TWI307721B

TWI307721B -

Info

Publication number: TWI307721B
Application number: TW094110204A
Authority: TW
Inventors: Taro Kizu; Kaneharu Okuda; Toshiaki Urabe; Hiromi Yoshida; Yoshihiro Hosoya
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2004-03-31
Filing date: 2005-03-31
Publication date: 2009-03-21
Also published as: EP1731626B1; AU2005227556B2; US20080118390A1; CA2546003A1; EP1731626A4; KR100881048B1; WO2005095663A1; KR20060134030A; AU2005227556A1; TW200604347A; EP1731626A1

Description

1307721 九、發明說明：【發明所屬之技術領域】本發明主要係關於適用於汽車車體用的高剛性高強度薄鋼板及其製造方法。另外，本發明的高剛性高強度薄鋼板係廣泛的適用於汽車的中柱、搖桿（r 〇 c k e r )、側框架、橫架（c r o s s m e m b e r )等，剛性的板厚敏感性指數接近1的圓柱狀構造用構件，且需要剛性的用途方面。【先前技術】

近年，承受對地球環保問題的關懷意識高漲，對汽車亦實施排氣規範等，汽車車體的輕量化已為極重要的課題。因而，藉由鋼板的高強度化而減少板厚，對車體的輕量化將屬有效的方法。另一方面，最近隨鋼板高強度化明顯進步的結果，使用板厚低於2 . 0 m m薄鋼板的情況已增加，甚至為能利用高強度化達輕量化，同時抑制因薄壁化所造成的零件剛性降低情況將屬不可或缺的事項。此種因鋼板薄壁化所造成的零件剛性降低問題，在拉伸強度5 9 0 Μ P a以上的鋼板將較明顯化，特別在7 0 0 Μ P a以上的鋼板方面，此問題將更為嚴重。一般在提高零件剛性方面，雖諸如變更零件形狀、或對未施行點熔接的零件增加熔接點、或切換雷射熔接等改變熔接條件方式均屬有效的方法，但是當使用為汽車用零件的情況時，在汽車内有限的空間内施行零件形狀變更實非容易，況且變更熔接條件亦將衍生成本增加等問題。在此，就在不要變更零件形狀或熔接條件的前提下，提 5 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204

1307721 高零件剛性方面，提高零件所使用構件楊氏模 Modulus)將屬有效方法。一般而言，零件形狀或溶接條件相同的零構件的揚氏模數與零件的截面二次彎矩（s e c' secondary moment)乘積戶斤表示，而截面二次料板厚設為t時，將可依近似比例於1; λ而表入係指板厚敏感性指數，隨零件形狀而異將| 值。例如當如汽車面板零件之類形成單板形用接近3的數值，當如構造零件之類的圓柱用接近1的數值。所以，當如零件的λ為3時，為能在等效的情況下將板厚減少1 0 %，便必須將構件的才 3 7 %，而當零件的；I為1時，為將板厚減少1 氏模數提升1 1 %的話便可。換句話說，當如圓柱零件之類λ接近1之時，為達輕量化，提高鋼板本身揚氏模數將方法，特別係高強度且板厚較薄的鋼板，將的高楊氏模數化。在此，一般已知楊氏模數將由集合組織而將朝原子最密方向提高。所以，在利用輥施理的鋼鐵製程中，在為使體心立方晶格的鋼利方位發展方面，就使{ 1 1 2 }< 1 1 0 >發展將屬藉此便可提高軋延方向與直角方向的楊氏模因而自習知起便有針對利用控制集合組織 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-09/94110204 數（Young’ s 件剛性，係依 t i ο n a 1 彎矩係當將材 :示。其中，採用1 ~ 3的數狀時，λ便採狀時，λ便採保持零件剛性易氏模數提升 0%，只要將楊零件的情況屬非常有效的強烈期望鋼板大幅左右著，行軋延與熱處楊氏模數朝有有效的方法，數。，而提高楊氏 1307721 模數之鋼板的各種探討。例如專利文獻1便有揭示採用在極低碳鋼中添加Nb或 T i的鋼，在熱軋步驟中將A r 3〜（A r 3 + 1 5 0 °C )的輥壓率 (rollingreduction)設定在85%以上，而促進由未再結晶沃斯田鐵所產生的肥粒鐵變態情況，而將熱軋板階段的肥粒鐵集合組織形成{ 3 1 1 } < 0 1 1 >與{ 3 3 2 } < 1 1 3 > ，並以此為初期方位施行冷軋、再結晶退火，而形成以{ 2 1 1 }< 0 1 1 >為主方位，藉此便提高軋延方向與直角方向楊氏模數的技術。

再者，專利文獻2則有揭示在C量0 . 0 2〜0 . 1 5 %的低碳鋼中添加N b、Μ ο、B，並將A r 3〜9 5 0 °C下的輥壓率設為5 0 %以上，就此使{ 2 1 1 }< 0 1 1 >發展，而提高楊氏模數之熱軋鋼板之製造方法。又，在專利文獻3中則有揭示在C量0. 0 5 %以下的低碳鋼中添加N b，並將精軋開始溫度設定在9 5 0 °C以下，且將精軋結束溫度設為（A r 3 - 5 0 °C )〜（A r 3 + 1 0 0 °C )，而抑制使楊氏模數降低的{ 1 0 0丨發展，藉此而施行高剛性熱軋鋼板之製造方法。此外尚有在專利文獻4中揭示於C量0. 0 5 %以下的低碳鋼中添加S i與A1，而提高A r 3變態點，藉由在熱軋中將 A r 3變態點以下的輥壓率設為6 0 %以上，而提高軋延方向與直角方向楊氏模數的熱軋鋼板之製造方法。專利文獻1 :日本專利特開平5 - 2 5 5 8 0 4號公報專利文獻2 :日本專利特開平8 - 3 1 1 5 4 1號公報專利文獻3 :日本專利特開平5 - 2 4 7 5 3 0號公報 7 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 1307721 專利文獻4 :曰本專利特開平9 - 5 3 1 1 8號公報【發明内容】 (發明所欲解決之問題）但是，上述技術具有下述問題。換句話說，在專利文獻1所揭示的技術方面，藉由使用 C量0 . 0 1 %以下的極低碳鋼而控制著集合組織，並提高鋼板揚氏模數，但是若盡力將拉伸強度降低至450MPa程度，在企圖利用此技術達高強度化方面便將出現問題。

再者，在專利文獻2所揭示的技術方面，雖C量提高為 0 . 0 2 ~ 0 . 1 5 %將可高強度化，但是因為對象鋼板屬於熱軋鋼板，因而並無法利用冷加工施行集合組織控制，除頗難達更高楊氏模數化之外，亦將出現頗難利用低溫精軋安定的製造板厚低於2 . 0 m m之高強度鋼板的問題。又，專利文獻3所揭示的技術亦是屬於熱軋鋼板的製造技術’將存在有同樣的問題。再者，在專利文獻4所揭示的技術方面，隨肥粒鐵域的軋延之實施，將發生結晶粒粗大化，導致加工性明顯降低的問題。故而，習知技術的鋼板高揚氏模數化係以板厚較厚的熱軋鋼板、或軟質鋼板為對象，但是採用習知技術對板厚 2 . 0 m m以下的薄板高強度鋼板，施行高楊氏模數化時便將較為困難。因而一般將鋼板拉伸強度提高至 5 9 0 Μ P a以上的強化機構，主要有析出強化機構與變態組織強化機構。 8 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 1307721 當強化機構係利用析出強化機構的情況時，雖可在極力抑制鋼板揚氏模數降低的情況下高強度化，但是卻將衍生出下述困難處。換句話說，若使用使如T i或N b等的碳氮化物細微析出之析出強化機構，則在熱軋鋼板方面雖可在熱軋後的捲取時，藉由細微析出而達高強度化，但是在冷軋鋼板方面，則在冷軋後的再結晶退火過程中，將無法避免析出物的粗大化，導致頗難藉由析出強化達高強度化。

再者，當強化機構係利用變態組織強化機構的情況時，將有因變韌鐵相或麻田散鐵相等於低溫變態相中所含應變，而導致鋼板楊氏模數降低的問題。本發明之目的在於解決上述問題而提供兼具拉伸強度 590MPa以上（尤以700MPa以上為佳）高強度，且楊氏模數 225GPa以上（尤以230GPa以上為佳，更以 240GPa以上為佳）高剛性的板厚 2 . 0 m m以下薄鋼板，及其有效的製造方法。 (解決問題之手段）為達上述目的，本發明的主旨内容如下所述： (I ) 一種高剛性高強度薄鋼板，係依質量％計，具有由含 C:0. 02~0. 15%、Si:l. 5%以下、Μη:1· 5~4· 0%、Ρ:0· 05%以下、 S : 0 _ 0 1 % 以下、A I : 1 . 5 % 以下、N : 0 . 0 1 % 以下及

