TWI473887B - High strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing property and bake hardening property and a method for manufacturing the same - Google Patents

High strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawing property and bake hardening property and a method for manufacturing the same Download PDF

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Description

具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板及其製造方法
本發明係關於具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板及其製造方法，該高強度冷軋鋼板係適用作為汽車車體的外板等用途之拉伸強度TS為440MPa以上，且平均r值為1.20以上，並且BH量為40MPa以上之鋼板。
近年來基於保護地球環境的觀點，為了改善汽車的燃油效率，削減CO2 的排出量，汽車車體的輕量化受到強烈的要求。與這種要求同時地，基於發生撞擊時確保乘客的安全性的觀點，提昇汽車車體的強度也受到強烈的要求。為了對應這些要求，必須同時符合汽車車體的輕量化與高強度化，為了達成這種要求，將作為汽車車體素材用鋼板的板厚度，在剛性不造成問題的範圍內予以薄型化，並且提昇鋼板強度的作法是有效的。因此，近年來為了達成上述目的，乃將高強度鋼板積極地應用在汽車構件上。
一般而言，汽車車體輕量化之效果，是鋼板強度愈高的話愈能發揮該效果。因此，至目前為止，係有將拉伸強度為440MPa以上的高強度鋼板使用於汽車車體的傾向。另一方面，構成汽車車體的構件之大多數是利用衝壓加工來成形的，因此，對於作為素材的鋼板而言，也被要求具有優異的成形性。亦即，為了達成汽車車體的輕量化與高強度化，該種高強度鋼板係被要求：拉伸強度為440MPa以上，且具有優異的深衝拉性，具體而言，作為深衝拉性的指標之塑性應變比值(r值)的平均r值必須為1.2以上。
此外，汽車車體的外裝面板也被要求具有抗凹痕性，因此，最好是塗裝烘烤後的強度很高，所以，也必須具有優異的烘烤硬化性(BH性)。但是，以往之提高了BH性的鋼板係含有許多固熔C，與一般的軟鋼板比較的話，係具有：成形性，尤其是深衝拉性較差的傾向。因此，為了同時達成汽車車體輕量化與提昇安全性的兩種效果，使用於汽車車體的鋼板，除了是高強度且具有優異的深衝拉性之外，也被要求具有優異的烘烤硬化性。
已知的可用來達成高r值與高強度的技術，係以在極低碳鋼中添加入Ti、Nb來將固熔C、固熔N予以固定的IF鋼(Interstitial free steel；極低碳鋼)為基材，在這個基材中添加Si和Mn、P之類的固熔強化元素的方法。例如：專利文獻1所揭示的高張力冷軋鋼板，係含有C：0.002～0.015%、Nb：C×3～(C×8+0.020)%、Si：1.2%以下、Mn：0.04～0.8%、P：0.03～0.10%的組成分，且拉伸強度為35～45kgf/mm2 等級(340～440MPa等級)之具有非時效性且成形性優異的高張力冷軋鋼板。然而，這種極低碳鋼素材，若想將拉伸強度提高到440MPa以上的話，必須添加多量的合金元素，因此會有導致r值降低，或者導致表面性狀和鍍覆性惡化的問題。此外，因為是利用Ti、Nb來將固熔C、固熔N加以固定，所以也會有：二次加工脆性變得明顯，無法獲得可有效地確保抗凹痕性的BH性之問題。
上述之添加固熔強化元素的方法以外之提高鋼板強度的方法，係有：利用組織強化的方法。例如：由軟質的肥粒鐵相與硬質的麻田散鐵相所成的複合組織鋼板(DP鋼板)，一般而言，其所具有的特點是：延性良好，且具有強度與延性之優異的平衡性，還有低降伏比。但是複合組織鋼板，其具有優異的成形性的反面，則是因為r值很低，所以具有深衝拉性欠佳的問題。這是因為：除了有在結晶方位學上對於提昇r值毫無幫助的麻田散鐵相的存在之外，對於形成麻田散鐵相所不可或缺的固熔C，也會阻礙到對於提高r值有效的{111}的再結晶集合組織的生成。
有人提出一種用來改善這種複合組織鋼板的r值的技術方案，例如：專利文獻2所揭示的將含有C：0.05～0.15%、Si：1.50%以下、Mn：0.30～1.50%、P：0.030%以下、S：0.030%以下、sol.Al：0.020～0.070%、N：0.0020～0.0080%的鋼素材，以規定的條件實施熱間輥軋和冷間輥軋之後，以再結晶溫度～Ac3 變態點的溫度實施閉箱退火而使得AlN析出以提高{111}的集積度，接下來進行調質輥軋，進而實施：先進行均熱加熱至700～800℃，進行淬火後，再以200～500℃進行回火之連續退火處理，以獲得r值為1.3以上，強度為40～60kgf/mm2 的複合組織鋼板。
