TWI312810B

TWI312810B -

Info

Publication number: TWI312810B
Application number: TW094110219A
Authority: TW
Inventors: Taro Kizu; Kaneharu Okuda; Toshiaki Urabe; Hiromi Yoshida; Yoshihiro Hosoya
Original assignee: Jfe Steel Corporatio
Priority date: 2004-03-31
Filing date: 2005-03-31
Publication date: 2009-08-01
Also published as: CA2546009A1; AU2005227564A1; KR20060134029A; TW200604352A; EP1731627A4; WO2005095664A1; KR100881047B1; AU2005227564B2; EP1731627A1; EP1731627B1; US20070144633A1

Description

1312810 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薄鋼板及其製造方法。另外，本發明的高剛性高強板係廣泛的適用於汽車的中柱、搖桿（r 〇 c k e r )、側橫架（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，對實施排氣規範等，汽車車體的輕量化已為極重要的因而，藉由鋼板的高強度化而減少板厚，對車體的將屬有效的方法。另一方面，最近隨鋼板高強度化明顯進步的結果板厚低於2 . 0 m m薄鋼板的情況已增加，甚至為能利度化達輕量化，同時抑制因薄壁化所造成的零件剛情況將屬不可或缺的事項。此種因鋼板薄壁化所造件剛性降低問題，在拉伸強度5 9 0 Μ P a以上的鋼板將化，特別在7 0 0 Μ P a以上的鋼板方面，此問題將更一般在提高零件剛性方面，雖諸如變更零件形狀未施行點熔接的零件增加熔接點、或切換雷射熔接熔接條件方式均屬有效的方法，但是當使用為汽車的情況時，在汽車内有限的空間内施行零件形狀變容易，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 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 強度度薄鋼框架、近1的汽車亦課題。輕量化，使用用兩強性降低成的零較明顯 I嚴重。、或對等改變用零件更實不〇 .下，提 1312810 高零件剛性方面，提高零件所使用構件楊氏模數（Υ 〇 u n g ’ s Μ o d u 1 u s )將屬有效方法。一般而言，零件形狀或熔接條件相同的零件剛性，係依構件的楊氏模數與零件的截面二次彎矩（sectional secondarymoment)乘積所表示，而截面二次彎矩係當將材料板厚設為 t時，將可依近似比例於 t λ而表示。其中， λ係指板厚敏感性指數，隨零件形狀而異將採用1〜3的數值。例如當如汽車面板零件之類形成單板形狀時，λ便採 φ 用接近3的數值，當如構造零件之類的圓柱狀時，λ便採用接近1的數值。所以，當如零件的λ為3時，為能在等效保持零件剛性的情況下將板厚減少 1 〇 %，便必須將構件的揚氏模數提升 3 7 %，而當零件的λ為1時，為將板厚減少1 0 %，只要將楊氏模數提升11 %的話便可。換句話說，當如圓柱零件之類λ接近 1之零件的情況時，為達輕量化，提高鋼板本身楊氏模數將屬非常有效的 Φ 方法，特別係高強度且板厚較薄的鋼板，將強烈期望鋼板的高楊氏模數化。在此，一般已知楊氏模數將由集合組織而大幅左右著，朝原子最密方向提高。所以，在利用輥施行軋延與熱處理的鋼鐵製程中，在為使體心立方晶格的鋼楊氏模數朝有利方位發展方面，就使{ 1 1 2丨< 1 1 0 >發展將屬有效的方法，藉此便可提高軋延方向與直角方向的楊氏模數。因而自習知起便有針對利用控制集合組織，而提高揚氏 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-09/94110219 1312810 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 )的較壓率 (rolling reduction)設定在85%以上，而促進從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 %，且配合強度而添加T i、V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中揭示於C量0 . 0 5 %以下的低碳鋼中添加 S i與 A 1，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揚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 :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 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219

1312810 楊氏模數，但是若盡力將拉伸強度降低至4 5 0 Μ P a 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 0 . 0 2〜0 . 1 5 %將可高強度化，但是因為對象鋼板屬板，因而並無法利用冷加工施行集合組織控制，更高楊氏模數化之外_，亦將出現頗難利用低溫精製造板厚低於2 . 0 m m之高強度鋼板的問題。又，在專利文獻3所揭示的技術方面，隨肥粒延之實施，將發生結晶粒粗大化，導致加工性明問題。故而，習知技術的鋼板高楊氏模數化係以板厚軋鋼板、或軟質鋼板為對象，但是採用習知技術 2 . 0 m m以下的薄板高強度鋼板，施行高楊氏.模數較為困難。因而一般將鋼板拉伸強度提高至5 9 OMPa以上構，主要有析出強化機構與變態組織強化機構。當強化機構係利用析出強化機構的情況時，雖抑制鋼板楊氏模數降低的情況下高強度化，但是出下述困難處。換句話說，若使用使如T i或N b 化物細微析出之析出強化機構，則在熱軋鋼板方熱軋後的捲取時，藉由細微析出而達高強度化，軋鋼板方面，則在冷軋後的再結晶退火過程中，免析出物的粗大化，導致頗難藉由析出強化達高再者，當強化機構係利用變態組織強化機構¥ 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 程度，在量提高為於熱軋鋼除頗難達軋安定的鐵域的軋顯降低的較厚的熱對板厚化時便將的強化機可在極力卻將衍生等的碳氮面雖可在但是在冷將無法避強度化。 ]情況時， 8 1312810 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，而導致鋼板揚氏模數降低的問題。本發明之目的在於解決上述問題而提供兼具拉伸強度 5 9 0 Μ P a以上（尤以7 0 0 Μ P a以上為佳）高強度，且楊氏模數 2 3 0 G P a以上（尤以2 4 0 G P a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 . 0 2 〜0 . 1 5 %、S i : 1 · 5 % 以下、Μ η : 1 · 0 ~ 3 · 5 %、P : 0 · 0 5 % 以下、 S : 0 . 01 % 以下、A 1 : 1 · 5 % 以下、Ν : 0 · 0 1 % 以下及 Ti:0.02~0.50%，且C、N、S及Ti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Γ/◦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230GPa以上。 • Ti* = Ti-(47_9/14)xN-(47.9/32.1)xS2 0.01 …（1) 0· 01S C-(12/47. 9)xTi*S0. 05 …（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 ?^:0.005~0.04°/。及¥:0.0卜0.20%中選擇1種或2種，且滿足上式（1 )及將上式（2 )取代為下式（3 )的關係式。 0.01^C-(12/47.9)xTi*-(12/92.9)xNb-(12/50.9)xV^ 0.05 ·· (3) 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 (I I I ) 一種雨剛性兩強度薄鋼板，係、於高剛性高強度薄鋼板中，除上述組成之夕| 含有從 Cr : 0·卜 1 . 0%、Ni : 0.卜 1 · 〇%、M〇 Cu:0. 1~2· 0%及 B:0. 0005~0. 0030 % + (I V ) —種高剛性高強度薄鋼板之製造：計，將含有 C : 0 _ 0 2 ~ 0 · 1 5 %、S i : 1 . 5 % 以 1 P : 0 · 0 5 % 以下、S : 0 . 0 1 % 以下、A 1 : 1 · 5 % 以及 Ti:0. 02-0. 50% > 且 C、 N、 S 及 Ti 含 ^ 與式（2)關係式的組成所構成之鋼素材， 9 5 0 °C以下的總輥壓量設為3 0 %以上，且