Nb:0.02~0.40%’且C、N及Nb含有量滿足下式（1)及式（2) 的關係式，其餘則實質上為鐵及不可避免之雜質所構成的組成，且組織係以肥粒鐵相為主相，並具有面積率1 %以上的麻田散鐵相，而且拉伸強度在5 9 0 Μ P a以上，揚氏模數在 9 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 1307721 225GPa 以上。 0.01SC+(12/14)xN-(12/92.9)xNbS0.06 …（1) NS (14/92. 9)x(Nb-0. 01 )…（2) (I I ) 一種高剛性高強度薄鋼板，係在上述（I )之高剛性高強度薄鋼板中，除上述組成之外，依質量％計，更含有從 T i : 0 · (Π ~ 0 . 5 0 %及V : 〇 . 〇卜0 . 5 0 %中選擇1種或2種，且滿足將上式（1)取代為下式（3)、將上式（2)取代為下式（4)的關係式。

0.01 ^ C+(12/14)xN*-(12/92. 9)xNb-(12/47. 9)xTi*-(12/50. 9)xV ^ 0_ 06 …（3) (14/92. 9)x(Nb-0. 01 )…（4) 其中，式（3)與（4)中，當 N* 係 N-(14/47.9)xTi>0 時，便設為 N、N-(14/47.9)xTi，當 N-(14/47.9)xTiS0 時，便設為N、0，且在式（3)中，當Ti*係Ti-(47.9/14)xN- (47_9/32.1)xS>0 時，便設為 Ti*=Ti-(47.9/14)xN-(47.9/32.1)xS ’ 當 Ti-(47.9/14)xN-(47.9/32.1)xSS 0 時，便設為T i * = 0。 (I I I ) 一種高剛性高強度薄鋼板，係於上述（1 )或（I I )之高剛性高強度薄鋼板中’除上述組成之外，依質量％計，更含有從 Cr:0·卜 1. 〇%、Ni :〇_ 1Μ. 〇%、μ〇:0· 1Μ· 〇% ' C u : 0 . 1〜2 · 0 %及Β : 0 . 0 〇〇 5 ~ 0 . 0 0 3 0 %中選擇丨種以上。 (I V ) —種高剛性高強度薄鋼板之製造方法，係依質量％計’將含有（：：0_02〜0.15%、51:1.5%以下、仏：1.5~4〇%、 ?:〇.〇5%以下、3:0.01%以下、八1:15%以下、1〇.〇1%以下 312χρ/發明說明書(補件)/94-09/94110204 10 1307721 及Nb:0.02〜0.40%’且C、N及Nb含有量滿足下式（1)與式 (2 )關係式的組成所構成鋼素材，在熱軋步驟中，將9 5 0 °C 以下的總輥壓量設為3 0 %以上，且在A r3〜9 0 0。(：中完成精軋之後’經於6 5 0 °C以下施行捲取、酸洗後，再依5 〇 %以上的輥壓率施行冷軋，然後將5 0 0 °C起的昇溫速度設為1〜4 0 °C / s ’經昇溫至7 8 0 - 9 0 0 °C溫度並均勻加熱後，再依冷卻速度5 °C/s以上的速度施行冷卻至500 t的退火。 0. 01^ C+(12/14)xN-(12/92. 9)xNb^ 0. 06 …（1)

NS (14/92. 9)x(Nb-0. 01 )…（2) (V ) —種高剛性高強度薄鋼板之製造方法，係上述（i v ) 之鋼素材除上述組成之外，依質量％計，更含有從 T i : 0 . 0 1 ~ 0 · 5 0 °/◦及V : 0 . 〇 1〜〇 · 5 0 %中選擇1種或2種，且滿足將上式（1)取代為下式（3)、將上式（2)取代為下式（4)的關係式。 0.01 ^ C+(12/14)xN*-(12/92. 9)xNb-(12/47. 9)xTi*-(12/50. 9)xV ^ 0. 06 …（3) N*S (14/92. 9)x(Nb-0_ 01)…（4) 其中，式（3)與（4)中，當 N*係 N-(14/47.9)xTi>0 時，便設為 N*=N-(14/47.9)xTi，當 N-(14/47.9)xTiS0 時，便設為fT=0，且在式（3)中，當Ti*係當Ti-(47.9/14)xN-(47.9/32. l)xS>0 時，便設為 Ti* = Ti-(47. 9/14)xN-(47.9/32.1)xS，當 Ti-(47.9/14)xN-(47.9/32.1)xSS0 時，便設為Τ Γ = 0。 (V I ) —種高剛性高強度薄鋼板之製造方法，係上述（I v ) 11 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94 ] 10204 1307721 或（v)之鋼素材，除上述组成之外，依質量％計，更含有從 C r : 0 . 1 - 1 . 0 % ' N i : 0 . 1 - 1 . 0 % ' Μ 〇 : 0 . 1 ~ 1 . 0 °/〇 ' C u : 0 . 1 ~ 2 . 0 % 及B : 0 . 0 0 0 5 ~ 0 . 0 0 3 0 %中選擇1種以上。 (發明效果）利用本發明便可提供兼具拉伸強度 5 9 0 Μ P a以上（尤以 700MPa以上為佳）高強度，且楊氏模數225GPa以上（尤以 2 3 0 G P a以上為佳，更以2 4 0 G P a以上為佳）高剛性的薄鋼板。

換句話說，針對經添加Μη與Nb的低碳鋼素材，在熱軋中於 9 5 0 °C以下（尤以 9 0 0 °C以下為佳）（嚴格的說剛好在 A r 3點以上）施行輥壓，將促進未再結晶沃斯田鐵所產生的肥粒鐵變態情況，且藉由搭配後續的冷軋，便可使朝有利於楊氏模數提升的結晶方位發展，再藉由後續退火步驟的加熱速度控制與二相區域中的均句加熱，便可在冷卻過程中生成抑制揚氏模數降低的低溫變態相，且殘留較多有利於楊氏模數提升的肥粒鐵相，藉此便可製得滿足高強度化與兩楊氏核數化二者的薄鋼板*此在工業上將達有效的效果。若更詳細説明，藉由針對經添加 Μη與 Nb的低碳鋼素材，在熱軋中於剛好在 Ar3變態點以上施行輥壓，將增加由{112}〈111〉結晶方位所構成的未再結晶沃斯田鐵組織’ 且在後續的冷卻過程中，藉由促進從{ 1 1 2丨< 1 1 1 >未再結晶沃斯田鐵所進行的肥粒鐵變態，便可使{ 1 1 3 }< 1 1 0 >肥粒鐵方位發展。再者，在捲取、酸洗後的冷軋中，藉由依5 0 %以上的輥 12 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 1307721 壓率施行軋延，便可使{ 1 1 3 }< 1 1 0 >結晶方位旋轉於有利楊氏模數提升的{112}〈110>，並在後續的退火步驟中之昇溫過程中，藉由依1 ~ 4 0 °C / s的加熱速度從5 0 0 °C昇溫至均勻加熱溫度，便將促進具有{ Π 2 }< 1 1 0 >方位肥粒鐵的再結晶，並依部分{ 1 1 2 }< 1 1 0 >未再結晶粒殘留狀態到達二相區域，藉此便可促進從{ 1 1 2 }< 1 1 0 >未再結晶肥粒鐵所進行的沃斯田鐵變態。

又，在均勻加熱後的冷卻時，當沃斯田鐵相變態為肥粒鐵相之際，藉由具有{ 1 1 2 }< 1 1 0 >方位之肥粒鐵粒的粒成長，便將提高楊氏模數，且藉由將經添加Μη而提高淬火性的鋼，依5 °C / s以上速度施行冷卻，便將生成低溫變態相亦可達高強度化。再者，此低溫變態相係從含{ 1 1 2 }< 1 1 0 >方位的肥粒鐵經變態的沃斯田鐵相，利用在冷卻時進行再變態而生成的，因此就連低溫變態相的結晶方位亦可發展{ 1 1 2 }< 1 1 0 >。依此藉由使肥粒鐵相的{ 1 I 2 }< 1 1 0 >發展而提高楊氏模數，且使特別對楊氏模數降低具較大影響的低溫變態相方位增加{ 1 1 2 }< 1 1 0 >，藉此便利用低溫變態相的生成而高強度化，且可大幅抑制因低溫變態相生成所衍生的揚氏模數降低狀況。【實施方式】本發明的高剛性高強度薄鋼板係拉伸強度 5 9 Ο Μ P a以上 (尤以7 Ο Ο Μ P a以上為佳），且楊氏模數2 2 5 G P a以上（尤以 230GPa以上為佳，更以240GPa以上為佳）之板厚2.0mm以 13 312χρ/發明說明書(補件)/94_〇9/94110204 1307721 下的鋼板。另外，本發明對象的鋼板中，除冷軋鋼板之外，尚包括有：含合金化熔融鍍鋅材、或電鍍鋅材等經施行表面處理的鋼板。其次，針對本發明鋼板的成分組成限定理由進行説明。另外，鋼板的成分組成中，元素含有量的單位均為「質量 %」，以下在無特別限制的前提下，僅依「％」表示。 • C : 0. 0 2-0. 15 % '

