1291494 九、發明說明： 【發明所屬之技術領域】 本發明係關於汽車、家電製品等所使用之高強度冷軋鋼 板、尤其是具有3 4 0 MPa以上之拉伸強度TS之加壓成形性 優良的高強度冷軋鋼板及其製造方法。 【先前技術】 習知以來，在具有所謂側面板或車門内板之複雜形狀， 且成形困難的汽車面板零件方面，已廣泛使用深拉伸性和 突出性優良、並且具有 270MPa 左右之 TS 之無縫 (interstitial free(IF))的冷軋鋼板（270E，F)。 近年，由於對於汽車車體之輕量化和高強度化的需求更 加增高，故於此些難成形零件亦發展出應用具有 3 4 0 Μ P a 以上、尤其是390MPa以上之TS的高強度冷軋鋼板。又， 於以往應用高強度冷軋鋼板之内部零件等中亦同樣謀求更 加高強度化，並且有經由增強零件的削減和薄身化，意圖 使車輛輕量化的行動。 但是，若謀求此類難成形零件的高強度化和薄身化，則 起因於降服強度Y S之增加、加工硬化指數η值之降低及薄 身化之面歪曲的發生頻率極端增加。此面歪曲為加壓成形 面之波紋或皺褶般之缺陷，成為加壓成形品之尺寸不良和 外觀不良的原因。因此，於汽車面板零件般之難成形品中 應用高強度冷軋鋼板之情況，鋼板必須為对面歪曲性和突 出性優良，更具體而言，YSS270MPa、nHG^0.20為佳。 此處，η卜！ g為由拉伸試驗所得之應力-歪曲線之歪曲量 1 % 6 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-03/93137337 1291494 與1 ο %二點所求出的加工硬化指數。 減低降服比Y R ( = Y S / T S )的手法，已知有使用極 和Ν且添加T i或N b的鋼，於熱軋後以6 8 0 °C以 捲繞，減低含有T i或N b之析出物的數量，並且 之退火時促進粒成長的方法。又，於日本專 6 - 1 0 8 1 5 5號公報和日本專利3 2 9 1 6 3 9號公報中， T i添加鋼之C和S量且析出T i ( C，S )，抑制微細 出並且促進粒成長的方法。 但是，此些方法在T S為2 7 Ο Μ P a左右的軟質冷 為有效，但若促進粒成長則Y S降低且同時T S亦 於TS為340MPa以上之高強度冷軋鋼板方面不能 有效。即，必須視降低TS程度來添加S i、Μη、P 補足強度，故製造成本增加、產生表面缺陷，並 法取得2 7 0 MPa以下之YS的問題。例如，將結晶 // m左右粗大化至2 0 // m左右時，即使以S i、Μ: 加補足T S的降低，相較於具有同一 T S之習知的 軋鋼板，僅取得高1 OMPa左右的低YS，且耐表面 耐二次加工脆性惡化。 另一方面，於日本專利特開2 0 0 1 - 1 3 1 6 8 1號公 2 0 0 2 - 1 2 9 4 3號公報、特開2 0 0 2 - 1.2 9 4 6號公報中 謀求結晶粒的粗大化地減低YS以取得高η值的4 術中，令C量比習知之極低碳鋼板更多0 . 0 0 4 - 0 . 且積極活用細粒強化和析出強化，相較於習知之 I F鋼板，Y S減低約2 0 Μ P a。 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-03/93137337 i力減低C 上之溫度 於冷軋後 利特開平 揭不抑制 TiC的析 軋鋼板雖 降低，故 稱為必定 合金元素 且發生無 粒徑由1 0 η、P之添 高強度冷 粗糙性和 報、特開 ，揭示不 支術。此技 0 2%左右， 極低碳的 7 1291494 但是，根據此類技術製造具有3 9 Ο Μ P a或4 4 Ο Μ P a左右之 T S的高強度冷軋鋼板時，Y S超過2 7 Ο Μ P a，難以完全抑制 面歪曲的發生。 【發明内容】 本發明以提供可得到Y S S 2 7 Ο Μ P a、η I -1 〇 ^ 0 · 2 0，且而面 歪曲性和突出性優良之具有3 4 0 MPa以上TS的高強度冷軋 鋼板及其製造方法為目的。 此目的係經由平均粒徑1 0 // m以下之肥粒鐵粒所構成， 於肥粒鐵粒中，直徑5 Ο n m以上之N b ( C，N )之每單位面積的 平均個數（以下稱為平均面積密度）存在 7 . Ο X 1 (Γ 2個/// m2 以下，且沿著肥粒鐵粒之粒界，形成寬度為0 . 