1312810 成精軋之後，經於6 5 0 °C以下施行捲取、以上的輥壓率施行冷軋，然後將5 0 〇。(： i 1〜3 0 °C / s，經昇溫至7 8 0 ~ 9 0 0 °C溫度並J 冷卻速度5 °C / s以上的速度施行冷卻至 Ti* = Ti-(47. 9/14)xN-(47.9/32. l)xS^ 0 0· 01 S C-C12/47. 9)χΤΓ$ 0· 05 …（2) (V ) —種高剛性高強度薄鋼板之製造；之鋼素材除上述组成之外，依質量％計， 0.005~0.04%及 V:0.01-0.20%中選擇 1; 上式（1)及將上式（2)取代為下式（3)的關 0.01^ C-C12/47. 9)xTi*-(12/92. 9)xNb-0.05·.. (3) (V I ) —種高剛性高強度薄鋼板之製造或（V)之鋼素材，除上述組成之外，依質 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 上述（I )或（I I )之、’依質量％計，更 :卜 1. 0%、 :1種以上。方法，係依質量％ -、Μ η : 1 · 〇〜3 · 5 %、下、Ν : 〇 · 〇 1 %以下有量滿足下式（1 ) 在熱軋步驟中，將在800〜900 °C中完酸洗後，再依5 0 % L的昇溫速度設為 3勻加熱後，再依 5 0 0 °C的退火。 •01 …（1) Γ法，係上述（I V ) 更含有從Nb : 良或2種，且滿足係式。 (12/50. 9)xV^ 方法，係上述（I V ) 量％計，更含有從 10 1312810 C r : 0 .卜 1 . 0 %、N i : 0 .卜 1 · 0 %、Μ 〇 : 0 .卜 1 · 0 %、C u : 0 卜 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以上之高強度，且揚氏模數2 3 0 G P a以上之高剛性的薄鋼板。換句話說，針對經添加Μ η與T i的低碳鋼素材，在熱軋中於9 5 0 °C以下施行輥壓，便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 φ 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楊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高楊氏模數化二者的薄鋼板，此在工業上將達有效的效果。若更詳細說明，藉由針對經添加Μ η與T i的低碳鋼素材，在熱軋時於沃斯田鐵低溫區域中施行輥壓，便將增加 Φ 由U 1 2 }< 1 1 1 >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U 1 2 }< 1 11 >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 ‘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{ 1 1 2丨< 1 1 0 >，並在後續的退火步驟中之昇溫過程中，藉由依1〜3 0 °C / s的加熱速度從5 0 0 °C昇溫至均勻 11 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 1312810 加熱溫度，便將促進具{ 1 1 2丨< 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{ 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 φ 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 1 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楊氏模數 ♦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），且揚氏模數2 3 0 GP a以上（尤以 240GPa以上為佳）之板厚2. Omm以下的鋼板。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說明。 12 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 1312810 另外，鋼板的成分組成中，元素含有量的單位均 %」，以下在無特別限制的前提下，僅依「％」表； • C : 0 · 0 2 〜0 . 1 5 0/〇、 C係使沃斯田鐵安定化的元素，在冷軋後退火過程中，藉由提高淬火性大幅促進低溫變態相的對高強度化具頗大作用。此外，C係在退火步驟段中，藉由促進冷軋後具有{ 1 1 2 }〈 1 1 0 >方位肥粒未再結晶肥粒鐵所進行的沃斯田鐵變態，亦將對 φ 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 . 尤以0 . 0 5 %以上為佳，更以0 . 0 6 °/。以上為佳。另：含有量多於〇 · 1 5 %，硬質低溫變態相的分率將增造成鋼的極端高強度化，且加工性亦將劣化。而含有C，在冷軋後的退火步驟中，將抑制有利高化方位的再結晶。況且，大量含有C亦將導致熔4 所以，C含有量便必須設定在0 . 1 5 %以下，尤 ϋ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，H 8 0 0 ~ 9 0 0 °C中結束軋延之際，若含有超過1 . 5 %的在沃斯田鐵區域中的軋延將趨於困難，無法獲捐數化所必要的結晶方位。此外，添加大量的S i调炼接性劣化，且在熱軋步驟的加熱時，在鋼述表鐵橄棍石的生成，而將助長通稱「紅色結垢」纪 3 ] 2XP/發明說明書(補件)/94-09/941102 ] 9 為「質量 F ° 時的冷卻生成，可的昇溫階鐵粒之由高揚氏模 0 2 %以上，小，若C 加，不僅且，大量楊氏模數备性惡化。以 0 · 1 0 % 1而當在大量Si， ‘ 1¾揚氏模使鋼板的面將促進表面模樣 13 1312810 發生。此外，當使用為冷軋鋼板的情況時，表面所生成的 S i氧化物將使化成處理性劣化，而當使用為熔融鍍鋅鋼板的情況時，表面所生成的Si氧化物將誘發無法電鍍的情況。所以，S i含有量便必須設定在1 . 5 %以下。另外，當需要表面物性的鋼板或熔融鍍鋅鋼板時，S i含有量最好設定在0 . 5 %以下。再者，S i係使肥粒鐵安定化的元素，在冷軋後的退火步驟中，於二相區域均勻加熱後的冷卻過程中，將促進肥粒 ^ 鐵變態，使沃斯田鐵中的C濃化（i n c r a s s a t e )，藉此將使沃斯田鐵安定化，可促進低溫變態相的生成。所以，配合需要將可提高鋼強度，為能獲得此種效果，最好將S i含有量設定在0.2%以上。 • Μ η : 1 . 0 ~ 3 . 5 % Μη係本發明重要元素之一。Μη係在熱軋時，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，可使{ 1 1 3丨< 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，亦將使有利於楊氏模 _ 數提升的方位發展，可抑制因低溫變態相生成所衍生的楊氏模數降低狀況。再者，Μη係在退火步驟的均勻加熱退火後之冷卻過程 14 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-09/941 ] 0219 1312810 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1 . 0 %以上，尤以1 . 5 %以上為佳。另一方面，含有超過3.5%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 φ 肥粒鐵再結晶獲得之對高揚氏模數化有利的{ 1 1 2 }< 1 1 0 >方位肥粒鐵發展，而導致楊氏模數降低。而且，含有大量的 Μ η亦將使鋼板炫接性惡化。況且，在熱札時，大量的Μ η 將提高鋼的變形抗力而將增加軋延重量，便將衍生操作上的困難度。所以，Μ η含有量便設定在3 . 5 %以下。 • Ρ : 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0 . 0 5 °/〇，不僅鋼板的延性與韌性均將降低，且熔接性亦將劣化。此 Φ 外，當使用為合金化熔融鍍鋅鋼板的情況時，將因Ρ而造成合金化速度遲緩。所以，Ρ含有量便必須設定在0 . 0 5 % 以下。另一方面，Ρ係屬於固熔強化元素，為對高強度化有效的元素，且亦是肥粒鐵安定化元素，對促進沃斯田鐵中的C濃化亦具有作用。尚且在添加S i的鋼中，亦具有抑制紅色結垢發生的作用。為能獲得此種作用，P含有量最好設定在0 . 0 1 %以上。 • S : 0 · 0 1 % 以下 15 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 1312810 s係藉由明顯降低熱軋的延性，而誘發熱軋破裂，使表面物性明顯惡化。此外，s不僅對強度毫無助益，且將因屬於雜質元素而形成粗大的MnS，導致延性與孔擴大性降低。該等問題在S含有量超過0 . 0 1 %時將趨於明顯，因此最好盡力減少。所以，將S含有量設定於0 . 0 1 %以下。而且，就從特別提升孔擴大性的觀點，最好設定於0 . 0 0 5 %以下。 • A 1 : 1 . 5 % 以下