C係使沃斯田鐵安定化的元素，在冷軋後退火時的冷卻過程中，藉由提高淬火性大幅促進低溫變態相的生成，可對高強度化具頗大作用。此外，在熱軋時，藉由降低 Ar3 變態點，當剛好在 Ar3以上施行軋延之際，便可施行更低溫區域的軋延，藉由促進由未再結晶沃斯田鐵所進行的肥粒鐵變態，便可發展{ 1 1 3 }< 1 1 0 >，並藉由後續的冷軋、退火步驟提升楊氏模數。另外，C係在退火步驟的昇溫階段中，藉由促進冷軋後具有{ 1 1 2 }< 1 1 0 >方位肥粒鐵粒之由未再結晶肥粒鐵所進行的沃斯田鐵變態，亦將對高楊氏模數化具有作用。為能獲得此種效果，C含有量便必須設定在0 . 0 2 %以上，尤以 0 . 0 5 %以上為佳，更以 0 . 0 6 %以上為佳。另外，若 C 含有量多於 0 . 1 5 %，硬質低溫變態相的分率將增加，不僅將造成鋼的極端高強度化，且加工性亦將劣彳匕。而且，大量含有 C，在冷軋後的退火步驟中，將抑制有利高楊氏模數化方位的再結晶。況且，大量含有C亦將導致熔接性惡化。 14 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 .10% .10%

1307721 所以，C含有量便必須設定在 0 . 1 5 %以下，尤以 0 以下為佳。 • S i : 1 · 5 % 以下 S i係在熱軋時，因為將使A r 3變態點上昇，因而當在 Ar3以上施行軋延之際，便將促進加工沃斯田鐵的晶，當含有超過1 . 5 %的大量S i時，便無法獲得高揚數化所必要的結晶方位。此外，添加大量的S i，將使的炼接性劣化，且在熱軋步驟的加熱時，在鋼極表面進鐵撖欖石的生成，而將助長通稱「紅色結垢」的表樣發生。此外，當使用為冷礼鋼板的情況時，表面所的S i氧化物將使化成處理性劣化，而當使用為熔融鍍板的情況時，表面所生成的S i氧化物將誘發無法電鍵況。所以，S i含有量便必須設定在1 . 5 %以下。另外，要表面物性的鋼板或溶融鐘鋅鋼板時，S i含有量最好在0 · 5 %以下。再者，S i係使肥粒鐵安定化的元素，在冷軋後的退驟中，於二相區域均勾加熱後的冷卻過程中，將促進鐵變態，使沃斯田鐵中的C濃化（i n c r a s s a t e )，藉此使沃斯田鐵安定化，可促進低溫變態相的生成。所以合需要將可提高鋼強度，為能獲得此種效果，最好ί 含有量設定在0 . 2 %以上。 • Μη: 1 . 5 ~ 4. 0 % Μ η係本發明重要元素之一。Μ η係在熱軋時，抑制沃斯田鐵的再結晶，且使沃斯田鐵安定化的元素，因 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-〇9/9411 〇2〇4 剛好再結氏模鋼板將促面模生成鋅鋼的情當需設定火步肥粒便將，酉己 f Si 力Π工為將 15 1307721 使 Ar3變態點降低，因而當剛好在 Ar3以上施行軋延時，便可在更低溫區域施行軋延，而且亦具有抑制加工沃斯田鐵再結晶的作用。所以，藉由促進由未再結晶沃斯田鐵所進行的肥粒鐵變態，便可使{ 1 1 3 }< 1 1 0 >發展，藉由後續的冷軋、退火.步驟，便可提升楊氏模數。

再者，屬於沃斯田鐵安定化元素的Μη，在冷軋後的退火步驟中，於昇溫過程時將降低 Ac!變態點，而促進由未再結晶肥粒鐵所進行的沃斯田鐵變態，相關均勻加熱後的冷卻過程中所生成的低溫變態相方位，亦將有利於楊氏模數提升的方位發展，可抑制因低溫變態相生成所衍生的揚氏模數降低狀況。再者，Μη係在退火步驟的均勻加熱退火後之冷卻過程中，提高淬火性，大幅促進低溫變態相的生成，藉此亦將對高強度化具頗大的作用。所以，藉由具有固熔強化元素的作用，亦將對鋼的高強度化具有作用。為能獲得此種效果，Μ η含有量必須設定在1 . 5 %以上。另一方面，含有超過 4.0 %的大量 Μη，在冷軋後的退火步驟中，於昇溫過程時將過度降低 Ac3變態點，導致二相區域中的肥粒鐵相再結晶較為困難，而必須昇溫至 Ac3變態點以上的沃斯田鐵單相區域。所以，並無法使利用加工肥粒鐵再結晶所獲得，使高楊氏模數化有利的{ 1 1 2 }< 1 1 0 > 方位肥粒鐵發展，將導致揚氏模數降低。而且，含有大量的Μ η亦將使鋼板溶接性惡化。所以，Μ η含有量便設定於 4 . 0 %以下，尤以3 . 5 %以下為佳。 16 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-09/94110204

1307721 * P ·· 0 . 0 5 % 以下因為Ρ將偏析於結晶粒界，因而若Ρ含有量超過則不僅鋼板的延性與韌性均將降低，且熔接性亦將此外，當使用為合金化炫融鑛鋅鋼板的情況時，將造成合金化速度遲缓。所以，Ρ含有量便必須設定在以下。另一方面，Ρ係屬於固熔強化元素，為對高有效的元素，且亦是肥粒鐵安定化元素，對促進沃中的C濃化亦具有作用。尚且在添加S i的鋼中，亦制紅色結垢發生的作用。為能獲得此種作用，P含好設定在0 . 0 1 %以上。 • S : 0 . 0 1 % 以下 S係藉由明顯降低熱軋的延性，而誘發熱軋破裂面物性明顯惡化。此外，S不僅對強度毫無助益，屬於雜質元素而形成粗大的 MnS，導致延性與孔擴低。該等問題在S含有量超過0 . 0 1 %時將趨於明顯最好盡力減少。所以，將S含有量設定於0 . 0 1 %以且，就從特別提升孔擴大性的觀點，最好設定於0 . 下。 • A 1 : 1 . 5 % 以下為了鋼之脫氧而添加，屬於對提升鋼潔淨度有素。但是，A 1係屬於肥粒鐵安定化元素，將使鋼纪態點大幅提升，'因此當剛好在 Ar3以上施行軋延時進加工沃斯田鐵的再結晶，而抑制高楊氏模數化所結晶方位發展。此外，隨含有超過1 . 5 %的大量A 1， 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94 ]〗02〇4 0.05%，劣化。因P而 0.05% 強度化斯田鐵具有抑有量最，使表且將因大性降，因此下。而 0 0 5 0/〇以用的元丨A r 3變，將促必要的將使沃 ]7

1307721 斯田鐵單相區域消失，在熱軋步驟中，頗難在沃域中結束軋延。所以，A 1含有量便必須設定在1 . 藉此觀點而言，A1最好越低越好，最好限制於0 . 另外，屬於肥粒鐵生成元素的 A1，在冷軋後的中，於二相區域均勻加熱後的冷卻過程中，將促生成，使沃斯田鐵中的C濃化，藉此便使沃斯田鐵可促進低溫變態相的生成。所以，配合需要將可強度，為能獲得此種效果，A 1含有量最好設定在0

N係屬於在熱軋中將因鋼坯破裂而發生表面瑕元素，若N含有量超過0.01%，則鋼坯破裂、表發生將趨於明顯。所以，N含有量必須設定在0 . • Nb:0. 02-0. 40 %

Nb係本發明中最重要的元素。換句話說，Nb 的精軋步驟中，藉由抑制經加工的沃斯田鐵發生況，促進由未再結晶沃斯田鐵所進行的肥粒鐵變使{ 1 1 3 }< 1 1 0 >發展，便可在後續的冷軋、退火步楊氏模數。此外，在冷軋後的退火步驟中，於昇藉由抑制加工肥粒鐵的再結晶*而促進由未再結所進行的沃斯田鐵變態，相關均勻加熱後的冷卻生成的低溫變態相方位，亦將有利於楊氏模數提發展，可降低因低溫變態相的生成而所衍生的揚低情況。而且，Nb 的細微碳氮化物對強度上昇用。為能具有此種作用，Nb含有量便必須設定在 312XP/發明說明書(補件)/94-〇9/9411 〇2〇4 斯田鐵區 5 %以下， 1%以下。退火步驟進肥粒鐵 1安定化，提高鋼的 .2 %以上。疫的有害面瑕苑的 )1 %以下。係在熱札再結晶情態，藉由驟中提升溫過程中晶肥粒鐵過程中所升的方位氏模數降亦具有作 0 · 0 2 % 以 18 1307721 上，尤以0 . 0 5 %以上為佳。