2 - 2 . 4 // m、 NbC之平均面積密度為於肥粒鐵粒之中央部析出之NbC的 平均面積密度之6 0 %以下之區域（以後，稱為P F Z )的高強度 冷軋鋼板而達成。 此高強度冷軋鋼板例如由質量％計之 C : 0 . 0 0 4 - 0 . 0 2 %、 S i : 1 · 5 % 以下、Μ η : 3 % 以下、P : Ο · 1 5 % 以下、S : 0 . 0 2 % 以下、 s ο 1 . A 1 : 0 . 1 - 1 . 5 % ' N : 0 . 0 0 1 - 0. 0 0 7 °/〇 > N b : 0 . 03-0. 2 % ' 殘餘 部分 F e及不可避免的雜質所構成組成的高強度冷軋鋼板 而實現。 又，此高強度冷軋鋼板可經由具有令具有上述組成之扁 鋼胚以滿足下述式（3 )及（4 )之加熱溫度S R T加熱後予以熱 軋作成熱軋鋼板的步驟；和將此熱軋鋼板予以酸洗、冷延 拉後，以再結晶溫度以上之肥粒鐵單相所構成的溫度區域 中進行退火的步驟之製造方法而製造； 8 312XP/發明說明書(補件)/94-03/93137337 1291494 SRT^ 1 3 5 0 〇C ··· (3) 1 050〇C S SRTS { 770 + ( [sol. Al] -0· 085)°. 24x 8 2 0 }〇C ··· (4) 此處，[sol.Al]表示sol.Al的含量（質量°/〇) 【實施方式】 1 . 含有N b之析出物的控制 本發明者等人對於減低高強度冷軋鋼板之 Y S的方法進 行檢討，發現若作成平均粒徑1 0 // m以下之肥粒鐵粒所構 成之組織，於肥粒鐵粒中，使直徑5 0 n m以上之N b ( C，N )之 平均面積密度存在 7 · 0 X 1 0_ 2個/// m2以下，且沿著肥粒鐵 粒之粒界，形成寬度為0.2_2.4//m、NbC之平均面積密度 為於肥粒鐵粒中央部析出之N b C的平均面積密度的6 0 %以 下、較佳為20%以下區域，即形成PFZ，則可取得具有2 7 0 MPa 以下之YS、（K20以上之ni-i。、340MPa以上之TS的高強度 冷軋鋼板。 此處，上述直徑5 0 n m以上之N b ( C，N )於熱軋階段中以直 徑5 0 n m左右的大小析出，於冷軋後的退火火中亦不會大為 成長，為於肥粒鐵粒内均勻析出的析出物。 又，於肥粒鐵粒之中央部析出的NbC為在退火時所析出 之直徑1 0 n m左右的微細析出物，於P F Z中析出的N b C係於 熱軋時所均勻析出之直徑2 n m左右之極微細的析出物於退 火時進行沃斯田鐵（Ostwald)成長，並且於直徑50nm左右 成長的析出物。 另外，N b C與N b ( C，N )之平均面積密度的測定係使用加速 電壓300kV之穿透電子顯微鏡以5, 610倍之倍率觀察，且 9 312XP/發明說明書(補件)/94-03/93137337 1291494 如下進行。 對於肥粒鐵粒内大致均勻析出之直徑 5 0 n m 以上的 N b ( C，N )，選出肥粒鐵粒内之任意5 0處，且於各處測定直 徑2 // m之正圓内的N b ( C，Ν )個數，並求出每單位面積的個 數（面積密度），予以平均。 對於肥粒鐵粒之中央部析出的 NbC，亦以上述同樣之方 法求出。 對於 P F Z中析出的 N b C，選出沃斯田鐵成長的任意 5 0 個，且對於各個NbC在NbC與其接近的粒界設定内切圓， 並測定此正圓内之NbC個數，求出面積密度，予以平均。 又，P F Z之寬度係將上述5 0個正圓直徑予以平均而求出。 本發明之高強度冷軋鋼板中，沿著直徑1 Ο n m左右之微細 NbC為以高密度析出之硬質肥粒鐵粒中央部區域、與直徑 5 Ο n m左右之粗大N b C為以低密度析出之軟質肥粒鐵粒界形 成P F Z，且此軟質 P F Z於變形初期於低應力下開始變形， 故可取得低YS和高η值。又，肥粒鐵粒中央部之區域為硬 質，故可維持高TS。 又，如上所述，熱軋時均勻析出之直徑2 n m左右的極微 細N b C於冷軋後，以連續退火生產線（C A L )或連續鍍鋅生產 線（C G L )進行退火時於再結晶肥粒鐵粒之粒界上進行沃斯 田鐵成長，於直徑5 Ο n m左右粗大化，故促進粒界移動，並 且形成P F Ζ。 