又，專利文獻3所揭示的技術方案，係將含有C：0.20%以下、Si：1.0%以下、Mn：0.8～2.5%、sol.Al：0.01～0.20%、N：0.0015～0.0150%、P：0.10%以下的鋼素材，進行熱間輥軋、冷間輥軋之後，在650～800℃的溫度域實施閉箱退火，以形成對r值有幫助的再結晶集合組織，並且使得C、Mn原子偏析在沃斯田鐵相中，接下來，實施加熱到600℃以上之後予以冷卻之連續退火，藉此而獲得由肥粒鐵-麻田散鐵之複合組織所成的具有優異的深衝拉性與形狀性的鋼板。
又，專利文獻4所揭示的技術方案，係將以質量%計，含有C：0.03～0.25%、Si：0.001～3.0%、Mn：0.01～3.0%、P：0.001～0.06%、S：0.05%以下、N：0.001～0.030%、Al：0.005～0.3%的鋼素材，進行熱間輥軋，實施了輥軋率為30%以上未達95%的冷間輥軋而製成的鋼板，以4～200℃/小時的平均加熱速度，實施加熱至600～800℃的最高到達溫度為止的退火處理，令其形成Al與N的聚集、析出物而變成所期望的集合組織，再進一步加熱到Ac1 變態點以上1050℃以下的肥粒鐵-沃斯田鐵之雙相領域之後，予以冷卻，藉此可獲得：由含有變韌鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵之中的一種或兩種以上，合計為3～100%的組織所成的深衝拉性優異的鋼板。
然而，上述專利文獻2～4所揭示的技術方案，必須包含：藉由Al與N的聚集或析出物的形成而促使集合組織發達，以使r值提高的退火工序；以及用來形成所期望的組織的熱處理工序。而且，上述退火工序，基本上係採用閉箱退火，均熱保持時間也必須是1小時以上，因此需要較長的時間。亦即，專利文獻2～4所揭示的技術方案，不僅是退火處理時間很長，工序數很多，生產性也不佳。此外，因為是以鋼帶捲的狀態來進行高溫長時間的退火，因此鋼板彼此之間會發生緊密貼合在一起，或者在鋼板身上發生因回火所導致的顏色等等的品質上的問題，此外，也還有降低退火爐的爐體、內襯材的壽命等等之製造設備上的問題。
用來改善複合組織鋼板的r值之其他技術方案，例如：專利文獻5所揭示的製造方法，係將以重量%計，含有C：0.003～0.03%、Si：0.2～1%、Mn：0.3～1.5%、Al：0.01～0.07%、Ti：0.02～0.2%、(有效Ti)/(C+N)的原子濃度比為0.4～0.8的鋼素材，進行熱間輥軋、冷間輥軋之後，以Ac1 變態點以上900℃以下的溫度進行30秒～10分鐘加熱後，實施以30℃/秒以上的平均冷卻速度來進行冷卻的連續退火，而製作成在肥粒鐵中分散著預定量的第二相(麻田散鐵及/或變韌鐵)的複合組織鋼板。
根據這個專利文獻5的製造方法，係將以重量%計，在組成分中含有C：0.012%、Si：0.32%、Mn：0.53%、P：0.03%、Al：0.03%、Ti：0.051%的鋼素材，進行熱間輥軋、冷間輥軋之後，在肥粒鐵-沃斯田鐵雙相領域也就是870℃，進行兩分鐘的退火之後，實施以100℃/秒的平均冷卻速度來進行急速冷卻的連續退火，藉此，可製得r值為1.61，拉伸強度為482MPa的複合組織鋼板。
然而，上述專利文獻5的技術方案，為了確保100℃/秒的冷卻速度，必須使用到具備強力的冷卻能力的冷水淬火設備，因此會有設備體積趨於大型化的問題。此外，實施了冷水淬火之後的鋼板，也會有形狀性、表面處理性不佳的問題。此外，根據專利文獻5的技術所製得的鋼板，拉伸強度並未達到500MPa，因此係有難以對應用來製造拉伸強度高達500MPa以上，甚至高達590MPa以上之類的高強度鋼板的問題。
又，專利文獻6所揭示的技術方案，係將以質量%計，含有C：0.01～0.08%、Si：2.0%以下、Mn：3.0%以下、Al：0.005～0.20%、N：0.02%以下、V：0.01～0.5%，且V和C符合特定的關係之鋼素材，進行熱間輥軋、冷間輥軋，緊接著係以Ac1 ～Ac3 變態點的溫度域來進行連續退火(再結晶退火)，藉此而製造出：具有包含主相是肥粒鐵相與面積率為1%以上的麻田散鐵相的組織之深衝拉性優異的複合組織型高張力冷軋鋼板。
這個技術的特徵係在於：將V與C的含有量予以適正化，在再結晶退火之前，使鋼中的C變成V系碳化物析出，極力地降低固熔C的量以謀求提高r值，在於後續的再結晶退火中，加熱至肥粒鐵-沃斯田鐵的雙相領域，將V系碳化物予以熔解，在沃斯田鐵中將C濃化，然後在後續的冷卻過程中，令麻田散鐵生成以謀求商強度化。
然而，這個專利文獻6的技術，雖然是在肥粒鐵-沃斯田鐵的雙相領域中使V系碳化物熔解，但是因為V系碳化物的熔解速度快慢不一，因此必須很精準地管理在再結晶退火工序中的退火溫度、退火時間，在品質特性的穩定性方面，仍然有問題存在。
又，專利文獻7所揭示的技術方案的高強度鋼板之製造方法，係將以質量%計，含有C：0.010～0.050%、Si：1.0%以下、Mn：1.0～3.0%、P：0.005～0.1%、S：0.01%以下、Al：0.005～0.5%、N：0.01%以下、Nb：0.01～0.3%，且Nb與C係符合(Nb/93)/(C/12)為0.2～0.7的關係的鋼素材，進行熱間輥軋、冷間輥軋之後，加熱至800～950℃的肥粒鐵-沃斯田鐵的雙相領域溫度，在從上述退火溫度起迄500℃為止的溫度域，實施以5℃/秒以上的平均冷卻速度來進行冷卻之退火。