另一方面，即便含有超過0.40 %的大量Nb，在通常的熱軋步驟中於再加熱時，碳氮化物將無法全部固熔，而將殘留粗大的碳氮化物，因而將無法獲得熱軋步驟的加工沃斯田鐵再結晶抑制效果，以及冷軋後的退火步驟中之加工肥粒鐵再結晶抑制效果。而且，當未經由從連續鑄造先將鋼坯冷卻之後才施行再加熱的步驟，而是在連續鑄造後便直接開始施行熱軋的情況下，即便N b含有超過0 . 4 0 %，仍將無法發現再結晶抑制效果的提升，且亦導致合金成本的增加。所以，N b含有量便設定於0 . 0 2 ~ 0 . 4 0 %，尤以0 . 0 5〜0 . 4 0 % 為佳。再者，本發明的C、N及N b含有量必須滿足下式（1 )與式（2 )所示關係式。 0.01SC+(12/14)xN-(12/92.9)xNbS0.06 …（1) N ^ ( 1 4/92. 9)x(Nb-0. 01 ) ·· (2) 若大量存在碳氮化物的未固定C超過0.06%，冷軋時的應變導入將呈不均勻狀態，且在冷軋後的退火中，因為對高楊氏模數化有利方位的再結晶亦將遭抑制，因此便必須將由（C+(12/14)xN-(12/92.9)xNb)所計算出之屬於碳氮化物的未固定C量設定於0 . 0 6 %以下，尤以0 . 0 5 %以下為佳。另外，在此利用Nb，因為N將較C更優先的固定並析出，因此便可利用（C+(12/14)xN-(12/92.9)xNb)，計算出屬於碳氮化物的未固定C量。反之，若碳氮化物的未固定C未 19 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94 Π 0204 1307721 /¾ 0.01 量將減的南強 (C+(12 ，尤以粗大的為能抑係，限 ® (14/92 另外免之雜含有其更加提需要亦 Mo' Cu • Ti : 0

Ti係用的元的沃斯所進行素。為I 另一方步驟中大的碳_ %，在冷軋後的二相區域之退火中，沃斯田鐵少，冷卻後的麻田散鐵相生成將遭抑制，頗度化。所以，屬於碳氮化物未固定 C /14)xN-(12/92.9)xNb)量，便設定於 0.0 卜( 0 . 0 1〜0 . 0 5 %為佳。此外，因為N係在高溫中 N b之氣化物，因而N b的再結晶抑制效果將制此作用，便必須將 N含有量與N b含有量制於 N S ( 1 4 / 9 2 . 9 ) X ( N b - 0 _ 0 1 )。尤以限制 .9)x(Nb-0.02)為佳。，在該等手段中，所謂「其餘實質上為鐵及質」係指在不損及本發明作用、效果的前提他微量元素，但仍涵蓋於本發明範圍内。此升強度的情況時，除上述化學成分的規範外可添加Ti與V中的1種或2種，或添加從C 及B中所選擇的1種以上成分。 .0 卜 0 . 5 0 % 屬於藉由形成細微碳氮化物，而對強度提升素。此外，在熱軋的精軋步驟中，藉由抑制田鐵發生再結晶情況，而促進由未再結晶沃的肥粒鐵變態，亦屬於對高楊氏模數化具作具有此種作用，T i含有量最好設定在0 . 0 1 面，即便含有超過0.50%的大量Ti，在通常之再加熱時，碳氮化物將無法全部固熔，將氮化物，因而將無法獲得強度提升效果與再中的C 難達鋼量的 ).06% 將析出減少。間的關於 N S 不可避下，雖外，當，配合具有作經加工斯田鐵用的元 %以上。的熱軋殘留粗結晶抑 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 20 1307721 制效果。此外，當未經由從連續鑄造先將鋼坯冷卻之後才施行再加熱的步驟，而是在連續鑄造後便直接開始施行熱軋的情況下，T i含有量超過〇 . 5 0 %的部分對強度提升效果及再結晶抑制效果的作用較小，且亦將導致合金成本的增加°所以，T i含有量最好設定在〇 . 5 〇 %以下，尤以0 . 2 0 0/〇以下為佳。

V係藉由形成細微碳氮化物而對強度提昇具有作用的元素。為能具有此種作用，最好將V含有量設定為〇. 〇 1 %以上。另一方面’即便含有超過〇.5〇 %的大量V，超過0.50% 的部分對強度提升的效果較小，且亦將導致合金成本的增加。所以，V添加量最好設定於〇 . 5 〇 %以下，尤以〇 . 2 0 %以下為佳。再者’本發明中，除Nb之外，當含有Ti及/或V的情況時’ C、N、S、N b、T i及V含有量必須滿足取代上式（1 ) 參改為下式（3 )、取代上式（2 )改為下式（4 )的關係式。 °· 01 g C+(12/14)xN*-(12/92. 9)xNb-( 12/47. 9)xTi*-( 12/50. 9)xV ^ 0. 06 ··· (3) N* S ( 1 4/9 2. 9 )x ( Nb-0. 0 1 )…（4) 其中’式（3)與（4)中，當 N*係 N-(14/47.9)xTi>0 時，便設為 N*=N-(14/47.9)xTi，當 N-(14/47.9)xTiS0 時，便設為N* = 0’且在式（3)中，當Ti*係Ti-(47.9/14)xN- (47.9/32.1)xS>0 時，便設為 Ti^Ti-UT.g/lGxN-HTmS.DxS’ 當 Ti-(47.9/14)xN-(47.9/32.1)xSS0 21 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 1307721 時，便設為τ i、〇。再者，Ν係如上述，在高溫中將析出粗大的Ν b之氮化物，因而將降低N b的再結晶抑制效果。在此當含T i鋼的情況時，因為N將較T i的氮化物優先的固定，因此屬於T i之氮化物之未被固定 N 量的 N*，便必須限制為 N* ‘ (14/92. 9)x(Nb-0. 01 ) 。尤以限制於 N* ^ (14/92. 9)x(Nb-0. 02)為佳。

T i與V係藉由形成碳氮化物，而減少碳氮化物的未被固定C量。而且，因為T i將藉由形成硫化物而被固定，因而為將碳氮化物的未被固定C量設定於0 . 0 1〜0 . 0 6 %，當經添加T i及/或V的情況時，便必須將C + ( 1 2 / 1 4 ) X N * - ( 1 2 / 92.9)xNb-(12/47.9)xTi*-(12/50.9)xV 的數值，設定為 0 · 0 1 〜0 . 0 6 %，尤以 0 . 0 1 〜0 . 0 5 °/。為佳。 • C r : 0 . 1 ~ 1 . 0 %

Cr係藉由抑制雪明碳體的生成而提高淬火性的元素，在退火步驟中，於均勻加熱後的冷卻過程中，將藉由大幅促進低溫變態相的生成，便可對高強度化具大幅作用。而且藉由在熱軋步驟中抑制加工沃斯田鐵的再結晶情況，便促進由未再結晶沃斯田鐵所進行的肥粒鐵變態，使 { 1 1 3 }< 1 1 0 >發展，可在後續的冷軋、退火步驟中提升揚氏模數。為能獲得此種效果，最好含有C r在0 . 1 %以上。另一方面，即便含有超過1.0%的大量Cr，不僅上述效果已達飽和，且合金成本亦將增加，因此C r最好含有1 . 0 %以下。另外，當將本發明的薄鋼板使用為熔融鍍鋅鋼板的情況 22 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 1307721 時，因為表面所生成的 Cr之氧化物將誘發無法電鍍的情況，因此C r最好含有0 . 5 %以下。 • N i : 0 .卜 1 · 0 %

N i係藉由將沃斯田鐵安定化而提高淬火性的元素，在退火步驟的均勻加熱後之冷卻過程中，將藉由大幅促進低溫變態相的生成，便可對高強度化產生大幅作用。而且屬於沃斯田鐵安定化元素的N i，在冷軋後的退火步驟中，於昇溫過程時，將使 Αο變態點降低，促進由未再結晶肥粒鐵所進行的沃斯田鐵變態，相關在均勻加熱後的冷卻過程中所生成的低溫變態相方位，將朝使楊氏模數提升的有利方位發展，可抑制因低溫變態相的生成而所衍生楊氏模數降低的情況。此外，N i係屬於在熱軋時，抑制加工沃斯田鐵的再結晶情況，且使沃斯田鐵安定化的元素，因此當使Ar 3 變態點降低，於剛好在 Ar3以上施行軋延之際，便可在更低溫區域中施行軋延，藉此可更抑制加工沃斯田鐵的再結晶情況，藉由促進由未再結晶沃斯田鐵所進行的肥粒鐵變態，使U 1 3 }< 1 1 0 >發展，可在後續的冷軋、退火步驟中提升楊氏模數。而且，當添加Cu的情況時，於熱軋時，將因熱軋性的降低衍生破裂而誘發表面缺陷，但是藉由複合添加N i，便可抑制表面缺陷的發生。為能獲得此種作用，N i 最好含有0 . 1 %以上。另一方面，含有超過 1.0%的大量 Ni，在冷軋後的退火步驟中，於昇溫過程時，將使 Ac3變態點過度降低，而頗難施行二相區域中的肥粒鐵相之再結晶，故須昇溫至 AC3 23 312XP/發明說明書(補件)/94-09/941 ] 0204 1307721 變態點以上的沃斯田鐵單相區域。所以，並無法使藉由加工肥粒鐵的再結晶所獲得之對雨楊氏板數化有利方位的肥粒鐵發展，將導致揚氏模數降低。況且，合金成本亦將增加，因此N i最好含有1 . 0 %以下。 • Μ 〇 : 0 . 1 ~ 1 . 0 %