A 1係為了鋼之脫氧而添加，為對提升鋼潔淨度有用的元素。但是，A 1係屬於肥粒鐵安定化元素，將使鋼的A r 3變態點大幅提升，因此當在8 0 0 ~ 9 0 0 °C中結束軋延時，若含有超過1 . 5 %的大量A 1，則沃斯田鐵區域的軋延趨於困難，將抑制高楊氏模數化所必須的結晶方位發展。所以，A 1含有量便必須設定在1 . 5 %以下，藉此觀點而言，A 1含有量最好越低越好，最好限制於0 . 1 %以下。另外，屬於肥粒鐵生成元素的A 1，在冷軋後的退火步驟中，於二相區域均勻加熱後的冷卻過程中，將促進肥粒鐵生成，使沃斯田鐵中的 C濃化，藉此便使沃斯田鐵安定化，可促進低溫變態相的生成。所以，配合需要將可提高鋼的強度，為能獲得此種效果，A 1含有量最好設定在0 . 2 %以上。 • N : 0 . 0 1 % 以下 N係屬於在熱軋中將因鋼坯破裂而發生表面瑕疵的有害元素，若N含有量超過0 . 0 1 %，則鋼坯破裂、表面瑕疵的發生將趨於明顯。而且，N係在添加T i或N b等碳氮化物 16 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219

1312810 形成元素時，於高溫中將形成粗大氮化物，而抑制物形成元素的添加效果。所以，N含有量必須設定在以下。 • T i : 0 . 0 2 〜0 5 0 % T i係本發明中最重要的元素。換句話說，T i係的精軋步驟中，藉由抑制經加工的沃斯田鐵發生再況，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，便可在後續的冷軋、退火步驟揚氏模數。此外，在冷軋後的退火步驟中，於昇溫錯由抑制加工肥粒鐵的再結晶，而促進由未再結晶所進行的沃斯田鐵變態，相關均勻加熱後的冷卻過生成的低溫變態相方位，亦將使有利於楊氏模數提位發展，可降低因低溫變態相的生成而所衍生的楊降低情況。而且，T i的細微碳氮化物對強度上升亦用。為能具有此種作用，T i含有量便必須設定在0 上，尤以0 . 0 3 %以上為佳。另一方面，即便含有超過0.50 %的大量Ti，在通軋步驟中於再加熱時，碳氮化物將無法全部固炫，留粗大的碳氮化物，因而將無法獲得熱軋步驟的加田鐵再結晶抑制效果，或冷軋後的退火步驟中之加鐵再結晶抑制效果。而且，當未經由從連續鑄造先冷卻之後才施行再加熱的步驟，而是在連續鑄造後開始施行熱軋的情況下，即便T i含有超過0 . 5 0 %，法發現再結晶抑制效果的提升，且亦導致合金成本ί 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 碳氮化 0 . 0 1 % 在熱軋結晶情，藉由中提升過程中肥粒鐵程中所升的方氏模數具有作 L 0 2% a 常的熱而將殘工沃斯工肥粒將鋼坯便直接仍將無约增加。 17 20% 1312810 所以，T i含有量便必須設定在0 . 5 0 %以下，尤以0 . 以下為佳。再者，本發明的C、N、S及T i含有量必須滿足下式與式（2 )所示關係式。