這個專利文獻7的技術之特徵係在於：藉由添加Nb來謀求熱軋鋼板組織的細微化，並且將Nb與C的含量控制在(Nb/93)/(C/12)為0.2～0.7的範圍，藉由將熱間輥軋時的鋼中C的一部分變成NbC晶析出來而減少退火前的固熔C，如此一來，在退火時係可促進從粒界發生{111}的再結晶粒，以謀求提高r值，另一方面，利用尚未被固定成NbC的固熔C，在退火後的冷卻時生成麻田散鐵，以謀求高強度化。根據這個專利文獻7，係可製造出：具有包含面積率50%以上的肥粒鐵相與面積率1%以上的麻田散鐵相的組織之平均r值為1.2以上的高強度鋼板。
然而，在於積極地利用Nb之專利文獻7的技術中，係可舉出下列的各種問題。首先，Nb是非常昂貴的元素，在原料成本的這一方面係不利的。又，Nb係可明顯地使沃斯田鐵的再結晶延緩，因此會產生熱間輥軋時的負荷變高之問題。此外，在熱軋鋼板中析出的NbC將會提高冷間輥軋時的變形阻力，因此，如果是以專利文獻7的實施例中所揭示的這麼高的輥軋率(65%)來實施冷間輥軋的話，輥軋負荷將會變得很大，發生機械故障的危險性會昇高，並且生產性會下降，可製造出來的鋼板的寬度受到限制等等，要如何才能達成穩定生產鋼板的這個方面係有許多問題點存在。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本特開昭56-139654號公報
專利文獻2：日本特公昭55-10650號公報
專利文獻3：日本特開昭55-100934號公報
專利文獻4：日本特開2003-64444號公報
專利文獻5：日本特公平01-35900號公報
專利文獻6：日本特開2002-226941號公報
專利文獻7：日本特開2005-120467號公報
如上所述，為了謀求深衝拉性優異的軟鋼板的高強度化，以往之利用固熔強化的技術，必須添加多量或者過剩的合金元素，不僅是在r值和BH性的方面，即使在原料成本的方面也有問題。又，利用組織強化之高強度化的技術，必須實施長時間的退火，為了使其形成所期望的組織，在退火後必須另外又實施另一個熱處理，必須使用高速冷卻設備，係有各種製造上的問題。又，利用析出VC、NbC的技術，雖然可製得具有較好的加工特性之高強度鋼板，但是在品質穩定性、生產性以及成分的方面，仍然有待改善的餘地。
本發明係有鑑於上述的以往技術所存在的問題點而進行開發完成的，其目的係在於提供：適用於汽車用鋼板等之具有拉伸強度TS為440MPa以上的高強度，且平均r值為1.20以上，兼具有烘烤硬化量(BH量)為40MPa以上的特性之深衝拉性與烘烤硬化性優異的高強度冷軋鋼板，及其有利的製造方法。此外，本發明的高強度冷軋鋼板，除了拉伸強度為440MPa以上的冷軋鋼板之外，也包含拉伸強度為500MPa以上，甚至於高達590MPa以上的冷軋鋼板。
本發明人等，為了解決上述技術課題，乃針對於高強度化手段對於鋼板的深衝拉性、烘烤硬化性及工業規模的生產性個方面所帶來的各種影響，努力地進行檢討。
其結果，找出了一種創見，就是使用組成分係含有C：0.010～0.06質量%、N：0.01質量%以下、Nb：0.010～0.090質量%、Ti：0.015～0.15質量%、S：0.01質量%以下，且Nb與C的含量符合(Nb/93)/(C/12)係未達0.20的關係，且將尚未受到Nb、Ti所固定的固熔C的量(C＊)調整在預定地範圍的素材，來製造冷軋鋼板的話，係可製造出：具有包含面積率為70%以上的肥粒鐵相與面積率為3%以上的麻田散鐵相的鋼板組織，平均r值為1.20以上、BH量為40MPa以上、拉伸強度TS為440MPa以上之深衝拉性及烘烤硬化性都優異的高強度冷軋鋼板，進而開發出本發明。
亦即，本發明的具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板的組成分，係含有C：0.010～0.06質量%、Si：超過0.5質量%且1.5質量%以下、Mn：1.0～3.0質量%、P：0.005～0.1質量%、S：0.01質量%以下、sol.Al：0.005～0.5質量%、N：0.01質量%以下、Nb：0.010～0.090質量%、Ti：0.015～0.15質量%，且C，Nb，Ti，N及S的含量係符合下列(1)式及(2)式；
(Nb/93)/(C/12)＜0.20‧‧‧(1)式
0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(2)式
此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}而且上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)；其餘部分係由Fe及不可避的雜質所組成，且是包含面積率為70%以上的肥粒鐵相與3%以上的麻田散鐵相的組織所形成的，拉伸強度為440MPa以上、平均r值為1.20以上、BH量為40MPa以上的深衝拉性及烘烤硬化性優異的高強度冷軋鋼板。
本發明的高強度冷軋鋼板的特徵是：除了上述組成分之外，又含有從Mo，Cr及V之中所選出的一種或兩種以上，合計係0.5質量%以下。