為了令結晶粒不顯著粗大化，儘可能令剛再結晶後之肥 粒鐵粒呈現微細為佳。又，藉此可更有效形成P F Ζ。 10 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-03/93137337 1291494 2. 組成 本發明之高強度冷軋鋼板可列舉例如質量％計之 C:0.004_0.02%、Si:1.5%&T、Mn:3%UT、P:0.15%&T、S:0.0 20/〇 以下、sol. A1: 0· 1-1. 5%、N: 0· 0 0 1 -0. 0 0 7%、Nb : 0· 03-0· 2°/。、殘 餘部分F e及不可避免的雜質所構成組成之冷軋鋼板。尤其 於NbC或Nb(C，N)之控制方面，C、Nb、sol.Al擔任重要角 度，故以C、N b、s ο 1 . A 1之順序說明限定理由。 C:C與Nb結合，故在NbC或Nb(C，N)之控制上擔任重要 角色。如上述，於控制 NbC或Nb(C，N)方面，C量必須為 0 . 0 0 4 -0. 0 2 % > 更佳為 0· 0 0 4 - 0 . 0 1 %。
Nb:如上述，於控制 NbC或Nb(C，N)方面，Nb量必須為 0 . 0 3 %以上。又，其量若超過 0 . 2 %，則軋製負荷增大，生 產性降低，成本亦增加，故N b量必須為0 . 2 %以下。 另外，於提高r值方面，以（[Nb]/[C])x(12/93)gl為 佳，且以（[Nb]/[C])x(12/93)為 1.5-3·0 更佳。 sol. Α1量：如上述般令 C量為 0.004-0.02 %、Nb量為 0 . 0 3 - 0 . 2 %，亦有無法取得Y S S 2 7 0 Μ P a之情況。其原因可 能係於熱IL時所形成的粗大 N b ( C, N )。即，如上述，直徑 50nm左右之粗大的Nb(C,N)於熱軋時形成，但因尺寸大， 且於肥粒鐵中之固溶限度亦比NbC小，故於其後的退火時 沃斯田鐵成長難，阻礙PFZ的形成並且妨礙YS的降低。 於是，本發明者等檢討抑制直徑5 0 n m以上之粗大N b ( C，N ) 之生成，且於PFZ形成方面有效促進NbC生成物的方法， 發現添加0 . 1 %以上s ο 1 . A 1量為有效。 11 312XP/發明說明書(補件)/94-03/93137337 1291494 自以往，認為鋼中之N係與A 1結合且以A 1 N型式存在， 但於C量為0 . 0 0 4 %以上、N b量為0 . 0 3 %以上之鋼中，顯著 促進N b ( C，N )的析出反應，且於析出A 1 N以前之加工軋製 時進行Nb(C，N)的析出。於是，經由含有0.1%以上之A1， 若於Nb(C，N)析出前析出A1N，則在PFZ的形成上可有效促 進N b C的析出。 圖1中，示出YS、r值、η值與sol. A1量之關係。 圖 1 之結果為將 C ·· 0 . 0 0 6 0 %、S i : 0 - 0 · 4 5 %、Μ η : 1. 5 - 2 %、 Ρ : 0 . 0 2 °/〇 ^ S : 0 . 0 0 2 % > Ν : 0 . 0 0 3 % ^ Β : 0 . 0 0 0 5 % ^ N b : 0 . 1 1 °/〇 ^ s ο 1 . A 1 : 0 . 0 1 - 1 . 7 %之鋼熔製作成扁胚後，將此扁胚於1 1 5 0 °C和1 2 5 0 °C中加熱後，於7區域以板厚3 m m熱軋，於5 6 0 °C捲繞，再以板厚0 . 8 mm冷軋，於8 2 0 °C進行8 0秒的退火 製造冷軋鋼板，測定YS、r值、η值而求出。另外，預先 求出之Si、Mn、sol.Al每1°/。之TS上升量分別為86MPa、 33MPa、32. 5MPa，由此調整S i、Μη、A1量，令TS大致定 為 440MPa。具體而言，[Si]+[Mn]/2.6+[sol.Al]/2.6 為 1.25%。此處，[M]表示元素Μ之含量（質量％)。 又，作為比較，將 C : 0 · 0 0 2 0 %、S i : 0 . 7 5 %、Μ η : 2 %、 Ρ : 0 . 0 2 %、S : 0 . 0 0 2 % > Ν : 0 . 0 0 3 °/〇 > Β : 0 . 