Ti* = Ti-(47. 9/14)xN-(47. 9/32. l)xS^ 0. 01 ··· (1) 0.01SC-(12/47.9)xTi*S0.05 …（2)

Ti係在高溫區域中較容易形成粗大的氮化物與」物，而該氮化物與硫化物的形成將導致降低因添加T i H 生的再結晶抑制效果。所以，屬於氮化物、硫化物且固定 Ti 量的 Ti*=Ti-(47.9/14)xN-(47.9/32.1)xS 量必須設定在0 . 0 1 %以上，尤以0 . 0 2 %以上為佳。若屬於碳化物的未固定C超過0.05 %的大量存在，時的應變導入將呈不均勻狀態，且在冷軋後的退火中為對高楊氏模數化有利之方位的再結晶亦將遭抑制，便必須將屬於由（C - ( 1 2 / 4 7 . 9 ) X Τ Γ )所計算出之碳化未固定C量設定於0 . 0 5 %以下。另外，若碳化物的未固 Φ 量未滿 0. 0 1 %，在冷軋後的二相區域之退火中，沃斯中的C量將減少，冷卻後的麻田散鐵相生成將遭抑制難達鋼的高強度化。所以，屬於碳化物未固定 C C - ( 1 2 / 4 7 . 9 ) X Τ Γ 量便設定於 0 . 0 卜 0 . 0 5 %。另外，在該等手段中，所謂「其餘實質上為鐵及不免之雜質」係指在不損及本發明作用、效果的前提下含有其他微量元素，但仍涵蓋於本發明範圍内。此外更加提升強度的情況時，除上述化學成分的規範外， 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 (1) 疏化所產未被，便冷軋，因因此物的定C 田鐵，頗量的可避，雖 ’當配合 18 1312810 需要亦可添加N b : 0 . 0 0 5〜0 . 0 4 %與V : 0 . 0 1 ~ 0 . 2 0 %中的 2種，或添加從Cr、Ni、Mo、Cu及Β中所選擇的1 成分。 • N b : 0. 0 0 5 - 0. 0 4 %

Nb係屬於藉由形成細微碳氮化物，而對強度提升用的元素。此外，在熱軋的精軋步驟中，藉由抑制的沃斯田鐵發生再結晶情況，而促進由未再結晶沃所進行的肥粒鐵變態，亦屬於對高揚氏模數化具作 φ 素。為能具有此種作用，N b含有量最好設定在 0. 上。另一方面，即便含有超過0.04 %的Nb，因為熱軋時的軋延重量將大幅增加而導致製造上的困難，含有量最好設定在0 · 0 4 %以下，尤以0 · 0 1 %以下為 * V : 0 . 0 卜 0 . 2 0 % V係藉由形成細微碳氮化物而對強度提升具有作素。為能具有此種作用，最好將V含有量設定為0 上。另一方面，即便含有超過0.20%的大量V，超这 9 的部分對強度提升的效果較小，且亦將導致合金成力口 ° 所以，V添加量最好設定為0 . 0 1 - 0 . 2 0 %。再者，本發明中，除Ti之外，亦含有Nb及/或況時，C、N、S、Ti、Nb及V含有量必須滿足取代. 改為下式（3 )的關係式。 0. 01^ C-(12/47. 9)xTi*-(12/92. 9)xNb-(12/50. 9) 0.05·.. ( 3 ) 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 1種或種以上具有作經力口工斯田鐵用的元 0 0 5 % 以軋與冷所以N b k ° 用的元 • 0 1 % 以 1 0.2 0% 本的增 V的情式（2) xV ^ 19 1312810

Nb與V係藉由形成碳化物，而減少當作碳化物之未被固定C量，因而為將當作碳化物之未被固定C量設定於 0 . 0 1-0. 0 5 % '當經添加N b及/或V的情況時，便必須將 C-(12/47.9)xTi*-(12/92.9)xNb-(12/50.9)xV 的數值，設定為 0 . 0 1 〜0 . 0 5 %。 • C r : 0 .卜 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 φ 進低溫變態相的生成，便可對高強度化具較大作用。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 {113}<110>發展，可在後續的冷軋、退火步驟中提升楊氏模數。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 φ 時，因為表面所生成的Cr氧化物將誘發無法電鍍的情況，因此Cr最好含有0.5%以下。 • N i : 0 . 1 ~ 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較大作用。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 A c!變態點降低，促進由未再結晶肥粒鐵 20 312XP/發明說明書(補件)/9109/94110219 1312810 所進行的沃斯田鐵變態，相關在均勻加熱後的冷卻過所生成的低溫變態相方位，將使楊氏模數提升的有利發展，可抑制因低溫變態相的生成而所衍生楊氏模數的情況。此外，N i係在熱軋時，抑制加工沃斯田鐵的晶情況，因此藉由促進由未再結晶沃斯田鐵所進行的鐵變態，便使{ 1 1 3 }< 1 1 0 >發展，可在後續的冷軋、退驟中提升楊氏模數。而且，當添加Cu之鋼的情況時，軋時，將因熱軋性的降低衍生破裂而誘發表面缺陷， φ 藉由複合添加N i，便可抑制表面缺陷的發生。為能獲種作用，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：步驟中，於昇溫過程時，將使Ac3變態點過度降低，施行二相區域中的肥粒鐵相再結晶，而必須昇溫至A 態點以上的沃斯田鐵單相區域。所以，並無法使藉由肥粒鐵的再結晶所獲得之對高楊氏模數化有利方位的鐵發展，而導致楊氏模數降低。況且，合金成本亦將拷 Φ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，軋後的退火步驟之冷卻過程中，藉由大幅促進低溫變的生成，便可對高強度化產生頗大作用。而且，可抑工沃斯田鐵的再結晶情況，而促進由未再結晶沃斯田進行的肥粒鐵變態，藉此使U 1 3 }< 1 1 0 >發展，而可在的冷軋、退火步驟中提升楊氏模數。為能獲得此種作 312ΧΡ/發明說明書(補件)/94-09/94110219 程中方位降低再結肥粒火步於熱但是得此遇火頗難 C 3變力口工肥粒 ί加，在冷態相制加鐵所後續用， 21 1312810 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 φ 再結晶沃斯田鐵所進行的肥粒鐵變態，而可使{ 1 1 3丨< 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Β，因為提高熱軋時之變形阻力，增加軋延重量而導致操作困難，因此Β最好含有0 . 0 0 3 0 %以下。 • C u : 0 . 1 ~ 2 . 0 %

