以上。又，將上述控制冷卻處理之終點溫度設爲6 0 0 °C，則是溫度降到r 一> α變態開始之600 °c爲止對於結晶粒的微粒化有激烈影響所致。又，在未滿60(TC之溫度範圍，藉適當地調整冷卻速度，亦可將第2相（麻田散鐵、變軔鐵、 -21 - (17) 1288782 波來鐵等）分開造就。尤其被要求拉伸凸緣性時，第2相爲.變軔鐵較宜。因此，接著上述冷卻，將50(TC到3 5 0 °C溫度範圍之冷卻時間亦即5 001：到3 5 0 °C之滯留時間，設定爲30秒以上400 秒以下甚爲重要。上述冷卻時間未滿3 0秒時，第2相易變爲麻田散鐵，致麻田散鐵之組織分布率呈3vol%以上，肥粒鐵與第2相之延展性·強度差變大，而會招惹拉伸凸緣性之劣化。另，冷卻時間超過400秒時，結晶粒有粗大化之傾向同時，第2相易變成脆弱之波來鐵，致波來鐵之百分率呈3vol%以上，同樣會使拉伸凸緣性劣化。如此，藉開發上述製造方法，而可獲得具有超微粒組織，且強度-延展性平衡及韌性優異，或拉伸凸緣性亦優異的冷軋鋼板。〔實施例〕將表1所示組成分之鋼坯，以表2所示條件加熱後，依照通常方法進行熱軋而形成4.0 m m厚之熱軋鋼板。將該熱軋鋼板，經過酸洗加以冷軋（壓縮率：60%)，形成 1 .6mm厚之冷軋鋼板後，在連續退火作業線以表2所示條件下進行再結晶退火，而製成製品鋼板。且將如此所得之製品鋼板的組織、拉伸特性、拉伸凸緣性及軔性之調查結果合倂記載於表3。又，組織則是利用光學顯微鏡或電子顯微鏡進行觀察鋼板之軋輥方向剖面，以求取肥粒鐵之平均結晶粒徑同時 -22- (18) 1288782 ，並求取各組織之面積率作爲容積率。此時，在此所用之結晶粒徑係藉Jis G05 22之線性剪切法將結晶片非常正確地加以測定的微細粒徑較宜，結晶界線之蝕刻則使用約含 5 %硝酸之酒精予以處理約1 5秒較妥。平均結晶粒徑乃由鋼板組織加於決定，即將沿較長方向部分之5或其以上範圍擴大爲1 000〜6000倍，使用光學顯微鏡或掃描電子顯微鏡（SEM)而平均化上述線性剪切法所得之各結晶粒徑。拉伸特性（拉伸強度、延伸EL)，係使用自鋼板軋輥方向所採取之JIS5號試片，藉拉伸試驗予以測定。拉伸凸緣性，則由下述之擴孔試驗進行評價之。即，對按照日本鐡鋼連盟規格；TFST 1001所採取之試片，形成 10mm 0 (D0)之衝孔後，以角尖：60度之圓錐衝頭施加擴孔加工，而求取裂縫穿過板厚直後之孔徑D(mm)，且利用由下式 λ ={(D-D0)/D0}x 100% 所得之擴孔率λ加以評價。軔性，乃使用2mmV缺口查拜式試片，以JIS Ζ 2242 所規定之方法予以測定延展性-脆性遷移溫度vTrsfC )。 -23- 1288782