0 0 0 5 °/〇 ^ N b : 0 · 0 1 5 ◦/〇、 T i : 0 . 0 3 %之鋼熔製，並於同樣條件下所製造之習知的極低 碳冷軋鋼板的YS、r值、η值亦合併示出。 可知C量為0 . 0 0 4 %以上、N b為0 · 0 3 %以上的冷軋鋼板， 相較於習知之極低碳冷軋鋼板，可取得低Y S、高η值和r 值。尤其若sol.Al量為0.卜1.5%，則YS為270MPa以下、 12 312XP/發明說明書(補件)/94-03/93137337 1291494 η丨-丨〇為Ο . 2 Ο以上。又，若s〇1 · A 1量為Ο . 2 - Ο . 6 %，則在扁 胚加熱溫度為1 2 5 0 °C 、1 1 5 0 °C之任一種情況中均令Υ S更 加降低至2 6 0 Μ P a以下。另外，肥粒鐵粒與s ο 1 . A 1量為0 . 1 % 以下之情況同樣，十分微細。 另外，s ο 1 . A 1量未滿0 . 1 %時，察見許多阻礙P F Z形成之 直徑50nm以上的粗大Nb(C，N)，相對地，於sol.Al量為 0 . 1 - 1 . 5 %之範圍中，此粗大 N b ( C , N )以平均面積密度計， 大幅減少至0 - 7 . 0 X 1 (Γ 2個/ // m 2，可知促進P F Z的形成。 若s ο 1 . A 1量為0 , 1 %以上則 r值大為提高之原因雖不明 確，但認為係因A 1本身對於冷軋時之變形帶的生成行為或 微量殘存之固溶C等造成的其種影響。 S i : S i為經由固熔強化令強度上升的元素，可視需要添 加。但是，其量若超過1 . 5 %則導致延拉性和耐二次加工脆 性惡化、Y S上升，故S i量定為1 . 5 %以下。另外，S i之添 加導致冷軋鋼板之化成處理性的惡化，溶融錄鋅鋼板之外 觀不良，故S i量最好為0. 5 %以下。另外，強度之上升以 S i量定為0 . 0 0 3 %以上為佳。 Μ η : Μ η與S i同樣為經由固熔強化而令強度上升的元素， 且為防止紅熱脆性之元素，故可視需要添加。但是，其量 若超過3 %則導致延展性降低、Y S上升，故Μ η量定為3 %以 下。另外，於鍍鋅鋼板中，為了取得良好的鍍層外觀，最 好令Μ η量為2 %以下。另外，強度之上升以Μ η壹定為0 . 1 °/〇 以上為佳。 Ρ : Ρ為強化鋼的有效元素。但是，其過量添加會導致耐 13 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-03/93 ] 37337 1291494 二次加工脆性和延展性的惡化、Y S之上升，故 P量定為 0 . 1 5 %以下。又，於鍍鋅鋼板中，合金化處理性顯著惡化， 導致鍍層之密合不良，故期望P量為0 . 1 %以下。另外，強 度之上升以P量定為0 . 0 1 %以上為佳。 S : S以硫化物型式存在於鋼中。其量若過量含有，則導 致延展性的惡化，故 S 量定為 0. 0 2 %以下。由除垢除銹 (descaling)性之觀點而言，期望S量為0.004%以上，又， 由延展性之觀點而言則期望S量為0 · 0 1 %以下。 N : N必須經由上述之0 . 1 - 1 . 5 %的s ο 1 · A 1完全以A 1 N型式 析出，故N量定為0 · 0 0 7 %以下。又，N量愈少愈佳，但以 目前的製鋼技術不可能未滿0 . 0 0 1 %，故為0 · 0 0 1 %以上。 另外，殘餘部分為Fe及不可避免的雜質。 除 了以上之元素，根據下列理由，最好含有 B : 0. 0 0 0 1 - 0. 0 0 3 % ' C U: 0. 5 % 以下、N i :0 . 5 % 以下、Μ 〇 : 0. 3 % 以下、C r : 0 · 5 % 以下、T i : 0 · 0 4 % 以下、S b : 0 · 2 % 以下、S η : 0 · 2 % 以下之群組中選出之至少一種元素。 Β .·為了提高耐二次加工脆性，令Β量為 0 . 0 0 0 1 %以上為 有效果的。但是，其量若超過0 . 0 0 3 %則此效果小，並導致 軋製負荷的增大，故Β量定為0 . 0 0 0 1 - 0 . 0 0 3 %。 