Cu係屬於提高淬火性的元素，在冷軋後的退火步驟之冷卻過程中，將藉由大幅促進低溫變態相的生成，便可對高 φ 強度化產生頗大作用。為能獲得此效果，C U最好含有0 . 1 % 以上。另一方面，若含有超過2. 0 %的過剩C u，將使熱軋時的延性降低，導致因熱軋時的破裂而誘發表面缺陷情況，且因Cu所產生的淬火效果也已達飽和，因此Cu最好含有 2 . 0 %以下。其次，針對本發明組織的限定理由進行說明。本發明的薄鋼板係以肥粒鐵相為主相，且必須具有面積率1 %以上之麻田散鐵相組織。 22 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 1312810 在此所謂「以肥粒鐵.相為主相」係指肥粒鐵相面積率達 5 0 %以上。肥粒鐵相係應變較少而有利於高楊氏模數化，且延性亦優越，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590MPa以上方面，必須在主相的肥粒鐵相以外之部分（所謂的「第2相」）中，形成硬質相的低溫變態相並複合組織化。在此雖在低溫變態相中，亦是特別在組織中具有硬質麻田散鐵相，因為獲 φ 得目標拉伸強度水準的第2相分率將減少，而肥粒鐵相分率則將增加，便達成高楊氏模數化，而且亦將提升加工性，因此將較為有利，因此麻田散鐵相相對於組織整體的面積率，必須設定在1 %以上。而且，為能獲得7 0 0 Μ P a以上強度方面，麻田散鐵相的面積率最好設定在1 6 %以上。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 Φ 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說明。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 23 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 1312810 相同組成的鋼素材，施行熱軋而形成熱軋板的熱軋步對該熱軋板施行酸洗後，再施行冷軋而形成冷軋板的步驟；以及對該冷軋板施行再結晶與複合組織化的退驟；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， 8 0 0〜9 0 0 °C中結束軋延在熱軋步驟的精軋中，藉由依更低溫施行輥壓， φ U 1 2 }< 1 1 1 >結晶方位所構成的未再結晶沃斯田鐵組展，在後續的冷卻過程中，藉由從{ 1 1 2 }< 1 1 1 >未再結斯田鐵進行肥粒鐵變態，便可使（1 1 3 )< 1 1 0 >的肥粒鐵發展。此方位係在後續的冷軋、退火步驟之集合組織中，對揚氏模數提升將產生有利的作用。為能獲得此用，便必須將9 5 0 °C以下的總輥壓量（總輥壓率）設定右以上，尤其是必須在 9 0 0 °C以下結束精軋。另一方面精軋結束溫度低於 8 0 0 °C ，將因變形抗力的增加而使 φ 重量增加許多，因而將衍生操作上的困難度。所以，的結束溫度必須設定在8 0 0 °C以上。 •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，T i的碳氮化物將化，在冷軋後的退火步驟之昇溫過程中，肥粒鐵的再抑制效果將變小，頗難由未再結晶肥粒鐵變態為沃鐵。結果便無法控制在均勻加熱後的冷卻過程中所變低溫變態相方位，造成因這種具有應變的低溫變態相 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 驟；冷軋火步且在使由織發晶沃方位形成種作 .3 0% ，若軋延精軋粗大結晶斯田態的而使 24 1312810 揚氏模數大幅降低。所以，精軋後的捲取溫度必須設定在 6 5 0 °C以下。另外，若上述捲取溫度過於偏低，將生成較多的硬質低溫變態相，在後續所施行冷軋中的重量將增加而導致操作上的困難，因此最好設定在4 0 0 °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。 H 在此藉由依 5 0 %以上的親壓率施行冷軋，便可使熱軋鋼板所發展的{ 1 1 3 }< 1 1 0 >方位，朝揚氏模數提升有效的 { 1 1 2 }< 1 1 0 >方位進行旋轉。依此藉由冷軋使{ 1 1 2 }< 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 }< 1 1 0 >方位，且低溫變態相中亦將使{ 1 1 2 }< 1 1 0 >方位發展，因而便可提高揚氏模數。為能獲得此種效果，便必須將冷軋時的輥壓率設定在50%以上。 (退火步驟）