Ti· : 3二丄48/32)二s 丨(48/14) · § Tx : 637. 5+ 4930 {Ti*+ (48/93) -〔XNb】} 〇 z 2： r 一 n: 〇 τι ca σ o CD > 3ltti ru m a|Q潑 ρ g p § o S o § 〇 g o § o g o s o o § o s o >—· 〇 s o g S p § 〇热 m s § g p o P g p 1—* P s p 2 p s p s p o p s p o p ►—· p s CD 会 p o o »—· P s CO c— 1— C-n H—· cn cn g g g H—* 8 r° S s s CO g g g= P o ·〇〇 P 〇 P o to p o P o o p o P ·〇 CO P o cn p o CO p o an P o »-—· p o o p o p o CO p o CO π p s CO p s o *8 CO o o CO p 8 co P o CO p o CO P § OJ p 〇 c>o p o P 8 p s CO o 8 CO p 8 CO CD s CO o *8 CO o s cn p o p s cn o s CO p o s p s cn p g P 2 P S O p 2 CO p o ω . p s H—- i=> o P s <Ln p s cn p 2 ς〇 w一 0.0031 •o o δ P 8 CO CO p o CO p o s o p o fO cn p o ω p § S3 •o § CO CO P σ o 8 CO cn P o ω P o CO P 8 当 P s p s 2； 1 1 1 1 1 1 1 p 1 § 1 H—« 8 1 j—* 8 1 1 s p o o p s o o s o P 2 p o g p o s P S 〇 1 o o cn P S P o 容 ·〇 o s •i o 〇 o 〇 o s P 〇 s J 1 o o o P 8 cn CD s P s o P o ω 1 p o o o s o 1 P o P s o 1 P s an cz> g c_n o s o * 1—* ΟΊ $ § g § s S s g s + P s cn P o oS 〇 s --4 s CO P s CO P o <LH P S -4 p § p a ar> P § CO P o CO o g cn 〇 s cn P o CD S OO P g C^O ΤΊ· + (48/93) _ 1 1 Γ Mo : 0· 2， Ca : 0. 0015 REM:0· 0008 PP 1 1 Mo : 0.15 1. 1 1 1 I 1 1 κ a O CO CO ca l~» 00 to cn g CJ oo CO CO CO g cn cn CO oo CO CO σί oo s 3 § cn 9 Η 一 X s CO oo S CO 0〇 CO CO CO ΟΊ OO CO CT> s OO CO CD CO cn oo cn s c^o 00 ta oo CO CO g 3 > $ cr> cn CO CO §5 cn cn cn CD OO CO s c^o σ> ε cn <a cn CO CD CO CO cn cn § -¾ OJ oo o s cn 3 > 1 1 ss 【»1】 -24- 1288782 (20) 【表2】

Ho. 鋼記号鋼坯加· 熱溫度.： (°C) ' 再結晶退火條件 1 備註退火溫度 (°C) 逼火時間 ΓΟ 自退火溫度至600 °C之冷卻速度 (°C/s) 自 500°C 至 350 °C之冷卻速度+ (S) 1 A • 1250 855 60 8 20 発明例 2 // 1250 855 60 8 90 // 3 B 1250 850 60 15 120 // 4 // 1250 855 60 15 20 // 5 // 1250 845 60 15 460 // 6 C 1250 830 60 25 • 120 // 7 D 1230 865 60 15 150 // 8 E 1250 835 .70 12 200 // 9 // 1250 820 60 10 300 " 10 " 1050 830 60 12 120 比較例 11 It 1230 860 70 15 120 ft 12 // 1230 790 60 15 120 // 13 // 1230 825 70 丄 120 // 14 F 1240 865 80 18 200 発明例 15 G 1250 760 60 15 10 // 16 // 1250 760 60 15 150 // 17 H 1250 825 60 18 200 // 18 I 1240.. 839 70 14 120 // 19 J 1250 862 50 17 300 // 20 K 1240 850 60 8 120 // 21 L 1230 845 60 10 200 // 22 M 1250 845 60 12 120 // 23 N 1230 867 40 10 120 比絞例 24 〇 1200 889 60 10 _ 120 It 25 _P 1240 868 80 15 100 // -25 - 1288782