又，本發明的高強度冷軋鋼板的特徵是：除了上述組成分之外，又含有從Cu：0.3質量%以下、Ni：0.3質量%以下之中所選出的一種或兩種以上。
又，本發明的高強度冷軋鋼板的特徵是：除了上述組成分之外，又含有從Sn：0.2質量%以下及Sb：0.2質量%以下之中所選出的一種或兩種以上。
又，本發明的高強度冷軋鋼板的特徵是：除了上述組成分之外，又含有Ta：0.005～0.1質量%，而且C，Nb，Ta，Ti，N及S的含量是以下列(3)式來取代上述(2)式；
0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(3)式
此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
又，本發明的具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其特徵為：係將鋼素材的組成分中含有C：0.010～0.06質量%、Si：超過0.5質量%且1.5質量%以下、Mn：1.0～3.0質量%、P：0.005～0.1質量%、S：0.01質量%以下、sol.Al：0.005～0.5質量%、N：0.01質量%以下、Nb：0.010～0.090質量%、Ti：0.015～0.15質量%，且C，Nb，Ti，N及S的含量符合下列(1)式及(2)式的關係；
(Nb/93)/(C/12)<0.20　‧‧‧(1)式
0.005≦C＊≦0.025　‧‧‧(2)式
此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)，其餘部分係由Fe及不可避的雜質所組成的鋼素材，進行熱間輥軋、冷間輥軋、退火以製造高強度冷軋鋼板的方法，係將前述退火，在700～800℃的溫度範圍以未達3℃/秒的平均昇溫速度，進行加熱到800～900℃的退火溫度之後，從前述退火溫度起迄500℃以下的冷卻停止溫度Tc為止，則是以5℃/秒以上的平均冷卻速度來冷卻的條件來進行的。
又，本發明的製造方法的特徵是，其中的鋼素材，除了上述組成分之外，又含有從Mo，Cr及V之中所選出的一種或兩種以上，合計係0.5質量%以下。
又，本發明的製造方法的特徵是，其中的鋼素材，除了上述組成分之外，又含有從Cu：0.3質量%以下、Ni：0.3質量%以下之中所選出的一種或兩種以上。
又，本發明的製造方法的特徵是，其中的鋼素材，除了上述組成分之外，又含有Sn：0.2質量%以下及Sb：0.2質量%以下之中所選出的一種或兩種以上。
又，本發明的製造方法的特徵是，其中的鋼素材，又含有Ta：0.005～0.1質量%，而且C，Nb，Ta，Ti，N及S的含量是以下列(3)式來取代上述(2)式；
0.005≦C＊≦0.025　‧‧‧(3)式
此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
又，本發明的製造方法的特徵是，前述熱間輥軋的精製輥軋中的最後一次輥軋的輥軋率係設定為10%以上，前述最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率係設定為15%以上。
又，本發明的製造方法的特徵是，在前述熱間輥軋的精製輥軋結束後，3秒以內開始進行冷卻，以40℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至720℃以下的溫度域為止，在500～700℃的溫度域進行捲取之後，以50%以上的輥軋率來進行冷間輥軋。
根據本發明，藉由將C含量限定在0.010～0.06質量%的範圍，且將Nb的添加量，依據Nb與C含量之間的關係限定在(Nb/93)/(C/12)為未達0.20的條件，並且不像以往的極低碳IF鋼這樣地對於深衝拉性有不良影響的固熔C予以徹底地減少，而是藉由將尚未被Nb及Ti所固定的固熔C量(C＊)予以控制在預定的範圍，因此能夠很穩定地製造出：拉伸強度TS為440MPa以上，且平均r值為1.20以上、BH量為40MPa以上之深衝拉性、烘烤硬化性都優異的高強度冷軋鋼板。
此外，根據本發明，因為是極力地減少昂貴的Nb，而積極地利用Ti，所以不僅是拉伸強度為440MPa以上，即使是500MPa以上、甚至於是590MPa以上的高強度鋼板，也都能夠達到平均r值為1.20以上、BH量為40MPa以上之深衝拉性與烘烤硬化性皆優異的高強度鋼板，都能夠以低價位且很穩定地製造出來。
因此，若將本發明的高強度冷軋鋼板應用於汽車零件的話，可讓以往難以進行衝壓成形的構件達成高強度化，因此可對於汽車車體的撞擊安全性、輕量化具有很大的幫助。
首先，說明本發明的基本技術思想。
一般而言，想要讓深衝拉用的冷軋鋼板高r值化的話，亦即，想要使{111}的再結晶集合組織發達的話，極力地減少冷間輥軋前及再結晶退火前的固熔C量的作法，以及將熱軋鋼板組織細微化的作法是有效的。
因此，在前述的以往技術的複合組織鋼板(DP鋼板)中，因為需要大量的固熔C來幫助麻田散鐵的生成，所以存有：{111}的再結晶集合組織不夠發達，r值很低的缺點。