Mo係藉由縮小界面的移動度而提高淬火性的元素，在冷軋後的退火步驟之冷卻過程中，藉由大幅促進低溫變態相的生成，便可對高強度化產生頗大作用。而且，可抑制加工沃斯田鐵的再結晶情況，而促進由未再結晶沃斯田鐵所進行的肥粒鐵變態，藉此使{ 1 1 3 }< 1 1 0 >發展，便可在後續的冷軋、退火步驟中提升揚氏模數。為能獲得此種作用， Μ 〇最好含有0 . 1 %以上。另一方面，即便含有超過1 . 0 %的大量Mo，不僅上述效果已達飽和，且合金成本亦將增加，因此Μ 〇最好含有1 . 0 %以下。 • Β : 0· 0 0 0 5 〜0· 0 0 3 0 % Β係藉由抑制從沃斯田鐵相朝肥粒鐵相的變態，而提高淬火性的元素，在冷軋後的退火步驟之冷卻過程中，將大幅促進低溫變態相的生成，可對高強度化產生頗大作用。而且，可抑制加工沃斯田鐵的再結晶情況，藉由促進由未再結晶沃斯田鐵所進行的肥粒鐵變態，而可使{ 1 1 3 }< 1 1 0 > 發展，並可在後續的冷軋、退火步驟中提升楊氏模數。為能獲得此效果，Β最好含有0 . 0 0 0 5 %以上。另一方面，即便含有超過0 . 0 0 3 0 %的過剩Β，因為上述效果已達飽和，因此 Β最好含有0.0030 %以下。 24 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-09/94110204

1307721

Cu係屬於提高淬火性的元素，在冷軋後的退火步驟卻過程中，將藉由大幅促進低溫變態相的生成，便可強度化產生頗大作用。為能獲得此效果，Cu最好含有以上。另一方面，若含有超過2. 0 %的過剩C u，將使熱的延性降低，導致因熱軋時的破裂而誘發表面缺陷情且因Cu所產生的淬火效果也已達飽和，因此Cu最好 2 . 0 %以下。其次，針對本發明組織的限定理由進行説明。本發明的薄鋼板係以肥粒鐵相為主相，且必須具有率1 %以上之麻田散鐵相組織。在此所謂「以肥粒鐵相為主相」係指肥粒鐵相面積 5 0 %以上。肥粒鐵相係應變較少而有利於高楊氏模數化，且延優越，加工性良好，因此組織必須以肥粒鐵相為主相再者，在將鋼板的拉伸強度設定在 5 9 0 MPa以上方必須在主相的肥粒鐵相以外之部分（所謂的「第2相」形成硬質相的低溫變態相並複合組織化。在此雖在低態相中，亦是特別在組織中具有硬質麻田散鐵相，因得目標拉伸強度水準的第2相分率將減少，而肥粒鐵率則將增加，便達成高楊氏模數化，而且亦將提升加J 因此將較為有利，因此麻田散鐵相相對於組織整體的率，必須設定在 1 %以上。而且，為能獲得7 0 0 Μ P a以度方面，麻田散鐵相的面積率最好設定在1 6 %以上。 312χρ/發明說明書(補件)/94-09/94 η 〇2〇4 之冷對高 0.1% 軋時況，含有面積率達性亦〇面， )中，溫變為獲相分 -性，面積上強 25 1307721 本發明的鋼板組織，最好設定為由上述肥粒鐵相與麻田散鐵相所構成的組織，但是變韌鐵相、殘留沃斯田鐵相或珠光體相、雪明碳體相等上述肥粒鐵相與麻田散鐵相以外的相，即便含有面積率1 0 %以下（尤以5 %以下為佳）仍不致有問題發生。換句話說，肥粒鐵相與麻田散鐵相的面積率合計，最好設定在9 0 %以上，尤以9 5 %以上為佳。其次，針對為獲得本發明之高剛性高強度薄鋼板，而所限定的製造條件理由、及較佳製造條件進行説明。

本發明的製造方法中所使用的鋼素材組成，係如同上述鋼板的組成，因此相關鋼素材組成的限定理由便不再贅述。本發明的薄鋼板係依序經由：對具有與上述鋼板組成為相同組成的鋼素材，施行熱乳而形成熱軋板的熱軋步驟；對該熱軋板施行酸洗後，再施行冷軋而形成冷軋板的冷軋步驟；以及對該冷軋板施行再結晶與複合組織化的退火步驟；便可製得。 (熱軋步驟） •精軋：將 9 5 0 °C以下的總輥壓量設定在 3 0 %以上，且在 A r 3 ~ 9 0 0 °C中結束軋延在熱軋步驟的精軋中，藉由於剛好在 Ars變態點以上施行輥壓，便將使由{ 1 1 2丨< 1 1 1 >結晶方位所構成的未再結晶沃斯田鐵組織發展，在後續的冷卻過程中，藉由從 { 1 1 2 }< 1 1 1 >未再結晶沃斯田鐵進行肥粒鐵變態，便可使 { 1 1 3 }< 1 1 0 >的肥粒鐵方位發展。此方位係在後續的冷軋、退火步驟之集合組織形成中，對楊氏模數提升將產生有利 26 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 1307721 的作用。為能獲得此種作用，便必須將 9 5 0 °C以下的總輥壓量（總輥壓率）設定在3 0 %以上，尤以9 0 0 °C以下的總輥壓量設定在3 0 %以上，且必須在A r 3〜9 0 0 °C (尤以A r 3〜8 5 0 °C為佳）的溫度域中結束精軋。 •捲取溫度：6 5 0 °C以下

若精軋後的捲取溫度高於6 5 0 °C ，N b的碳氮化物將粗大化，在冷軋後的退火步驟之昇溫過程中，肥粒鐵的再結晶抑制效果將變小，頗難由未再結晶肥粒鐵變態為沃斯田鐵。結果便無法控制在均勻加熱後的冷卻過程中所變態的低溫變態相方位，造成因這種具有應變的低溫變態相而使楊氏模數大幅降低。所以，精軋後的捲取溫度必須設定在 6 5 0 °C以下。另外，若捲取溫度過於偏低，將生成較多的硬質低溫變態相，造成後續的冷軋將趨於困難，因此最好設定在 400 °C以上。 (冷軋步驟） •酸洗後，施行輥壓率：5 0 %以上的冷軋在熱軋步驟後，為去除鋼板表面所生成的結垢而施行酸洗。酸洗係僅要依常法實施的話便可。然後，再施行冷軋。在此藉由依 5 0 %以上的輥壓率施行冷軋，便可使熱軋鋼板所發展的{ 1 1 3 }< 1 1 0 >方位，朝楊氏模數提升有效的 { 1 1 2丨< 1 1 0 >方位進行旋轉。依此藉由冷軋使{ 1 1 2丨< 1 1 0 >方位發展，藉此在後續退火步驟後的組織亦將提高肥粒鐵中的{ 1 1 2丨< 1 1 0 >方位，且低溫變態相中亦將使{ 1 1 2 }< 1 1 0 >方 27 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 1307721 位發展，因而便可提高楊氏模數。為能獲得此種效果’便必須將冷軋時的輥壓率設定在5 〇 %以上。 (退火步驟）

•從5 0 0 °C起至均勻加熱溫度的升溫速度：l〜40C/s、均勻加熱溫度：7 8 0 ~ 9 0 0 °C 退火步驟的昇溫速度係本發明的重要製程條件。在退火步驟中，於昇溫至形成二相區域的均勻加熱溫度（即 7 8 0 ~ 9 0 0 °C的均勻加熱溫度）為止的過程中，將促進具有 ® { 1 1 2丨< 1 1 0 >方位的肥粒鐵再結晶，且具有{ 1 1 2丨< 1 1 0 >方位的肥粒鐵粒其中一部分，將依未再結晶狀態到達二相區域，便可促進從具有U 1 2丨< 1 1 0 >方位的未再結晶肥粒鐵所進行的沃斯田鐵變態。所以，當均勻加熱後的冷卻時於沃斯田鐵變態為肥粒鐵之際，藉由促進具有{ 1 1 2 }< 1 1 0 >方位的肥粒鐵粒成長，便可提高楊氏模數。而且，當生成低溫變態相而高強度化之際，從含有{ 1 1 2 }< 1 1 0 >方位的肥粒鐵 I所變態的沃斯田鐵相，在冷卻時將再變態，因此即便相關低溫變態相的結晶方位，亦可使{ 1 1 2 }< 1 1 0 >發展。依此藉由使肥粒鐵相的{ 1 1 2 }< 1 1 0 >發展而提高揚氏模數，且特別對楊氏模數降低具較大影響的低溫變態相方位，將增加 { 1 1 2 } < 1 1 〇 >，而抑制低溫變態相的生成，且可抑制因低溫變態相的生成所衍生楊氏模數降低的情況。依此的話，在昇溫過程中，將促進肥粒鐵的再結晶，且為使由未再結晶肥粒鐵進行沃斯田鐵變態，便必須將對再結晶行為具較大影響’而將從5 0 0 °C昇溫至7 8 0 ~ 9 0 0 °C均勻加熱溫度為止的 28 312Xp/發明說明書(補件)/94-09/94110204 1307721 平均昇溫速度設定為1 ~ 4 0°C / s，尤以1 ~ 3 0°C / s為佳。再者，在此之所以將均勻加熱溫度設定為 7 8 0 ~ 9 0 0 °C ，理由係因為若低於 7 8 0 1 ，再結晶便將無法完成，若高於 9 0 0 °C，則沃斯田鐵分率將增加，{ 1 1 2 }< 1 1 0 >方位的肥粒鐵將減少或消失。另外，均勻加熱時間雖無特別限制的需要，但在能生成沃斯田鐵的前提下，最好設定在3 0秒以上，可是若時間過久，便將導致生產效率惡化，因而最好設定為 3 0 0秒以下程度。 ® •均勻加熱後，截至5 0 0 °C為止的冷卻速度：5 °C / s以上在均勻加熱後的冷卻過程中，為高強度化便必須生成含有麻田散鐵相的低溫變態相。因而便必須將均勻加熱後所施行冷卻至5 0 0 °C為止的平均冷卻速度，設定在5 °C / s以