* ο * * B :觸3鹚' Μ :¾田璣il/ P :漭搿攤 CO cn CO DO CO CO CO CS3 CO Ξ - s; 3 CO Z 一 o CO OO cr> cn CO CO 一 o b b r 穴 C-, 一 X o o m a O 00 > 鋼 i己号 cn to CO CO CO -si CO »—1 CO CO CO 00 <r> CO o CO o CO C^O CO 00 cn o CO 00 CO to CO —J CO A CO cn GO CO CO CO 平均粒径 (x/ ro) 肥粒鐵組織 CO o 0〇 cn CO 00 01 00 oo CO cn 00 cn CO cn oo cn 00 -4 00 cn 00 cn * 00 00 cn 00 oo i! CO ext CO cn CO »—* CO to CO CO 百分率 (vo 丨9〇 cu w Cd 03 DO tx) ω Cfl | B (1350 +M (250 D3 DO CO Cd tx) CO ω ω CD Cd B (2¾) 4- P (3%) cu ϋ) 第2相之種類# 私 cn o σι CO cn CJ> o CT> 00 CD cn o α> ο 0¾ eo o CO 00 00 CO cn CD σ> o CD o σ> o 00 CO cn 0¾ 00 CD o OO o 00 o o cn CO cn CO o cn cn o CD C^O σ> ο 0¾ 拉伸強度 TS (MPa) 拉伸特性 CO CO CO cn DO OT CO CO CO CO CO CO CO CO CO C£> CO CO CO CO cn CO CO CO CO oo CD ω CNi OO CsO 00 oo CO CO 15180 15750 14560 ! 19720 19350 19440 19200 | 19220 I 17784 18050 18240 19200 1 15410 10020 16320 | 16750 19200 | 19320 18900 17980 17700 18200 17360 17400 19840 TSx EL (MPa · 90 A tn cn 〇 o o cjn CO cn »—· 〇 o cn CO cn σ> *—· o cn cn cn σ> --4 CO cn cn 1—· CO o •擴孔率 λ (°/〇) 拉伸凸緣性 27600 28350 28000 68000 74175 68400 | 66000 74400 52364 53200 40320 60000 36850 41750 40800 26800 | 61600 63000 63000 68200 41300 35750 74400 66000 48000 TSX λ (MPa - %) 1 CO 1 o 1 O Λ 1 I 〇 Λ 1 o Λ 1 a Λ 1 〇 Λ I Λ 1 o Λ 1 z o Λ 1 σ Λ 1 1 to I 1 CO 1 Λ 1 A Λ 1 Λ 1 a. A 1 Λ 1 Ο Λ 1 Λ 1 ο Λ 1 〇 Λ 1 查拜遷移 •溫度， vTrs CC ) § R? ΪΪ 1比較例 ϊ; 1発明例比較例 =5： |発明例i 【鎺3〕 -26- 1288782 (22) 如表3所示，發明例之肥粒鐵相的組織分布率皆爲 6 5 vol%以上同時，肥粒鐵之平均結晶粒徑是可符合3.5 // m以下之3 . 1 // m以下的細粒者，尤其使用將Ni、Μη量增多以降低A3之G鋼的鋼板No. 15、16，其平均結晶粒徑呈0.9// m的超微粒。又，發明例之TS X EL均爲1 7000 Mpa ♦ %以上而強度-延展性平衡優異，並延展性-脆性遷移溫度亦未滿-1 4 0 °C，可知朗性亦優異。且，對於肥粒鐵相以外之其餘組織，藉將變軔鐵以外之組織分布率限制於全體組織之百分率的3 v ο 1 %以下，而改善擴孔加工性，將強度-擴孔平衡（TS X λ )格外地提升到超過5 0000 Mpa · %。針對之，No. 10由於鋼坯之加熱溫度較低，致TiC粗大化，再結晶溫度上升效果被抑制，無法獲得鋼板之結晶粒徑微粒化效果，而結晶粒徑變大。T S X E L値亦變小。