然而，本發明人等，則是找到了一個全新的創見，就是有一個絕妙的固熔C量的範圍之存在，根據這個範圍的固熔C量，可促使{111}的再結晶集合組織發達、以及促使麻田散鐵的生成。亦即，本發明係將C含量控制成較之以往之以低碳鋼作為素材的DP鋼板更低，且較之以往的極低碳鋼板更多，將C含量控制在0.010～0.06質量%的範圍，除此之外，配合這個C含量，適量地添加Nb與Ti，以確保適量的固熔C量，藉此，促進退火時的{111}的再結晶集合組織的發達，因而提高r值，並且在退火後的冷卻時生成適量的麻田散鐵，因而達成高強度化，此外又可在退火後確保高烘烤硬化量(BH量)。
又，Nb係具有延緩再結晶的效果，因此亦可有效地使熱軋鋼板組織細微化。此外，Nb係具有高碳化物形成能，在熱軋後的捲取階段，會在鋼中以NbC的形態析出，所以可減少在冷間輥軋前及再結晶退火前的固熔C量。但是，Nb是昂貴的元素，也是使製造性(輥軋性)惡化的元素。因此，在本發明中，係將Nb的添加量限制在使熱軋鋼板組織細微化所須的最低限度的量，而用來減少固熔C，則是活用與Nb同樣地具有高碳化物形成能的Ti。亦即，在本發明中，Nb的添加量，係基於與C含量的關係，係以(Nb/93)/(C/12)未達0.20的條件來進行添加，並且將尚未被Nb、Ti所固定的固熔C量(C＊)控制在0.005～0.025質量%的範圍。
以往，這種固熔C的存在係被認為會妨礙{111}的再結晶集合組織的發達，但是，在本發明中，並不是將全部的C都當作NbC或TiC予以固定，而是存在著用來形成麻田散鐵所需量的固熔C，藉此來達成高r值。為何能夠獲得這樣的效果之理由，在目前的時點，尚未完全地明確，但是係被認為：若將固熔C量控制在上述範圍的話，與固熔C所帶來之對於形成{111}的再結晶集合組織所造成的負面效果相比較，除了可使熱軋鋼板的細微化效果之外，在基質中析出細微的NbC、TiC，因而在冷間輥軋時會有變形累積在這種析出物的旁邊，進而促使{111}的再結晶粒的發生之正面效果更大。
亦即，本發明的特徵之一係在於：藉由將鋼的組成分控制在適正的範圍，而將固熔C量(C＊)予以控制在0.005～0.025質量%的範圍，藉此，以達成高r值化、高BH化與因複合組織化所帶來的高強度化之點。又，本發明的第二個特徵係在於：將(Nb/93)/(C/12)的值抑制在未達0.20，並且積極地活用Ti來替代Nb，因此可大幅地削減會導致熱間輥軋、冷間輥軋的負荷增大之昂貴的Nb的添加量，如此一來，不會導致原料成本的上昇、生產性的降低，可穩定地以工業規模來製造出高r值且具有高BH性的高強度冷軋鋼板之點。
又，本發明也找到一種創見，就是：除了因Nb所帶來的熱軋鋼板組織的細微化效果之外，如果將熱間輥軋中的精製輥軋的最後一次輥軋之輥軋率及最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率予以控制在適正的範圍，進而也將精製輥軋後的冷卻條件予以控制在適正的範圍的話，可令熱軋鋼板的結晶粒的細微化更為顯著地進展，冷間輥軋、退火後的組織也被細微化，進而這種退火後組織的細微化，係可增大粒界面積，增大可提高烘烤硬化性的偏析在粒界的C量，因此可獲得高烘烤硬化量(BH量)。
本發明係依據上述的新穎創見，進一步加以檢討而開發完成的。
其次，說明本發明的高強度冷軋鋼板的組成分。
C：0.010～0.06質量%
C係可固熔強化鋼，而且是用來促進包含以肥粒鐵為主相且含有麻田散鐵的第二相之複合組織的生成，以達成高強度化所需的重要元素。C的含量若未達0.010質量%，難以確保充分量的麻田散鐵，也就無法獲得本發明所期待的440MPa以上的拉伸強度。另一方面，C的含量若超過0.06質量%的話，所生成的麻田散鐵量會增加，也就無法獲得所期待的平均r值(1.20以上)。因此，在本發明中，係將C選定在0.010～0.06質量%的範圍。較佳的是0.020～0.045質量%的範圍。
Si：超過0.5質量%且1.5質量%以下
Si係可促進肥粒鐵變態，可提高未變態沃斯田鐵中的C含量，除了可使得由肥粒鐵與麻田散鐵所成的複合組織更容易生成之外，也是具有優異的固熔強化能之元素。因此，在本發明中，為了確保440MPa以上的拉伸強度，Si的添加量係超過0.5質量%。
另一方面，Si的添加量若超過1.5質量%的話，在鋼板表面會形成Si系氧化物，會導致製品鋼板的化成處理性、塗裝密合性、塗裝後耐腐蝕性降低。因此，在本發明中，將Si的含量選定在超過0.5質量%且1.5質量%以下。此外，想要讓拉伸強度變成500MPa以上的話，最好是將Si的含量選定為超過0.8質量%為宜，想要更進一步將拉伸強度變成590MPa以上的話，是將Si的含量選定為1.0質量%以上為宜。
Mn：1.0～3.0質量%
Mn係可提昇鋼的淬火性，可促進麻田散鐵的生成之元素，所以是謀求高強度化有效的元素。如果Mn的含量未達1.0質量%的話，難以生成所期望量的麻田散鐵，而有無法確保440MPa以上的拉伸強度之虞慮。另一方面，如果Mn的含量超過3.0質量%的話，將會導致原料成本的上昇，並且導致r值及焊接性降低。因此，乃將Mn的含量選定在1.0～3.0質量%的範圍。此外，若想要拉伸強度為500MPa以上的話，Mn的添加量係1.2質量%以上為宜，若想要拉伸強度為590MPa以上的話，Mn的添加量係1.5質量%以上為宜。
P：0.005～0.1質量%