當實施發明之時，熔製配合目的強度水準之化學成分的鋼。熔製方法係可適當使用普通的轉爐法、電爐法等。所熔製的鋼經鑄造為鋼坯之後，便直接原狀（或經冷卻後再加熱）施行熱軋。熱軋係依上述精軋條件施行精軋後，再依上述捲取溫度施行捲取，然後再施行普通的酸洗、冷軋。相關退火係依上述條件施行昇溫，而均勻加熱後的冷卻則可在獲得標的低溫變態相的範圍内提高冷卻速度。然後，當冷軋鋼板的情況時亦可施行過時效處理，當製造熔融鍍鋅鋼板的情況時，亦可在熔融鍍鋅中進行板通過而施行電鍵，此外當製造合金化炫融鍍鋅鋼板的情況時，為施行合金化處理，亦可施行再加熱至5 0 0 °C以上的溫度。 29 312XP/發明說明書(補件)/94-09/941 ] 0204 1307721 (實施例） . 針對本發明實施例進行説明。另外，本發明並不僅限於該等實施例。首先，在實驗室真空熔解爐中熔製表1所示成分的鋼A，並暫時先冷卻至室溫以製得鋼塊（鋼素材）。表1 鋼種成分組成（質量％) 備註 C Si Μη Ρ S A1 N Nb X値 Y値 A 0. 04 0. 2 2.5 0. 02 0. 001 0. 03 0. 002 0. 08 0. 03 0.011 適合鋼 (註）X 値=C+(12/14)xN-(12/92. 9)xNb

Y 値=(14/92. 9)x(Nb-0. 01) 然後，在實驗室中依序施行熱軋、酸洗、冷軋及退火。基本的製造條件如下述。鋼塊係在1 2 5 0 °C中施行1小時加熱之後才開始施行熱軋，並將 9 0 0 °C以下的總輥壓率（即 9 0 0 °C以下的總輥壓量）設為4 0 %，且將最終軋延溫度（相當於精軋結束溫度）設為8 3 0 °C，便可形成板厚：4 . 0 m m的熱軋板。然後，在達6 0 0 °C之後，便置入於6 0 0 °C的爐中並保持 1小時，然後將爐冷卻而模擬捲取條件（相當於捲取溫度 6 0 0 °C )。依此所獲得熱軋板經酸洗，再依 6 0 %輥壓率施行冷軋，而形成板厚：1 . 6 m m之後，再依平均1 0 °C / s昇溫至 5 0 0 °C ，接著再從5 0 0 °C依平均5 °C / s昇溫至8 2 0 °C的均勻加熱溫度。其次，再於8 2 0 °C中施行1 8 0秒鐘的均勻加熱後，依1 0 °C / s的平均冷卻速度施行冷卻至5 0 0 °C，經於5 0 0 °C中保持8 0秒鐘之後，再依空氣冷卻至室溫。另外，本鋼 30 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 1307721 種類及本製造條件中的A r 3變態點係7 3 0 °C 。以上述製造條件為基本條件，在本實驗中更將下述條件個別進行變更。換句話說，除分別將 9 5 0 °C以下的總輥壓率或9 0 0 °C以下的總輥壓率變化為2 0〜6 5 %，將熱軋精軋的最終溫度變化為 7 1 0〜9 2 0 °C ，將捲取溫度變化為 5 0 0 ~ 6 7 0 °C ，將冷軋的輥壓率變化為4 0〜7 5 % (板厚2 · 4〜1 . 0 m m )，將退火時從 5 0 0 °C至均勻加熱溫度（8 2 0 °C )的平均昇溫速度變化為0 . 5〜4 5 °C / s之外，其餘均依基本條件實施實驗。

退火後的樣本係以軋延方向的直角方向為長度方向，裁剪成1 0 m m X 1 2 0 m m的試驗片，然後再施行機械研削與為去除應變而所施行的化學研磨，經精修為板厚：0 . 8 m m之後，便採用橫振動式内部摩擦測量裝置來測量樣本的共振頻率，並計算楊氏模數。此外，關於經施行0 . 5 %調質軋延的板，係朝軋延方向的直角方向裁剪出J I S 5號拉伸試驗片，並供拉伸試驗用。此外，截面組織係經硝酸浸蝕液腐蝕後，再利用掃描式電子顯微鏡（S E Μ )進行觀察，經觀察組織種類並拍攝3 0 // m X 3 0 /z m視野區域的照片三張，經影像處理而測量肥粒鐵相與麻田散鐵相的面積率，針對各相求取平均値，並視為各相的面積率（亦稱「分率」）。結果，依照本發明製造方法的本實驗，基本條件下的機械特性値為楊氏模數 E : 2 4 5 G P a、T S : 8 Ο Ο Μ P a、E 1 : 2 0 %、及肥粒鐵相分率：7 0 %、麻田散鐵相分率 2 5 %，屬於具有優越強度-延性均衡且高楊氏模數的薄鋼板。另外，在上述組織中，除肥粒鐵相與麻田散鐵相之外，其餘則為變韌鐵相、 31 312XP/發明說明書(補件)/94-09,/94110204 1307721 殘留沃斯田鐵相、珠光體相及雪明碳體相中任一者。以下，根據試驗調査結果，採用圖式說明製造條件與楊氏模數間的關係。其中，任一實驗條件均是拉伸強度為 750〜850MPa、肥粒鐵相分率為80~60%、麻田散鐵相分率為 1 7〜4 0 %，且第2相組織係除麻田散鐵相以外的其餘部分，屬於變韌鐵相、殘留沃斯田鐵相、珠光體相及雪明碳體相中任一者。

圖1所示係 9 5 0 °C以下的總輥壓率、與 9 0 0 °C以下的總輥壓率，對揚氏模數所造成的影響。當 9 5 0 °C以下的總輥壓率在屬於本發明申請專利範圍為 3 0 %以上時，楊氏模數顯示出2 2 5 G P a以上的優越數值，且當9 0 0 °C以下的總輥壓率在3 0 %以上時，揚氏模數將顯示出2 4 0 G P a以上的更優越數值。圖2所示係熱軋精軋最終温度對楊氏模數的影響。當此最終温度在本發明申請專利範圍為 A r 3〜9 0 0 °C時，楊氏模數將顯示出 2 2 5 GPa以上的優越數值，且當最終溫度為 A r 3 ~ 8 5 0 °C時，楊氏模數將顯示出2 4 0 G P a以上的更優越數值。圖3所示係捲取溫度對揚氏模數的影響。當捲取溫度屬於本發明申請專利範圍的 6 5 0 °C以下時，揚氏模數將顯示出2 2 5 G P a以上的優越數值。圖4所示係冷軋時的輥壓率對楊氏模數的影響。當上述輥壓率屬於本發明申請專利範圍為 5 0 %以上時，楊氏模數將顯示出2 2 5 G P a以上的優越數值。 32 3 ] 2XP/發明說明書(補件)/94-09/941〗0204 1307721 圖5所示係退火時從 5 0 0 °C昇溫至均勻加熱溫度的8 2 0 °C時的平均昇溫速度，對楊氏模數的影響。當昇溫速度屬於本發明申請專利範圍的1 ~ 4 Ot / s時，楊氏模數將顯示出 225GPa以上的優越數值，且當昇溫速度在1〜30°C/s時，楊氏模數將顯示出24 OGPa以上的更優越數值。

再者，在實驗室真空熔解爐中熔製表2與表3所示成分的鋼B ~ Z及A A〜B F，並依據上述基本條件，依序施行熱軋、酸洗、冷軋及退火。表4與表5係整理經試驗調査所獲得的特性。另外，上述鋼B〜Z與AA~BF的上述製造條件中， A r 3變態點係6 5 0〜7 6 0 °C。此外，表中除肥粒鐵相與麻田散鐵相以外的其餘組織，係變韌鐵相、殘留沃斯田鐵相、珠光體相及雪明碳體相中之任一者。