No. 1 1由於退火溫度大大地超過本發明之適當溫度 ® ( 846 °C )，致結晶粒成長激烈，TS X EL値較劣。

No· I2由於退火溫度未滿本發明之下限（8 16°C )，致無法完成再結晶，殘留有加工組織，TS X EL値較劣，而延展性-脆性遷移溫度亦上升。 N 〇 . 1 3由於退火後之冷卻速度較緩慢，致結晶粒粗大化’而招來TS X EL値之劣化。 N 〇 . 2 3由於再結晶溫度未滿A 1，致無法獲得再結晶退火之T粒微粒化效果，且變爲粗大粒，而無法獲得充分 -27 - (23) 1288782 之強度。

No.24由於A3爲860°C以上，致需要進行高溫退火，其結果結晶成長，而T S X E L値較劣。

No. 25由於（Ni+ Μη)量較少，退火後冷卻過程之r 一 α變態時的過冷度較小，致α無法進行微粒核生成，而結晶粒粗大化。又，本實施例，雖以冷軋鋼板爲主加以說明，惟本發明’當然亦可同樣適用於在再結晶退火後施加鋅或錫等電鍍之電鍍鋼板。發明之效果如是，依據本發明，係能將具超微粒組織，且機械特性中尤其強度-延展性平衡及軔性優異、況且拉伸凸緣性亦優異之高張力冷軋鋼板，不必大幅度改造製造設備而安疋地加以製造’在產業上極爲有用。【圖式簡單說明】【圖1】 Μ寸於調整爲 A 1 = 7 0 0 C、A 3 = 8 5 5 °C之鋼組成，將T i 、Nb添加量作各種變更時之Ti、Nb添加量與再結晶溫度的關係顯示圖。【圖2】在 63 7.5 + 49 3 0 {Ti* + (4 8 / 93 ) · [%Nb] > A1 的條件下’將A3作各種變更時之A3與再結晶溫度Tre的關係 -28- 1288782 (24) 顯示圖。

-29-

Claims

(1) 1288782 拾、申請專利範圍 1 . 一種具有超微粒組織的冷軋鋼板，其特徵爲：具有：以質量百分率換算時，由包含： C : 0.0 3 〜ο · 1 6 % ; S i : 2.0 % 以下； Μ η和N i的其中至少一種，其含量：3.0 %以下； Ti和Nb的其中至少一種，其含量：0.2%以下；

A1 : 0.0 1 〜〇· 1% ; P : 0 . 1 % 以下； S : 0 · 0 2 % 以下； N : 0.0 0 5 % 以下；且C、Si、Mn、Ni、Ti以及Nb的含量分別符合下列（1)、 (2)、（3)數式的範圍，其餘爲Fe以及不可避免的雜質所構成的組成分，且具有：肥粒鐵相的分布率達 65vol%以上，肥粒鐵的平均結晶粒徑爲3 . 5 /z m以下的鋼組織，