P係具有很高的固熔強化能，對於鋼的高強度化有效的元素。但是P的含量若未達0.005質量%的話，不僅其效果不夠充分，反而是在製鋼工序中必須進行脫燐處理，只會導致製造成本的上昇而已。另一方面，P的含量若超過0.1質量%的話，P會在粒界偏析出來，會導致耐二次加工脆性、焊接性的降低。又，P若偏析於粒界的話，將會導致對於高BH化有幫助的偏析於粒界的C量的降低，因此，會有無法確保所期望的BH量之虞慮。因此，係將P的含量選定在0.005～0.1質量%的範圍。此外，想要確實地確保BH量的話，P的含量係0.08質量%以下為宜，0.05質量%以下更佳。
S：0.01質量%以下
S除了是造成熱間脆性的原因之外，會在鋼中以硫化物系夾雜物的形態存在，係會降低鋼板的加工性之有害的元素。因此，S是要極力地減少為宜，在本發明中，係將S的上限設在0.01質量%。最好是0.008質量%以下。
sol.Al：0.005～0.5質量%
Al雖然是當作脫氧劑來添加的元素，但因為具有固熔強化能，可對於高強度化有效地作用。但是作為sol.Al之Al的含量未達0.005質量%的話，無法獲得上述效果。另一方面，作為sol.Al之Al的含量若超過0.5質量%的話，除了導致原料成本的上昇之外，也會成為引發鋼板的表面缺陷之原因。因此，作為sol.Al之Al的含量係選定在0.005～0.5質量%的範圍。較佳是0.005～0.1質量%。
N：0.01質量%以下
N的含量若超過0.01質量%的話，就會因為在鋼中生成過多的氮化物，而導致延性、韌性的降低之外，也會導致鋼板的表面性狀的惡化。因此，N係選定在0.01質量%以下。
Nb：0.010～0.090質量%
Nb係具有：可將熱軋鋼板組織細微化的作用，並且具有可在熱軋鋼板中以NbC的形態析出而將存在於鋼中的固熔C的一部分加以固定的作用，因為這些作用而可對於高r值化有幫助，在本發明中是極為重要的元素。又，因為添加Nb所導致的熱軋鋼板組織的細微化，也會使得冷軋、退火後的鋼板組織細微化，增大粒界面積，所以也具有讓偏析在粒界的C的偏析量增大，提昇BH量的效果。想要獲得這種效果，Nb的添加量必須是0.010質量%以上。另一方面，若添加量太多而超過0.090質量%的話，不僅會導致原料成本的上昇，也會提高熱間輥軋、冷間輥軋時的輥軋負荷，因此難以維持穩定的製造。又，如後所述，在本發明中，在退火後的冷卻過程中，為了麻田散鐵的生成，需要有預定量的固熔C，但是，若過多添加Nb的話，將會使得鋼中的C全部都變成NbC而受到固定，因而妨礙到麻田散鐵的生成。因此，Nb的添加量係選定在0.010～0.090質量%的範圍。較佳是0.010～0.075質量%、更加好是0.010～0.05質量%的範圍。
Ti：0.015～0.15質量%
Ti係與Nb同樣地可藉由將C予以固定，而變成TiC析出於熱軋鋼板中，因而對於高r值化有幫助，在本發明中是很重要的元素。此外，Ti與Nb相比較，雖然效果較小，但是因為也具有可將熱軋鋼板組織細微化的作用，可藉由冷軋、退火後的鋼板組織的細微化以及增大粒界面積的作用，使得C偏析在粒界的偏析量增大，所以也具有提昇BH量的效果。想要發揮這種效果，必須添加Ti為0.015質量%以上。另一方面，添加過多超過0.15質量%的話，除了會導致原料成本的上昇，並且會使得冷間輥軋時的變形阻力變高，因而難以達成穩定的製造。又，過多添加Ti的話，也會與Nb同樣地，減少固熔C量而會妨礙在退火後的冷卻過程中的麻田散鐵的生成。因此，Ti的添加量是選定在0.015～0.15質量%的範圍。
本發明的高強度冷軋鋼板係除了符合上述的組成分之外，也必須含有C，Nb，Ti，N及S，其含量係符合下列的(1)式及(2)式。
(Nb/93)/(C/12)＜0.20　‧‧‧(1)式
0.005≦C＊≦0.025　‧‧‧(2)式
此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，在上述式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。惟，當Ti-(48/14)N-(48/32)S≦0的時候，就選定Ti-(48/14)N-(48/32)S=0。
Nb是較之Ti更昂貴的元素，除此之外，會增大熱間輥軋時的輥軋負荷，成為妨礙製造穩定性的原因之一。又，如後所述，在本發明中，在退火後的冷卻過程中會生成麻田散鐵，因此，必須確保尚未受到Nb、Ti所固定的固熔C的量(C＊)達到預定量。所以，在本發明中，基於原料成本、製造穩定性、鋼板組織及鋼板特性的觀點考量，必須將(Nb/93)/(C/12)及C＊控制在適正的範圍。因此，用來規定上述(Nb/93)/(C/12)及C＊之(1)式及(2)式，在本發明中是最重要的指標。
(Nb/93)/(C/12)，係Nb對於C的原子比，這個值若為0.20以上的話，NbC的析出量會增大，不僅熱間輥軋時的負荷會增大，昂貴的Nb的添加量也會變多，因此對於原料成本面不利。所以將Nb對於C的原子比之(Nb/93)/(C/12)選定為未達0.20。