C u、N i、Μ 〇、C r :為了提高強度、提高而ί二次加工脆性、 提高r值，可以Cu量0,5%以下、Ni量0.5%以下、Mo量 0 . 3 %以下、C r量0 . 5 %以下之範圍添加。但是，C u、C r、N i 不僅為昂貴的元素，且若超過 0 . 5 %則表面品質惡化。Μ 〇 不會令耐二次加工脆性惡化且可上升強度，但若超過〇 . 3 % 14 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-03/93137337 1291494 則Y S增加。另夕卜，添力口 C u、C r、N i時，任一者份量均以 Ο . Ο 3 %以上為佳。又，添加Μ 〇時，Μ 〇量以Ο · Ο 5 %以上為佳。 更且，添力口 C u時，N i與C u等量含有為佳。 T i ·.為了提高r值，可在0 . 0 4 %以下之範圍添加T i量。 但是，其量若超過0 . 0 4 %則粗大之含T i析出物增加且導致 強度降低，且一部分的 A 1 N被取代成含T i析出物，阻礙 Y S的降低。另外，添加T i時，令丁 i量為0 . 0 0 5 %以上為佳。 S b、S η :為了提高鍍鋅鋼板的鍍膜外觀、鍍層密合性、耐 疲勞特性、深拉伸部的韌性等，令S b量為0 . 2 %以下、S η 量為 0.2%以下之範圍、且以滿足 0.002g[Sb] + l/ 2x[Sn] S 0 · 2之方式添加為有效果的。此處，[S b ]與[S η ]分別表 示S b與S η的含量（質量％)。經由S b、S η的添加，可防止 扁胚加熱時，熱軋後之捲繞時、以CAL或CGL退火時、及 於附加之中間退火時的表層氮化和氧化，故可抑制鍍層不 勻，並且改善鍍層密合性。又，因為可防止鍍浴中之鋅氧 化物的附著，故亦提高鍍層外觀。但是，其量若超過0 . 2 %， 則S b、S η本身令鑛層密合性惡化，且勃性亦降低。 3. 製造方法 本發明之高強度冷軋鋼板可經由具有令本發明範圍之 成分組成的扁鋼胚以滿足下述式（3 )及（4 )之加熱溫度 S R Τ 予以加熱後熱軋作成熱軋鋼板的步驟；和將熱軋鋼板酸 洗、冷軋後，以再結晶溫度以上之肥粒鐵單相所構成之溫 度區域予以退火的步驟之製造方法進行製造： S R Τ ^ 1 3 5 0 °C …（3 ) 15
3 ] 2XP/發明說明書(補件)/94-03/93137337 1291494 1050°C S SRTS { 77 0 + ( [sol. Α1]-0· 085 )°·24χ8 2 0 } °C ··· (4) 此處，[s ο 1 · A 1 ]表示s o 1 . A 1的含量（質量％ )。 如圖1所示般，s ο 1 . A 1量為0 . 1 - 0 . 6 %時，於熱軋前令扁 胚之加熱溫度S R T為1 1 5 0 °C時，相較於1 2 5 0 °C之情況，可 取得更低之YS。 於是，使用用以取得圖1結果之上述鋼，改變SRT製作 冷軋鋼，觀察S R T、s〇1 . A 1量與Y S的關係。 如圖 2 所示般，可知若 3〇1.八1:0.1-0.6%且81?丁$ { 7 7 0 + ( [ s ο 1 . A 1 ] - 0 . 0 8 5 ) ° · 2 4 X 8 2 0 } °C ，則可取得 2 6 0 Μ P a 以 下之更低的Y S。認為其經由控制S R T抑制A 1 N之溶解，則 可完全抑制熱軋時 N b ( C，N )的析出。又，此時取得粒徑為 1 0 // m以下的微細肥粒鐵粒。 S R T未滿1 0 5 0 °C則軋製負荷變高且生產效率降低，若超 過1 3 5 0 °C則表面氧化顯著且表面品質惡化，故必須令S R T S 1350 °C 且 1050 °C S SRTS {770 + ([sol.Al]-0·085)°·24χ 8 2 0 Γ。。 為了賦予優良的表面品質，最好不僅對於扁胚加熱時生 成的一次銹垢、對於熱軋時所生成的二次錄垢亦可充分除 去。另外，於熱軋時，亦可以加熱棒等進行加熱。 熱軋後之捲繞溫度對於PFZ的形成和r值造成影響。為 了更有效形成 P F Z，必須析出微細的 N b C，為了取得高 r 值則必須充分減低固溶C。因此，捲繞溫度以4 8 0 - 7 0 0 °C為 佳，且以5 0 0 - 6 0 0 °C更佳。 