6 3 7.5 + 4 9 3 0 {Ti* + (48 / 93 ) · [%Nb] > A1 ... .(1) A3 < 8 60 ….（2) [%Μπ] + [%Ni] >1.3 ….（3) 其中.， Ti* 二[%Ti] — (4 8 / 3 2) · [ % S ] - ( 4 8 / 14)· [ % N ] ... .(4) Al - 727 + 14[%Si] - 28.4[%Mn] - 21.6[%Ni] ....(5) A3 = 920 + 6 1 2.8 [%C] 2 - 5 0 7· 7 [%C] + 9.8 [% Si]3 -9.5[%Si]2+ 68.5 [% Si] + 2[%Mn]2- 38[%Mn] + -30- (2) 1288782 2.8[%Ni]2- 38.6[%Ni]+ 102[%Ti]+ 51.7[%Nb] ....(6) 而且各式子中的[%!^1]是表示M元素之含量（質量％)。 2.如申請專利範圍第1項之具有超微粒組織的冷軋鋼板，其中的鋼組織是肥粒鐵相的分布率達65 Vol%以上，且肥粒鐵的平均結晶粒徑爲3 . 5 // m以下，並且針對於肥粒鐵相以外的其餘組織，將其中的變軔鐵相以外的組織分布率限定爲：相對於整體組織的分布率是未達3vol%。 3 .如申請專利範圍第1或2項之具有超微粒組織的冷軋鋼板，其中該鋼板的組成份中又含：Μ 〇和C r的其中至少一種，其含量以質量百分率換算時，Mo係1.0%以下 ;C r係1 · 0 %以下。 4.如申請專利範圍第1或2項之具有超微粒組織的冷車L鋼板’其中該鋼板的組成份中又含：C a、稀土族金屬 (REM)和B的其中至少一種，其含量以質量百分率換算時，合計係0.005%以下。 5 .如申請專利範圍第3項之具有超微粒組織的冷軋鋼板，其中該鋼板的組成份中又含·· C a、稀土族金屬 (REM)和B的其中至少一種，其含量以質量百分率換算時，合計係0.005%以下。 6 · —種具有超微粒組織的冷軋鋼板之製造方法，其特徵爲：具有：以質量百分率換算時，由包含： C : 〇 . 〇 3 〜0 . 1 6 % ; -31 - (3) 1288782 Si : 2.0%以下； Μη和Ni的其中至少一種，其含量：3.0%以下； Ti和Nb的其中至少一種，其含量：0.2%以下； A1 : 〇 . 〇 1 〜〇 . 1 〇/〇 ; P : 0. 1%以下； S : 0 . 〇 2 % 以下； N : 〇 . 〇〇 5 % 以下；且C、Si、Mn、Ni、Ti以及Nb的含量分別符合下列 (1)、（2)、（3)數式的範圍，其餘爲Fe以及不可避免的雜質所構成的組成分的鋼素材，加熱至超過1 200 °C以上後，進行熱軋，接下來，進行冷軋後，在高於下列數式（6)所求得的A3(°C)且低於（A3+30) (°C)的條件下進行再結晶退火，然後至少至6〇〇°C爲止，以超過5t/秒的速度進行冷卻， 63 7.5 + 493 0 {Ti* + (4 8 / 93 ) · [%Nb] > A1 ... .(1) A3 < 860 ... .(2) [%Mn] + [%Ni] >1.3 ….（3) 其中， Ti* = [%Ti] — (4 8 / 3 2) · [%S] - (48 / 14) · [%N] ... .(4) A 1 - 72 7 + 1 4 [%Si]- 28.4[%Mn]- 21.6[%Ni] ....(5) A3 = 920 + 612.8[%C]2 - 507.7[%C] + 9.8[%Si]3 -9.5[%Si]2+ 68.5[%Si]+ 2[%Mn]2- 38[%Mn] + 2.8[%Ni]2— 38.6[%Ni]+ 102[〇/〇Ti]+ 51.7[%Nb] ...·(6) -32- (4) 1288782 而且各式子中W[%M]是表示M元素之含量（質量％)。 7. 如申請專利範圔第6項之具有超微粒組織的冷軋鋼板之製造方法，其中，再結晶退火之後’至少至600C 爲止，以超過5 °C /秒的速度進行冷卻之後，更將5 0 0 °C 至3 5 0 °C爲止的冷卻時間設定爲超過30秒且低於400秒〇 8. 如申請專利範圍第6或7項之具有超微粒組織的冷軋鋼板之製造方法，其中，鋼素材的組成分中又含： Mo和Cr的其中至少一種，其含量以質量百分率換算時， Μ 〇係1 . 〇 %以下；c r係1 . 〇 %以下。 9 .如申請專利範圍第6或7項之具有超微粒組織的冷軋鋼板之製造方法，其中，鋼素材的組成分中又含·· C a 、稀土族金屬（REM)和B的其中至少一種，其含量以質量百分率換算時，合計係〇 . 〇〇 5 %以下。 1 0.如申請專利範圍第8項之具有超微粒組織的冷軋鋼板之製造方法，其中，鋼素材的組成分中又含·· Ca、稀土族金屬（REM)和B的其中至少—種，其含量以質量百分率換算時，合計係〇 . 〇 0 5 %以下。 -33-