# •從5 0 0 °C起至均勻加熱溫度的昇溫速度：1 ~ 3 0 °C / 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 { 1 1 2丨< 1 1 0 >方位的肥粒鐵再結晶，且具{ 1 1 2 }< 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{ 1 1 2 }< 1 1 0 >方位的未再結晶肥粒鐵所進行的 25 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 1312810 沃斯田鐵變態。所以’當均勻加熱後的冷卻變態為肥粒鐵之際’藉由促進具U 1 2 }< 1 1 〇 > 粒成長，便可提高楊氏模數。而且’當生成高強度化之際’從含有{112 110 >方位的肥沃斯田鐵相，在冷卻時將再變態’因此即便相的結晶方位，亦可使{11 2 }< 11 〇 >發展。依鐵相的{ 1 1 2 }< 1 1 0 >發展而提高楊氏模數’且數降低具較大影響的低溫變態相方 φ { 1 1 2 }〈 1 1 0 >，而抑制低溫變態相的生成，且變態相的生成所衍生楊氏模數降低的情況。昇溫過程中，將促進肥粒鐵的再結晶，且為肥粒鐵進行沃斯田鐵變態，便必須將對再結影響，而將從5 0 0 昇溫至7 8 0〜9 0 〇 °C均勻加平均昇溫速度設定為1〜3 0 °C / s。此外’在此加熱溫度設定為780-900 °C’理由係因為若Ί 結晶組織便將殘留’而若高於 9 0 0 °C ’沃斯 φ 增加，具有對楊氏模數提升有利的U 1 2丨< 1 1 將頗難發展。另外，均勻加熱時間雖無特別限制的需要沃斯田鐵的前提下，最好設定在30秒以上，久，便將導致生產效率惡化，因而最好設定程度。 •均勻加熱後，截至5 0 0 °C為止的冷卻速度在均句加熱後的冷卻過程中，為高強度化 312XP/發明說明書(補件)/94_〇9/9411〇219 時於沃斯田鐵方位的肥粒鐵低溫變態相而粒鐵所變態的相關低溫變態此藉由使肥粒特別對楊氏模位，將增加可抑制因低溫依此的話，在使由未再结晶晶行為具較大熱溫度為止的之所以將均勻 & 於 7 8 0 °C，再田鐵生成量將 0 >方位肥粒鐵，但在能生成可是若時間過為300秒以下 :5 °C / s以上便必須生成含 26 1312810 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以上。當實施發明之時，熔製配合目的強度水準之化學成分的鋼。溶製方法係可適當使用普通的轉爐法、電爐法等。所溶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 φ 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，亦可在熔融鋅中進行板通過而施行電鍍，此外當製造合金化熔融鍵鋅鋼板的情況時，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。 (實施例）針對本發明實施例進行說明。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°/〇備註 C Si Μη Ρ S A1 N Ti rp ·本 11 sc A 0. 06 0.2 2.5 0.02 0.001 0.03 0. 002 0. 12 0.11 0. 03 適合鋼 (註）Tr = Ti-(47.9/14)xN-(47_9/32.1)xS SC = C-( 12/47. 9)xTi * 27 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 1312810 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 5 0 °C以下的總輥壓率（即 9 5 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 6 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 H 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。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以下的總輥壓率變化為2 0 ~ 6 0 %，將熱軋精軋的最終溫度變化為8 0 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 %，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 ~ 3 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：〇 . 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， 28 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 1312810 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 φ 械特性値為揚氏模數 E:242GPa、TS:780MPa、El:23°/。、及肥粒鐵相分率：6 7 %、麻田散鐵相分率 2 8 %，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、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馨 7 3 0 ~ 8 2 Ο Μ P a、肥粒鐵相分率為5 5〜8 0 %、麻田散鐵相分率為 17-38% >其餘部分則為變韌鐵相、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以下的總輥壓率對揚氏模數所造成的影響。當總輥壓率在屬於本發明申請專利範圍為 3 0 %以上時，揚氏模數顯示出230GPa以上的優越數值。圖2所示係熱軋精軋最終溫度對楊氏模數的影響。當此最終溫度為本發明申請專利範圍的 9 0 0 °C以下時，楊氏模 29 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 1312810 數將顯示出2 3 0 G P a以上的優越數值。圖3所示係捲取溫度對楊氏模數的影響。於本發明申請專利範圍的 6 5 0 °C以下時，楊出230GPa以上的優越數值。圖4所示係冷軋時的輥壓率對揚氏模數的幸昆壓率屬於本發明申請專利範圍為 5 0 %以上將顯示出2 3 0 G P a以上的優越數值。圖5所示係退火時從5 0 0 °C昇溫至均勻加 φ °C時的平均昇溫速度，對揚氏模數的影響。於本發明申請專利範圍的1〜3 0 °C / s時，楊氏 230GPa以上的優越數值。再者，在實驗室真空熔解爐中熔製表2所 B〜Z及AA~AI，並暫時先冷卻至室溫以製得部然後，在實驗室中依表3所示條件，依序施4 冷軋及退火。鋼塊係在1 2 5 0 °C中施行1小時始施行熱軋，依各種軋延溫度施行軋延，而形 # 的熱軋板。然後，在達目標捲取溫度之後，溫度的爐中並保持1小時，然後將爐冷卻而件。熱軋板係經酸洗並依各種輥壓率施行冷厚：0.8〜1.6mm之後，再依平均10 °C/s昇溫. 再依表3所示各種平均昇溫速度昇溫至目標度。其次，再於均勻加熱溫度中施行1 8 0秒後，依表3所示各種平均冷卻速度施行冷卻中保持8 0秒鐘之後，再依空氣冷卻至室溫 312XP/發明說明劃補件)/94-09/94110219