冷軋時的冷軋率愈高愈佳，但若超過 8 5 %則軋製負荷變 16 3 ] 2XP/發明說明書(補件)/94-03/93 ] 37337 1291494 高且生產性降低，故以8 5 %以下為佳。 退火溫度愈高則愈促進粒界附近之N b C的粗大化，可取 得更低之Y S、更高之η值，故以8 2 0 °C以上為佳。退火溫 度為未滿再結晶溫度之情況，無法取得充分低的Y S和高η 值，故退火溫度至少必須為再結晶溫度以上。但，若超過 Ac 1變態點，則生成沃斯田鐵，經由其後變態為肥粒鐵而 顯著細粒化且Y R變高，故退火溫度必須為A c 1變態點以下 之肥粒鐵單相的溫度區域。 退火時間愈長則粒界移動愈顯著且促進P F Z的生成，故 期望採取4 0秒鐘以上之均熱時間。 退火後之冷軋鋼板，亦可經由電鍍或熔融鍍敷作成鍍鋅 系鋼板。鍍敷後亦可取得同樣的成形性。鋅系鍍層可列舉 純鋅鍍層、合金化鍍鋅（鍍鋅後進行合金化加熱處理的鍵 鋅）、鋅-鎳合金鍍層等。又，鍍敷後施以有機皮膜處理亦 可取得同樣的成形性。 (實施例1 ) 將表1所示成分之鋼A-V熔製後，連續鑄造230mm厚之 扁胚。將此扁胚於1 0 9 0 - 1 3 2 5 °C中加熱後，以表2所示之 熱軋條件予以熱乳，作成板厚3. 2 m m的熱乳板。將此熱軋 板予以冷軋，作成板厚0 . 8 m m的冷軋板，接著以表2所示 之退火條件以連續退火生產線（CAL)、熔融鍍鋅生產線 (CGL)、箱退火（BAF)進行退火，且進行伸長率0· 5%之調質 軋製，製作試料1 - 2 7。 C G L中，退火後以4 6 0 °C進行熔融鍍鋅處理，且立即以線 17 312XP/發明說明書(補件)/94-03/93137337 1291494 内合金化處理爐於 5 0 0 °C中加熱進行鍍層的合金化處理。 此時之鍍層表觀量為每單面45g/m2。 由製作之試料由軋製方向、相對於軋製方向之 4 5 °方 向、相對於軋製方向之9 0 °方向採集J I S 5號試驗片，並 進行拉伸試驗，由下式求出Y S、η 1 -1。、r值、T S之特性平 均值。 特性 V 之平均值= ([V0] + 2[V45] + [V90])/4 此處，[V 0 ]表示鋼板軋製方向之特性V值、[V 4 5 ]表示對 於鋼板軋製方向45°方向之特性V值、[V90]表示相對於鋼 板軋製方向之9 0 °方向的特性V值。 又，將肥粒鐵粒之結晶粒徑，於軋製方向平行之板厚截 面根據J I S切斷法測定軋製方向、板厚方向、軋製方向4 5 ° 方向的粒徑，並以其平均值求出。關於N b C和N b ( C，N )之 大小和平均面積密度係根據上述方法求出。 結果示於表2。 本發明例之試料1-19中，均取得2 7 0 MPa以下之YS、0. 20 以上之ηι-ι〇。又，r值為高至1.8以上。尤其，於sol.Al 為 0 . 1 - 0 . 6 %之範圍中，在扁胚加熱溫度被適切化的試料 2-6、9 -11、15 -17、19 中，可得 260MPa 以下之 YS。另外， 本發明例中，阻礙PFZ形成之直徑50nm以上之粗大Nb(C，N) 的平均面積密度均為 7. 0 X 1 (Γ2個/ // m2以下，於粒界部分 形成具有〇.2-2.4//m寬度的PFZ。 另一方面，比較例之試料2 0 - 2 7中，由於直徑5 0 n m以 上之粗大Nb(C，N)的平均面積密度、PFZ任一者均未滿足， 18 312XP/發明說明書(補件)/94-03/93137337 1291494 故Y S高且η值低。即，s ο 1 . A 1量少之試料2 0中，Y S超過 2 7 0 Μ P a，n值未滿◦ . 2 0，r值未滿1 . 8。於s〇1 · A 1為過剩 添加之試料2 1中，Y S超過2 7 0 Μ P a，n值未滿0 . 2 0。又，C、 S i、Μ η、P在本發明範圍外的試料2 3、2 4、2 5、2 6中，Y S 大幅超過2 7 0 Μ P a、N b在本發明範圍外的試料2 7為Y S大幅 超過270MPa，且η值低至未滿0.20，r值亦大幅降低。 相當於習知之極低碳高強度冷軋鋼板的試料 2 2，Y S大 幅超過270MPa，且η值未滿0.20。 另外，本發明例之試料1 - 1 9的肥粒鐵粒徑均為未滿1 0 // m，比習知例之試料2 2的肥粒鐵粒徑1 1 . 