此外，C＊係指：未受到Nb、Ti所固定的固熔C量，這個值若未達0.005質量%的話，就無法確保預定的麻田散鐵量，就很難達成拉伸強度為440MPa以上的程度。另一方面，若C＊超過0.025質量%的話，將會妨礙對於高r值化有效的肥粒鐵相之{111}的再結晶集合組織的形成，不僅無法獲得良好的深衝拉性，也會有因為麻田散鐵相的增加，而導致無法獲得所期望的BH量之虞慮。因此，將C＊選定在0.005～0.025質量%的範圍。此外，想要獲得50MPa以上的BH量的話，將C＊選定在0.020質量%以下為宜，想要獲得60MPa以上的BH量的話，就將C＊選定在0.015質量%以下為宜。
本發明的高強度冷軋鋼板，除了上述基本組成分之外，亦可配合被要求的特性，又添加入從Mo，Cr及V之中所選出的一種或兩種以上及/或從Cu及Ni之中所選出的一種或兩種。
從Mo，Cr及V之中所選出的一種或兩種以上，合計是0.5質量%以下
Mo，Cr及V都是昂貴的元素，係與Mn同樣地都是提昇淬火性的元素，是用來穩定地生成麻田散鐵之有效的元素。這種效果係在上述成分的合計添加量為0.1質量%以上時才會顯著地出現，因此係添加0.1質量%以上為宜。另一方面，Mo,Cr及V的合計添加量若超過0.5質量%的話，不僅上述效果趨於飽和，也會導致原料成本的上昇。因此，若想要添加這些元素的話，合計量係0.5質量%以下為宜。
從Cu：0.3質量%以下及Ni：0.3質量%以下之中所選出的一種或兩種
Cu係在熱間輥軋時會引起裂痕，成為發生表面瑕疵的原因之有害元素。但是在本發明的冷軋鋼板中，Cu對於鋼板特性的不良影響很小，所以只要含量為0.3質量%以下的話，就可被容許。如此一來，就可以使用報廢回收材等，可活用回收再生原料，所以可謀求原料成本的降低。
Ni係與Cu同樣地對於鋼板特性的影響很小，但是卻具有可防止因添加了Cu所導致的表面瑕疵的發生之效果。上述效果，必須是Ni達到Cu含量的1/2以上的添加量才會出現。但是Ni的添加量過剩的話，將會助長因為鏽皮的不均勻生成所導致的別種表面缺陷的發生，所以將Ni添加量的上限選定在0.3質量%為宜。
本發明的高強度冷軋鋼板，除了上述成分之外，又可添加從Sn及Sb之中所選出的一種或兩種及/或添加Ta。
Sn：0.2質量%以下、Sb：0.2質量%以下
Sn、Sb的添加目的是為了抑制：鋼板表面的氮化、氧化或因氧化而產生的鋼板表面數十μm領域的脫碳。藉由抑制這種氮化、氧化、脫碳，可抑制在鋼板表面的麻田散鐵生成量的減少，可改善抗疲勞特性、表面品質。為了獲得上述效果，Sn及/或Sb，分別添加0.005質量%以上為宜。但是若添加超過0.2質量%的話，會有導致韌性劣化之虞慮，因此若想添加的話，係將各自的添加量的上限選定在0.2質量%為宜。
Ta：0.005～0.1質量%
Ta係與Nb、Ti同樣地，在熱軋鋼板中會變成TaC而析出，具有將C予以固定的作用，所以是對於高r值化有幫助的元素。為了獲得這種效果，係添加0.005質量%以上為宜。但是若添加超過0.1質量%的話，不僅是原料成本的增加，也會與Nb、Ti同樣地，在退火後的冷卻過程中妨礙麻田散鐵的形成，析出在熱軋鋼板中的TaC將會使得冷間輥軋時的變形阻力變高，導致製造性惡化。因此，想要添加Ta的話，係選定在0.005～0.1質量%的範圍為宜。
此外，如果是添加Ta的話，C，Nb，Ta，Ti，N及S的含量關係係採用下列的(3)式來取代前述的(2)式為宜；
0.005≦C＊≦0.025　‧‧‧(3)
此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
上述(3)式中的C＊若未達0.005的話，無法確保預定的麻田散鐵量，難以獲得440MPa以上的拉伸強度。另一方面，若C＊超過0.025的話，將會妨礙對於高r值化有效的肥粒鐵相的{111}的再結晶集合組織的形成，因此，不僅無法獲得良好的深衝拉性，隨著麻田散鐵相的增加，也會有無法確保所期望的BH量之虞慮。此外，想要獲得50MPa以上的BH量的話，C＊係選定在0.020以下為宜，想要獲得60MPa以上的BH量的話，C＊係選定在0.015以下為宜。
本發明的冷軋鋼板，在上述成分以外的其餘部分，係由Fe及不可避的雜質所成。但只要是在不損及本發明的效果之範圍的話，並不排斥也含有其他的成分。但是，因為氧(O)會形成非金屬夾雜物而對於鋼板品質帶來不良影響，因此其含量係減少到0.003質量%以下為宜。
其次，說明本發明的高強度冷軋鋼板的鋼組織(細微組織)。
本發明的高強度冷軋鋼板，為了同時符合：鋼板強度與衝壓成型性(尤其是深衝拉性)、烘烤硬化性的要求，必須是具有：包含相對於整個鋼板組織之以面積率計70%以上的肥粒鐵相與以面積率計3%以上的麻田散鐵相之鋼板組織。此外，本發明的高強度冷軋鋼板，肥粒鐵相與麻田散鐵相以外的其餘部分的組織，有時候雖然係包含：波來鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵及碳化物等，但是，只要這些的合計以面積率計，係5%以下的話，即可被容許。
＜肥粒鐵相：以面積率計，係70%以上＞