312XP/發明說明書(補件)/94-09/9411 〇2〇4 33 1307721 表2 成分組成（質量％) 備註網斗里 c Si Μη Ρ S A1 N Nb 其餘成分 X値 N* Y値 B 0. 02 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0.002 0. 07 - 0.01 一 0. 009 適合鋼 C 0. 02 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0.002 0.14 - 0. 00 - 0.020 比較鋼 D 0. 06 0.2 2.5 0. 02 0. 001 0. 03 0.002 0.12 - 0. 05 - 0.017 適合鋼 E 0. 07 0.2 2.5 0. 02 0. 001 0. 03 0.002 0.08 - 0.06 — 0.011 適合鋼 F 0.04 0.2 2.5 0. 02 0. 001 0.03 0.002 0.25 - 0.01 - 0.036 適合鋼 G 0. 06 0.2 2.5 0. 02 0. 001 0.03 0.002 0.35 - 0.02 - 0.051 適合鋼 Η 0. 05 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0.002 0.05 - 0.05 - 0.006 適合鋼 I 0. 05 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0.002 0.04 - 0.05 - 0. 005 適合鋼 J 0.11 0.2 2. 5 0.02 0.001 0.03 0.002 0.30 - 0.07 - 0.044 比較鋼 Κ 0.04 0.2 1.4 0.02 0.001 0.03 0.002 0.08 - 0.03 - 0.011 比較鋼 L 0. 04 0.2 1.5 0.02 0.001 0.03 0.002 0.08 - 0.03 - 0.011 適合鋼 Μ 0.04 0.2 2.0 0.02 0.001 0.03 0.002 0.08 - 0.03 — 0.011 適合鋼 Ν 0.04 0.2 3.5 0.02 0.001 0.03 0.002 0.08 - 0.03 _ 0.011 適合鋼 0 0. 04 0.2 3.7 0.02 0.001 0.03 0.002 0.08 — 0.03 一 0.011 適合鋼 Ρ 0. 02 0.01 2.5 0.01 0.001 0.03 0.002 0. 07 一 0.01 _ 0.009 適合鋼 Q 0.02 1.5 2.5 0.01 0.001 0.03 0.002 0.07 _ 0.01 一 0.009 適合鋼 R 0. 02 0.2 2.5 0.01 0.001 0.5 0.002 0.07 - 0.01 一 0.009 適合鋼 S 0. 02 0.2 2. 5 0.01 0.001 1.0 0.002 0.07 - 0.01 _ 0.009 適合鋼 T 0. 02 0.2 2.5 0. 01 0.001 1.5 0.002 0.07 _ 0.01 一 0.009 適合鋼 U 0. 02 1. 5 2.5 0. 01 0. 001 1.0 0. 002 0. 07 _ 0.01 學 0. 009 適合鋼 V 0. 04 0. 2 2.5 0. 02 0. 001 0. 03 0. 002 0.08 Ti:0.01 0.03 0.000 0.011 適合鋼 W 0. 04 0. 2 2.5 0. 02 0. 001 0. 03 0. 002 0.08 Ti:0.05 0.02 0.000 0. 011 適合鋼 X 0. 07 0.2 2.5 0. 02 0. 001 0. 03 0. 002 0. 08 Ti:0.18 0.02 0. 000 0.011 適合鋼 Y 0. 04 0. 2 2.5 0. 02 0. 001 0. 03 0. 002 0.08 V:0. 05 0.02 0. 002 0.011 適合鋼 Z 0. 08 0. 2 2.5 0. 02 0. 001 0. 03 0. 002 0.08 V:0. 20 0.02 0. 002 0.011 適合鋼 (註）當未添加 Ti 或 V 時 X 値=C+〇2/14)xN-(12/92. 9)xNb

當添加 Ti 或 V 時 X 値=C+(12/14)xN*-(12/92. 9)xNb-(12/47_ 9)xTi*-(12/50. 9)xV Y 値=(14/92.9)x(Nb-0.01) 但是，當 N-(14/47.9)xTi>0 時’便設為 N*=N_(14/47.9)xTi ;當 N-C14/47. 9)xTiS0 時，便設為r=〇當 Ti-(47. 9/14)xN-(47_ 9/32. l)xS>0 時，便設為 Ti*=Ti-(47. 9/14)xN-(47. 9/32. l)xS 當 Ti-(47. 9/14)χΝ-(47· 9/32. l)xS彡0 時，便設為 Ti、〇。 34 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 1307721 表3 鋼種 · ·*· —· C Si Mn 成分組成P if%) 備註 P S A1 N Nb 其餘成分 X値 N* Y値 AA 0, 07 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0.002 n ns Ti:0.10 Ύ:0.10 0 01 n non π nn AB U. U4 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0.002 0 08 Cr:0.1 0 (13 n on AC U. U4 0.2 2.5 n n? 0. 001 0.03 0.002 0.08 Cr:1.0 0.03 - 0. Oil 適 AD 0. 04 0.2 2.5 U. 02 0.001 0.03 0.002 n 〇8 Ni：0.2 n 03 _ 0.011 AK U. U4 0.2 2.5 0.02 0. 001 0.03 0.002 0.08 Ni:1.0 0.03 _ o. on 適 AF U. U4 U. 2 *Λ5 0.02 0. 001 0.03 0.002 0.08 Mo：0.2 n or n nn A(j \m [U.U4 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0.002 n ns Mo: 1.0 n n on 油 0. U4 0.2 2.5 0.02 0.001 0. 03 0.002 n n8 Cu:0.3 0 03 o nn 適 A1 U.U4 U.2 2.5 0.02 0. 001 0.03 〇. 002 0 08 Cu:2 0 n ns 0 Oil AJ U. U4 0.2 2.5 0.02 0.001 0. 03 0.002 n n8 B:0 0010 n 〇3 n nn AJv U.U4 0.2 2.5 0.02 0.001 0. 03 〇 002 n 〇8 B-〇 0030 〇 m 〇 Oil AL U. 04 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0.002 0.08 Cr:0.1 >Ni:0.1 0.03 — 0. Oil 適細 AM 0. 04 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0.002 n 〇8 Cr:0.1、M〇:0 1 〇 03 _ o nn IP- U. U4 O 2.5 〇. 02 0.001 0.03 0.002 0.08 Cr:0.1 >B:0.0010 0.03 一 0. Oil 適 AO 0.04 0.2 2.5 〇. 02 0.001 0. 03 0.002 0.08 Cr:0.1 'Ni:0.1 'Mo:0.1 ' Cu:0.1 'B:0.0010 0.03 - 0. Oil 適 AP 0.06 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0.002 0.08 Γί:0.1 'V:0.05'Cr:0.2' B:0.0010 0.01 0.000 0. Oil 適細 AQ 0. 04 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0.002 0.08 Γΐ:0.05'V:0.02'Cr:0.2' Ni:0.2、M〇:0.1、Cu:0.1、 B-〇 0005 0.01 0.000 0. Oil 適綠 AR 0.13 0.01 2.0 〇. 02 0.001 0. 03 0.003 0.06 Ti:0.15>V:0.10 0.00 0.000 0.008 適細 AS 0.15 0.1 2.1 0.03 0.002 0. 02 0.002 0.03 Ti:0.24'V:0.10 0.06 0.000 0. 003 適細 AT 0.16 0.1 2.2 0.01 0.001 0. 03 0.001 0.09 Ti:0.31 0.07 0.000 0.012 AX 0.06 0.2 3.9 0.01 0.001 0.03 0.002 0. 02 Ti :0.02 0.05 0.000 0.002 AV 0. 07 0.01 4.2 0.02 0.002 0. 05 0.001 0. 05 Ti:0.01 0.06 0.00(] 0.006 比較趣 U. Ub U.U1 ^.3 0.03 η nni 0. 04 0 002 n 〇 002 hhfe部 0. 06 0.01 1.8 0.01 0.001 0. 03 0.001 0.01 - 0.08 — 0.000 比 BB 0. 04 0.01 — 一 1.5 0.01 0.001 0.02 0 003 π n? Ti：0 02 0 04 0 _ n nn? 適 BC 0. 08 0.1 1.9 0.01 0.001 0. 01 0.002 0. 05 Π :0.25 0. 01 0. 00(] 0.006 適雜 BD U. 14 0.1 1.8 0.02 n no? 0.02 0 002 n的 Ti.O 45 0 02 n non 〇 006 BK 0.10 0.1 1.9 0.0] 〇, nni 0.03 0 002 η Π5 V*〇 20 n ns n nnfi 〇 006 KF 0.12 0.01 1.8 0.02 0.002 0. 04 0.001 0.05 V:0.40 0.02 o.ooc 0.006 適雜時 x值=C+(12/14)xN-(12/92. 9)xNb

田♦加11 或V時 X値=C+(12/14)xN*-(12/92. 9)xNb-(12/47. 9)xTi*-(12/50. 9)xV !^=(1以2.9)><⑽-ο.01) 14/47-9)xTi>0^ ' 9)xTi ； tN-(14/47. 9)xTi^〇B^ H卜出· 9/14)xN-(47. 9/32. l)xS>0時，便設為Ti、Ti-(47. 9/14)xN-(47· 9/32. l)xS 當Ti-(47. 9/14)xN-(47. 9/32. l)xSS0時，便設為Ti、0。 35 312XP/發明說明書(補件)/94·09/9411 〇2〇4 1307721 表4