4 // m更微細。 因此，本發明例之試料1 - 1 9之耐表面粗糙性和耐二次加工 脆性均優良。 19 3] 2XP/發明說明書(補件)/94-03/93137337 1291494 orsl (％ί 5 備註 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍内 發明範圍外 發明範圍外 發明範圍外 發明範圍外 發明範圍外 發明範圍外 發明範圍外 發明範圍外 Nb/C τ—Η CD r—( r-H CS3 ◦ CO <NI 〇0 τ-Η 卜 τ-Η 寸 Τ—< CO r-H cz> οα CNI CNI CD r-H CD r-H 卜 ΤΓ—ί r-H ο CNI 卜 r-H 〇> CD τ—Η CO ψ H LO r-H 卜 ο 其他 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 Cu:0.2, Ni:0.2 τ—H C=) o •rH E-h CO o o s 01，Sn ·· 0· 003 1 1 1 1 1 1 1 1 oi CD Sb:0. PQ 1 1 1 1 1 1 1 1 1 0.0002 oo ◦ ◦ CO 〇> ο 1 1 1 1 1 1 1 1 o O CD ο LO ο τ—Η r-H 103 oo CD 〇 LO 卜 075 130 CO ο CNJ CO ◦ τ^Η OO ο 寸 ο 102 099 ,103 r—Η CD .105 寸 οα ◦ CD .070 • 070 • 065 寸 CNI ο Ο O CD ◦ 〇 ¢-) ο ο ◦ CD ◦ CD ◦ 之 3. 0026 1 0023 1 0022 i 0.0014' CD (Nl 〇 0. 0026 0. 0025 0016 CO o 寸 CO ο 寸 CNI ◦ 0021 oa CNI o ο ,0029 oo CNJ CZ) LO CNI CD LO CNI ◦ LO CNI C oa CNI CD 0.0024 0.0020 CD c 〇) c? C5 O CZ5 r-H < % ·Η Ο w <ΝΙ <=5 〇〇 <N1 c=> LO 〇> 1.20 * r—H <NI c r-H CNJ 〇 LO Ο LO CO ο CO c=> CNI LO CD τ—H LO CD CD 完 O ◦ CO ο LO 〇 o 1. 62 CO CD CO (Nl 〇 LO τ—H cz> oo o LO CNI CD 00 ).003 ).005 3. 002 D. 002 r—H CD 0. 004 0. 003 0. 006 l〇. 004 |〇. 004| 0. 005 0. 005 r-H ◦ o 0. 005 0. 005 0. 005 0. 008 0. 006 0. 002 0. 004 r—H <=> CD i 0.004 Oh )· 052 ( ).050 ( ).037 ( 3. 022 1 0. 013 1 0. 045 0. 035 0. 068 0. 057 r-H S o 0. 042 r—H LO CD 0. 047 0. 050 0. 042 0. 005 0. 044 0. 040 0. 005 0. 010 〇> CO cz> 0. 060 Sm/ 卜 ^-Η CO r-H CO 1—1 CO r-H LO 00 〇 CD t—Η (Nl 11 CO CD CO r—4 CO r-H 寸 τ—i CO τ—H 卜 r-H CD r—H 05 T—i 04 oo r—4 CO o LTD CO 卜 卜 r-H • rH CO 卜 CD 卜 CO T·—·< o ◦ r—1 o D. 003 1 LO 〇 〇 CO ο LO CM o CD 1—H CD m (Nl c=> LO 03 〇 oo C3 oo c oo ◦ LO (Nl C=> ◦ ◦ LO 03 〇 。 t—< T-H o o LO r-H ◦ o 1. 0065 ).0067 ).0064 3. 0064 D. 0043 ! 0. 0055 0. 0097 0. 0040 0.0155 0.0052 0.0055 0.0068 0.0080 0.0077 0. 