當捲取溫度屬氏模數將顯示影響。當上述時，揚氏模數熱溫度的820 當昇溫速度屬模數將顯示出示成分的鋼塊（鋼素材）。 J·熱軋、酸洗、加熱之後才開成板厚：4 . 0 m m 便置入於捲取模擬捲取條軋，而形成板 L 5 0 0 °C，接著均勻加熱溫鐘的均勻加熱，經於5 0 0 °C 30 1312810 表4係整理經試驗調査所獲得的特性。其中，除麻田散鐵相與肥粒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)/94-09/941102 ] 9 31 1312810 ΓΝ #-·-W 備註適合鋼適合鋼比較鋼 l比較鋼比較鋼適合鋼適合鋼適合鋼適合鋼比較鋼適合鋼適合鋼適合鋼適合鋼適合鋼適合鋼適合鋼 ;適合鋼適合鋼適合鋼 1適合鋼1 1適合鋼I |適合鋼I 丨適合鋼丨 I適合鋼I 1適合鋼1 丨適合鋼1 1¾合鋼1 1比較鋼1 1適合鋼丨 Jj 1適合鋼1 丨適合鋼I 丨比較鋼1 CO —< o CO o 〇 o 〇> § c CO <〇 s f—» CO <—> CO o r^> <N1 r~> s r"> s r-> oa o r^> <Nl o o s LO C~5 L〇 o <n CNI <r> (NI 〇 r^> LO C3 CNI C=5 g o CO o OJ 〇〇 <3 ο s o LO o o LO C=5 s o ο s ο s ο s ο S ο LO C5 4« L〇 G3 Cs3 o o s o CO <o CO 〇> oo o <—> CO CO r-H <-> 寸 r—H Γ~ϊ oo c—) 03 o <—»> 卜 o r~> 05 o i 1 i—% CS3 C5 cr> 寸 o o 卜 o o 寸 o o 卜 o OJ o CD 〇寸 ο s o s CO CN3 o o 寸 <〇卜 cr> oo ο ο LO ο CO ο 卜 ο ο ο ο OS » Q 趔錐 1 1 1 1 1 1 l 1 1 1 1 1 CO c? J3 Nb:0. 03 ' V:0. 10 CO o u C.P 〇 >F-I C4 o o CO C3 D C5 r-H o Nb:0. 03 ' Mo:0. 15 Cvl C3 ， (Νϊ C3 Vh Nb:0.04 、 Mo:0.15 、 B:0.0010 Nb:0. 02、V:0.05、Cr:0.1、Ni :0.02、Mo:0.2、Cu:0.3、B:0. 0015 1·^ C5 会 ο 差 1 Ε-^ CD CO r—ί in 〇 LO 〇 LO 〇 o r—Γ L〇〇 LO r—I LO (NJ <—> C3 <—5 g o g o CO ◦ s r-v L〇 o in o o oo o o LT5 CNI § CO LO m CO CM 〇> 寸卜 οο LO C»J Ι Ο 2： CO 〇 03 〇 CO o <—) 〇 r—» o r~i LO C3 r—Tl LO g r—«> LO g m g r-s g C-5 〇> CO § o r-H o o CO o ◦ g o CNI § /—*1 c>a o r—t g CD ct> CO g CO o s o 0.002 0.003 t H g CM ¢3) CO CZ3 t—1 C3 «—Η g »—« CZ3 ι—1 CZ3 1 ο ο 10.001 CM ο -< CM 〇 CO ◦ CQ o 〇却 o LO in L〇 ◦ r—i L〇〇 r-J ιΛ 〇 ri 〇 T" "N o L〇 o o L〇 *—H CO CD CO o CQ 〇 o CO o s c? s o CO <33 s o CO o 〇q 〇 CNJ C3 o CM 〇 CZ) CM o o csi o CO CD o Ο ο VJ ο ο C^J ο ’畔 ο ο ◦’ ο CO g g C3 -K C3 r~i (NI CT5 g CD o f—» 1-H o i—H o r~> i H o r~> i 1 o ΓΊ· (NI 〇 s o o 1—t o o 1—H o (1 o 1—H o cS i H 〇· cp s cr> O s o o i—I CD o 1—* o o i—H o o r—M a o csi C=5 〇 i—l CZ5 c> c=> o 0.001 0.001 1—Η g Ο 0.001 ρ. 001 0. 001 ο ο g ο (X c<] o • 1 〇〇 g <ΝΪ r~-> CO o s i—s CO o CO r~> CO 〇 CO o <-5 > ''< o r-H o r-H cri ci CNI CZ3 o g o S o i—l o CM 〇 CO o d (.SI o o Ϊ—I C5 t-H c=i c=> OJ o s o C3 o o o tsJ Ο Ο ο ο* C5 ο ο 。· ο ο* c LO ιΛ fNT s LO ΓνΊ ΓΜ LTD on LO 寸 CD CO LO o Csl o oo LO CS3 LO OJ LO CsJ LO o o LT5 r*< 00 LO LO 寸寸 05 卜 CO CO d 03 CNI s lO S 宕 f-i s c—Ϊ o CO <-> s c-^ <Z> ci C3 ci C^3 ci o CO o C3 (NI 〇 p. 20 CNI CD o CO o o 1—( o C5 CS3 C? ο ο ο ο 0. 0S ο ςί CM ο ο ο o 03 〇寸 o 2- O s- ).07 CC) o CO CD 〇 CO CO o r^>- LO r~> 呀 ci LO CD LO c? 0. 06 0. 06 s oo o LO <35 〇* 0. 06 LO c? CO C5 CD LO r~i 卜 ◦ C5 p H (—1 〇寸〇山 ο CZ5 ο* ο C5 ο C3 鋼種 123 〇 ω o a=i »—1 〇 cu cy csi 00 卜 3ε X > iS： 3 § ο ο »—ί 61Ζ0156/636/ff®i)_K3^s:B 觀 sxx Κ >x (6oi/<NI )-qNX (6T6/Z I) vHx(6-r~wfso-uossxa .zco/6 το-Νχαι/δ .^)-)1=^1(担) 1312810

表3_ 鋼種熱」條件冷軋條件退火條科備註 950°C以下的總輥壓量 (%) 精軋結束溫度 (°C) 捲取溫度 (°C) 輥壓率 (%) 從500°C起的昇溫速度 (°C/s) 均勻加熱溫度 ΓΟ 冷卻至500°C 的冷卻溫度 (°C/s) B 50 830 550 65 10 840 15 發明例 C 45 840 500 70 15 800 20 發明例 D 50 850 530 70 8 800 25 比較例 E 45 870 600 60 10 810 20 比較例 F 50 850 550 65 10 820 10 比較例 G 35 880 650 70 10 800 20 發明例 Η 45 860 540 75 10 860 15 發明例 I 50 830 550 70 10 870 30 發明例 J 50 830 550 70 10 870 30 發明例 Κ 55 800 500 60 12 810 15 比較例 L 40 870 550 70 10 870 20 發明例 Μ 45 880 540 75 30 870 25 發明例 Ν 45 890 550 70 15 880 20 發明例 0 50 830 550 65 10 820 15 發明例 Ρ 50 820 500 75 10 830 10 發明例 Q 40 850 550 60 10 820 15 發明例 R 40 850 550 60 10 820 15 發明例 S 50 840 570 80 25 840 30 發明例 T 30 870 600 60 10 835 12 發明例 U 40 850 580 65 15 840 10 發明例 V 45 845 550 65 15 820 17 發明例 ff 35 860 600 60 15 830 10 發明例 X 30 840 550 65 10 860 15 發明例 Y 40 850 570 65 15 840 10 發明例 z 40 860 600 60 10 840 15 發明例 AA 30 870 630 60 10 845 13 發明例 AB 35 850 650 60 10 830 10 發明例 AC 45 870 630 55 10 840 10 發明例 AD 40 860 600 60 10 860 15 比較例 AE 40 840 600 65 15 860 10 發明例 AF 30 820 600 60 10 850 10 比較例 AG 35 840 550 50 10 810 10 發明例 AH 35 860 580 50 10 830 15 發明例 AI 40 870 600 60 10 840 10 比較例 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 33 1312810