鋼種鋼組織機械特性備註肥粒鐵相分率 (%) 麻田散鐵相分率 (%) TS (MPa) El (%) E (GPa) B 95 4 600 30 252 發明例 C 100 0 530 32 255 比較例 D 50 46 990 15 240 發明例 E 50 55 1060 12 235 發明例 F 75 20 860 18 243 發明例 G 80 19 890 16 242 發明例 Η 70 26 750 21 240 發明例 I 70 25 750 22 235 發明例 J 30 68 1180 10 220 比較例 Κ 90 8 570 30 231 比較例 L 85 12 590 29 241 發明例 Μ 80 17 650 28 242 發明例 Ν 60 35 860 17 242 發明例 0 50 50 890 16 235 發明例 Ρ 98 1 590 30 253 發明例 Q 90 7 630 30 248 發明例 R 94 3 620 29 242 發明例 S 94 3 630 29 241 發明例 T 93 4 640 28 240 發明例 u 92 4 650 27 240 發明例 V 70 25 810 20 246 發明例 w 75 23 780 21 247 發明例 X 73 24 810 19 245 發明例 Y 72 22 800 20 246 發明例 z 68 28 890 15 243 發明例 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94 ] 10204 36 1307721 表5

鋼種鋼組織機械特性備註. 肥粒鐵相分率 (%) 麻田散鐵相分率 (%) TS (MPa) El (%) E (GPa) AA 85 13 780 20 248 發明例 AB 65 30 810 19 245 發明例 AC 60 36 850 17 242 發明例 AD 64 30 810 19 245 發明例 AE 58 37 860 17 241 發明例 AF 65 31 820 18 243 發明例 AG 59 37 870 17 241 發明例 AH 67 29 810 20 243 發明例 AI 60 33 840 17 242 發明例 AJ 60 34 850 17 243 發明例 AK 50 43 900 15 241 發明例 AL 63 34 820 18 242 發明例 AM 61 34 820 18 241 發明例 AN 59 37 860 17 242 發明例 AO 57 38 870 16 240 .發明例 AP 82 15 760 22 248 發明例 AQ 84 13 800 20 247 發明例 AR 70 25 900 15 235 發明例 AS 68 30 950 13 226 發明例 AT 45 55 920 14 213 比較例 AX 60 35 850 16 225 發明例 AY 40 60 1000 13 208 比較例 AZ 75 20 760 21 210 比較例 BA 73 21 770 20 215 比較例 BB 80 18 700 24 226 發明例 BC 70 28 820 17 245 發明例 BD 73 25 920 14 240 發明例 BE 80 20 800 20 241 發明例 BF 70 28 890 17 243 發明例 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204 37 1307721 鋼種C係碳氮化物且未固定C量（X値）小至ο · ο ο %，屬於肥粒鐵相1 Ο Ο %，第二相分率為Ο %，T S小於本發明申請專利範圍。鋼種J係X値高達0. 0 7 %，楊氏模數小於本發 '明申請專利範圍。鋼種K係Μ η含有量為1 . 4 %的較低值，

T S小於本發明申請專利範圍。鋼種A Τ係C量高達0. 1 6 %， X値亦高達 0 . 0 7，因此楊氏模數小於本發明申請專利範圍。鋼種A Y係Μ η量為4 . 2 %的較大值，揚氏模數小於本發明申請專利範圍。鋼種A Ζ係並未含有N b，且鋼種Β Α係N b 量為 0 . 0 1 %的較少值，因此楊氏模數小於本發明申請專利範圍。關於其他鋼種均在本發明的適當範圍内，τ S與楊氏模數均滿足本發明申請專利範圍。 (產業上之可利用性）藉由本發明便可提供兼具拉伸強度 5 9 Ο Μ P a以上之高強度、揚氏模數2 2 5 G P a以上之高剛性的薄鋼板。【圖式簡單說明】圖1為 9 5 0 °C以下與9 0 0 °C以下的總輥壓率對楊氏模數的影響圖。圖2為熱軋精軋最終溫度對揚氏模數的影響圖。圖3為捲取溫度對揚氏模數的影響圖。圖4為冷軋的輥壓率對揚氏模數的影響圖。圖5為退火時從5 0 0 °C昇溫至均勻加熱溫度的平均昇溫速度，對楊氏模數的影響圖。 38 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110204

Claims

1307721 十、申請專利範圍： 1. 一種高剛性高強度薄鋼板，其特徵係具備依質量％計含有 C : 0 · 0 2 〜〇 · 1 5 %、s i : 1 · 5 % 以下、Μ η : 1 . 5 〜4 · 0 %、P : 0 . 0 5 % 以下、S : 0 · 0 1 %以下、a 1 : 1 . 5 %以下、Ν : 0 . 0 1 %以下及 1^:0.02~0.40%’且〇1^及1^含有量滿足下式（1)及式（2) 的關係式’其餘部分則實質上為鐵及不可避免之雜質的組

成’且組織係以肥粒鐵相為主相，並具有面積率1 %以上的麻田散鐵相，而且拉伸強度在5 9 0 Μ P a以上，楊氏模數 (Young’ s Modulus)在 225GPa 以上； 0.01SC+(12/14)xN-(12/92.9)xNbS0.06 …（1) NS (14/92. 9)x(Nb-0. 01 )…（2) 2 ·如申請專利範圍第1項之高剛性高強度薄鋼板，其中’除上述組成之外，進一步依質量。/。計含有從Ti:0. 01 -0.50%及V:0.〇卜0.50 %中選擇之1種或2種，且滿足將上式（1)取代為下式（3)、將上式（2)取代為下式（4)的關係式； 0.01^ C+(12/14)xN*-(12/92. 9)xNb-( 12/47. 9)xTi*-(12/50. 9)xV^ 0· 06 …（3) N* 盍（14/92. 9)x(Nb-0. 01 )…（4) 其中，式（3)與（4)中，當 N* 係 N-(14/47.9)xTi>0 時，便設為 N*=N-(14/47.9)xTi，當 N-(14/47.9)xTiS0 時，便設為NM)，且在式（3)中，當ΤΓ係Ti-(47. 9/14)xN-(47.9/32.1)xS>0 時，便設為 Ti* = Ti-(47.9/14)xN-(47.9/32.1)xS，當 Ti-(47.9/14)xN-(47.9/32.1)xSS0 時，便設為T i ^ = 0。 39 312XP/發明說明書(補件)/94-09/941 ] 0204 1307721 3 .如申請專利範圍第1或2項之兩剛性兩強度薄鋼板1 其中，除上述組成之外，進一步依質量％計含有從Cr:0.卜 1.0%' N i : 0 . 1-1.0% ' Μ 〇 : 0 . 1 ~ 1 .· 0 % ' C u : 0 .卜 2 . 0 % 及 Β:0·0005~0.0030 °/。中選擇之1種以上。

4. 一種高剛性高強度薄鋼板之製造方法，其特徵係將具備依質量％計含有 C : 0 . 0 2 ~ 0 · 1 5 %、S i : 1. 5 % 以下、Μ η : 1 . 5 ~ 4 . 0 %、Ρ : 0 . 0 5 % 以下、S : 0 · 0 1 % 以下、A 1 : 1 . 5 % 以下、Ν : 0 · 0 1 % 以下及Nb:0.02~0.40°/。，且C、N及Nb含有量滿足下式（1) 與式（2 )關係式的組成之鋼素材，在熱軋步驟中，將9 5 0 °C 以下的總輥壓量設為3 0 %以上，且在A r 3〜9 0 0 °C中完成精軋之後，於6 5 0 °C以下施行捲取、酸洗後，再依5 0 %以上的輥壓率施行冷軋，然後將5 0 0 °C起的昇溫速度設為1 ~ 4 0 °C / s，昇溫至7 8 0 ~ 9 0 0 °C之溫度並均勻加熱後，再依冷卻速度5 °C / s以上的速度施行冷卻至5 0 0 °C的退火； 0. 01^ C+(12/14)xN-(12/92. 9)xNb^ 0. 06 …（1) N S (1 4/92. 9)x(Nb-0. 01)…（2) 。 5 ·如申請專利範圍第4項之高剛性高強度薄鋼板之製造方法，其中，上述鋼素材係除上述組成之外，進一步依質量％計含有從T i : 0 . 0 1〜0 . 5 0 %及V : 0 · 0卜0 . 5 0 %中選擇之1 種或2種，且滿足將上式（1)取代為下式（3)、將上式（2) 取代為下式（4 )的關係式； 0.01^ C+(12/14)xN*-( 12/92. 9)xNb-( 1 2/47. 9)xTi*-( 1 2/50. 9)xV^ 0. 06 …（3) 14/92. 9)x(Nb-0. 01 )…（4) 40 312XP/發明說明書(補件)/94-09/9411 〇2〇4 1307721 其中’式（3)與（4)中，當 n*係 N-(14/47.9)xTi>0 時，便設為 N* = N-(14/47. 9)xTi，當 N-(14/47. 9)xTi S 0 時，便設為N* = 0’且在式（3)中，當係Π-(47.9/14)χΝ-(47.9/32.1)xS>〇時，便設為 Ti* = Ti_(47.9/14)xN_ (47.9/32.1)xS’ 當 Ti-(47.9/14)xN-(47.9/32.1)xSS0 時，便設為T i * = 〇。 6.如申請專利範圍第4或5項之高剛性高強度薄鋼板之製造方法’其中’上述鋼素材係除上述組成之外，進一步依質量％計含有從 Cr:〇.l〜1.0%、 Ni:0.1~l.〇%、 1 . 0°/。、Cu : 0·卜2· 0%及 b : 0· 0 0 0 5 ~0· 0 0 3 0 % 中選擇之 1 種以上。

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