0067 0.0067 0-0018 0.0250 0.0055 0.005C 0.005C 0. 004i 塚 PQ o ο tn ►-H 5 o 〇» CO e-* t=> r-epelrn6/s46/ff}ii)_^^^^/<lxne 1291494 備言主 ¥ φ ¥ 明例 要’ φ 要· l -£ -£ 1 1 ]tb較例 丨比較例丨 比車交例 御 樂 V0 1¾ -M 1 0.049 ; 0.000 0.005 0.020 0.000 0.006 0.029 1 0.030 0.012 0.010 0.006 0.040 ! 0.008 1 0.010 0.027 0.014 0.000 0.000 0.008 0.116 0.045 0.010 0.064 0.042 0.055 0.053 0.012 平Z之寬度E (μπ〇 LO CO ◦· LO LO 〇· 0.58 g CD 0.60 0.75 CD 0.39 1.30 0.50 CD 1 0.25 CO ο οα CO CZ5 LO o 3 CD 0.49 0.38 οα d 0.22 ◦ ο O g CD ΟΙ ◦· ΟΙ 粒徑Ϊ 03 卜*· LO 卜· CO 卜· r—< 卜· CO CD CD CD CO 卜· 卜· ◦ oo oo 卜· LO CD cd s CNI cd CJ^ cd 卜 cd 卜· LO CD CD 卜· 卜 in 卜· 11.4 CO cd OO 卜· oo CO 卜· 10.0 灌 Μ 寸 寸 CO 寸 寸 豸 <ΝΙ 寸 CO cr> cn> CQ cn> CO 寸 3 CD 寸 LO 寸 CO 寸 寸 oo LO OO 呀 CNI OO 3 u oo OO oo CO oo CO oo CO OO OO § oo 55 r»H CO 03 r-H 1.90 s 2.11 σϊ 1.94 1.90 CO r*H CO r—H LO r-H 1.62 OO CO Oi r-H )h2[ Πι-ιο ： 3.202 0.216 0.212 0.211 0.215 0.213 0.207 S CNI Ο 0.219 c— 〇3 d 2 c=> 0.211 οα 〇· 10.200 g CNI d 0.210 守 τ—< CNI <〇 O 3 。’ CO cn> r-H d oa s cz> 0.181 0.190 CyJ ① ττ-Η CD |0.135 r-H CD 0.16( 安s S CM S? (NI LO oa S <NI LO LO oa LO (ΝΪ CO (Nl ⑦ CO CNI CD S CNI oo 2 CNl s § 03 oo m 03 cn> LO CNI LO CNI S <NI 05 LO CM Oi <NI CO oa CNI CO CNI S CO CO C5 <N1 CO 奪 1 ㈣ 主產線, g PQ OO OO oo OO LO cr> oo s oo c=> CO oo OO LO CO oo LO LO OO <=> s oo i OO CD LO OO LO in oo CD L〇 OO s oo LO LO OO OO oo OO S oo OO OO oo oo 熱軋條件1 /-N δβ § LO § LO s LO § LO cz> CD 寸 § LTD C3 CO LO CD CNI CO CZ5 OO LO <〇 〇> LO <=> s LO § LO LO CD oo LO o CO LO Q CO C3> OO LO CD CO LO CD CD LO CD § LO c=> CO LO g LO CD CO LO § LO So 00〇 1100 1090 12301 1280] 1230Ϊ urn 另 CV3 1220 s c^a 1230 1230 1200 1220 11230 另 12201 1250 1250 1220 1220 1230 1230 1220 1220 1220 122C CO (ΝΪ r—H < 1 [770+([sol. 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