表4 鋼種鋼組織機械特性備註麻田散鐵相分率 (%) 肥粒鐵相分率 (%) TS (MPa) EI (%) E (GPa) B 5 93 610 30 251 發明例 C 11 87 680 25 245 發明例 D 0 10 0 540 33 252 比較例 E 70 30 1200 11 2 18 比較例 F 45 55 1030 15 222 比較例 G 35 61 830 20 243 發明例 Η 25 73 850 18 245 發明例 I 20 80 76 0 24 243 發明例 J 15 85 740 25 235 發明例 Κ 40 60 850 18 225 比較例 L 25 70 76 0 22 243 發明例 Μ 22 72 70 0 20 245 發明例 Ν 20 75 750 2 1 245 發明例 0 30 65 80 0 21 234 發明例 Ρ 35 60 810 20 233 發明例 Q 35 65 820 20 245 發明例 R 25 72 78 0 22 247 發明例 S 25 75 76 0 23 245 發明例 T 35 65 890 18 242 發明例 U 26 71 79 0 23 243 發明例 V 19 8 1 75 0 25 245 發明例 W 30 70 900 17 243 發明例 X 30 68 890 17 248 發明例 Y 40 60 920 16 243 發明例 Z 35 65 980 15 245 發明例 AA 45 55 1030 14 243 發明例 AB 30 65 920 16 235 發明例 AC 25 70 940 15 23 1 發明例 AD 70 25 110 0 11 2 10 比較例 AE 5 90 63 0 30 230 發明例 AF 2 96 570 33 223 比較例 AG 20 80 780 19 233 發明例 AH 25 • 7 0 780 20 238 發明例 A I 20 75 75 0 20 208 比較例鋼種D係C含有量為0 . 0 1 %的較小值，且麻田散鐵分率為0 %，T S小於本發明申請專利範圍。鋼種E係碳化物未被固定的C量（S C )高達0 . 0 8 %，肥粒鐵相分率小至3 0 %，楊氏 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219 34 1312810 模數小於本發明申請專利範圍。鋼種F係S C高達0 . 0 6 %，楊氏模數小於本發明申請專利範圍。鋼種Κ係Μη含有量高達3 . 6 %，楊氏模數小於本發明申請專利範圍。鋼種A D係C 含有量高達0 . 1 6 %，且S C亦高達0 · 1 4 %，肥粒鐵相分率小至2 5 %，楊氏模數小於本發明申請專利範圍。鋼種A F係Μ η 含有量低至Ο . 9 %，T S與楊氏模數均小於本發明申請專利範圍。鋼種A I係T i含有量低至0 . 0 1 %，且Τ Γ亦小至0 . 0 0 °/〇，揚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，TS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 0 MP a以上之高強度、楊氏模數2 3 0 GPa以上之高剛性的薄鋼板。【圖式簡單說明】圖1為9 5 0 °C以下的總輥壓率對揚氏模數的影響圖。圖2為熱軋精軋最終溫度對楊氏模數的影響圖。圖3為捲取溫度對揚氏模數的影響圖。圖4為冷軋的輥壓率對楊氏模數的影響圖。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，對揚氏模數的影響圖。 35 312XP/發明說明書(補件)/94-09/94110219

Claims

lll2810十、申請專利範圍

HAY - 4 2009 替換本 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 〜Ο · 1 5 %、S i : 1 · 5 % 以下、Μ η : 1 · 0 〜3 5 %、P : 0 . 0 5 % 以下、S:0.01%以下、Al:1.5%以下、Ν:0·01%以下及Ti:

0.02〜0.50%，且C、N、S及Ti含有量滿足下式（1)及式（2) 的關係式，其餘部份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 230GPa 以上； Ti* = Ti-(47.9/14)xN-(47. 9/32.1 )xS2 0.01 …⑴ 0· 01 S C-(12/47. 9)χΤΓ$ 0· 05 …（2) 。 2.如申請專利範圍第1項之高剛性高強度薄鋼板，其中，進一步依質量％計含有Nb:0.005~0.04%及V:0.01~ 0 · 2 0 %之至少1種，並滿足將上式（2 )取代為下式（3 )的關係式；

0. 01^C-(12/47. 9)xTi*-(12/92. 9)xNb-(12/50. 9)xV^0. 05 ··· (3)。 3.如申請專利範圍第1或2項之高剛性高強度薄鋼板，其中，進一步依質量％計含有Cr:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.卜 1.0%、Cu:0.卜 2.0〇/〇及 B:0. 0005 〜0.0030% 之至少 1 種。 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 . 0 ~ 3 . 5 %、Ρ : 0 · 0 5 % 以下、S : 0 . 0 1 % 以下、A 1 : 1 · 5 % 以下 > N : 0 . 0 1 % 以下及Ti:0.02~0.50%，且C、N、S及Ti含有量滿足下式 36 94110219 右1.2810 (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8 0 0 ~ 9 0 0 °C下完成精軋之後，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1〜3 0 °C / s，經昇溫至7 8 0〜9 0 0 °C温度並均勻加熱後，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； T i * 二 τ i _ ( 4 7 · 9 / 1 4 ) X N -（ 4 7 · 9 / 3 2 . 1 ) X S 2 0 _ 0 1 …（1 ) 0. 01S C-(12/47. 9)xTi*S 0. 05 …（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，上述鋼素材係進一步依質量％計含有 N b : 0 . 0 0 5 ~ 0 · 0 4 %及V : 0 . 0 1 ~ 0 . 2 0 %之至少1種，並滿足將上式（2 )取代為下式（3 )的關係式； 0. 01SC-(12/47. 9)χΤΓ-(12/92· 9)xNb-(12/50. 9)xVS0. 05 …（3)。 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，上述鋼素材係進一步依質量％計含有 C r : 0 . 1 ~ 1 . 0 % ' Ni:0.：l~1.0%、Mo:0.卜 1.0%、C u : 0 . 1 ~ 2 . 0 % 及 Β:0·0005~0.0030%之至少 1種。 37 94110219