肥粒鐵相係用來確保鋼板的衝壓成型性，尤其是深衝拉性所必須的軟質相，在本發明中，係藉由使得肥粒鐵相的{111}的再結晶集合組織發達，而可謀求高r值化。肥粒鐵相的面積率若未達70%的話，就難以達成平均r值為1.20以上，因而無法獲得良好的深衝拉性。又，烘烤硬化性係與肥粒鐵中的固熔C量具有相關性，肥粒鐵相的面積率若未達70%的話，就難以達成40MPa以上的BH量。因此，肥粒鐵相，以面積率計，係選定為70%以上。此外，為了更加提高平均r值及BH量，肥粒鐵相的面積率係80%以上為宜。另一方面，肥粒鐵相的面積率若超過97%的話，鋼板強度會降低，就難以確保440MPa以上的拉伸強度。又，在本發明中的「肥粒鐵」中，除了多角形肥粒鐵之外，也包含由沃斯田鐵變態後的轉位密度較高的變韌肥粒鐵。
＜麻田散鐵相：以面積率計，3%以上＞
麻田散鐵相，係用來確保本發明的冷軋鋼板的強度所必須的硬質相。麻田散鐵相的面積率若未達3%的話，鋼板強度會降低，就難以確保440MPa以上的拉伸強度，所以將麻田散鐵相的面積率選定為3%以上。此外，若想要獲得500MPa以上或590MPa以上的拉伸強度的話，麻田散鐵相以面積率計，係選定為5%以上為宜。另一方面，麻田散鐵相的面積率若超過30%的話，可提昇r值及BH性的肥粒鐵相的面積率會降低，難以再確保良好的深衝拉性、烘烤硬化性。因此，乃將麻田散鐵相的面積率選定在30%以下，20%以下更好。
其次，說明本發明的高強度冷軋鋼板之製造方法。
本發明的高強度冷軋鋼板係利用轉爐等來熔製出被調整成上述的化學組成分的鋼，再依序地經過：以連續鑄造等來作成鋼素材(鋼胚)的製鋼工序、將上述鋼胚利用由粗輥軋與精製輥軋所組成的熱間輥軋而製成熱軋鋼板的熱間輥軋工序、將上述熱軋鋼板進行冷間輥軋以製成冷軋鋼板的冷間輥軋工序、將上述冷軋鋼板進行退火而獲得預定的強度與深衝拉性、烘烤硬化性之退火工序，而製造的。
(製鋼工序)
在本發明的製造方法中，鋼的熔製方法係可以採用例如：將利用轉爐、電爐等而製得的熔鋼，進行真空脫氣處理之類的二次精煉而製成預定的組成分之一般習知的熔製製程，並未特別地限制。又，將熔鋼製作成鋼胚的方法，基於防止偏析等的問題之考量，係採用連續鑄造法為宜，但亦可採用：造塊-分塊輥軋法、薄鋼胚連續鑄造法之類的方法來製成鋼胚。
(熱間輥軋工序) ＜鋼胚再加熱＞
經過上述的製程而製得的鋼胚，之後，又進行再加熱、熱間輥軋為宜。上述鋼胚的再加熱溫度係基於：令TiC等的析出物粗大化，可令{111}的再結晶集合組織變發達，藉以改善深衝拉性的觀點考量係溫度較低者為宜。但是，加熱溫度若未達1000℃的話，熱間輥軋時的輥軋負荷會增大，會有發生輥軋機故障之虞慮，所以鋼胚加熱溫度係選定為1000℃以上為宜。又，加熱溫度的上限，基於抑制因氧化所導致的鏽皮減損量的增大之觀點，係限定在1300℃程度為宜。此外，在對於鋼胚進行熱間輥軋時，一般的作法，係將鋼胚裝入加熱爐之後，再加熱至預定的溫度之後，才進行輥軋，但是如果連續鑄造後的鋼胚已經是預定的溫度以上的話，就不必將鋼胚再加熱，可採用：直接進行輥軋(直送輥軋法)，或者將高溫狀態的鋼胚裝入到加熱爐之後省略一部分的再加熱之方法(溫片裝入法)。
＜粗輥軋＞
依據上述條件進行再加熱後的鋼胚係進行粗輥軋以作成板片。此處，粗輥軋的條件是只要遵循一般常用方法來進行即可，並不特別規定。此外，將鋼胚加熱溫度予以調低的情況下，基於確保預定的熱軋溫度、或者防止輥軋機發生故障的觀點，當然也可以活用板片加熱機來對於板片進行昇溫。
＜精製輥軋＞
上述粗輥軋後的板片，之後，將進行精製輥軋以作成熱軋鋼板，但是在本發明中，是將上述精製輥軋的最後一次輥軋及最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率控制在適正的範圍為宜。亦即，係將精製輥軋的最後一次輥軋的輥軋率設定為10%以上，以將許多剪斷帶導入到舊沃斯田鐵粒內，以增大肥粒鐵變態的晶核生成位置來謀求熱軋鋼板組織的細微化為宜。這個熱軋鋼板組織的細微化係可增大冷軋後的退火時之{111}的再結晶集合組織的優先晶核生成位置，所以不僅可有效地提昇r值，亦可使得退火後的鋼板組織細微化，增大粒界面積而增大偏析在粒界的C量，所以對於提高烘烤硬化性也是有效。另一方面，若最後一次輥軋輥軋率未達10%的話，肥粒鐵粒將會變得粗大化，所以會有無法獲得上述的高r值化、高BH化的效果之虞慮。因此，最後一次輥軋的輥軋率係設定在10%以上為宜，若是設定成13%以上的話更好。
此外，為了進一步提昇高r值化、高BH化的效果，除了控制上述最後一次輥軋的輥軋率之外，也將最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率設定在15%以上為佳。藉由控制這個最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率，可提高變形累積效果而將許多剪斷帶導入到舊沃斯田鐵粒內，所以可更增大肥粒鐵變態的晶核生成位置，熱軋鋼板組織更加細微化，可更提昇r值及BH性。如果最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率未達15%的話，熱軋鋼板組織的細微化效果不夠充分，係會有無法充分地獲得提昇上述r值、BH性的效果之虞慮。因此，係將最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率設定在15%以上為宜，18%以上更好。
此外，上述最後一次輥軋及最後一次輥軋的前一次輥軋之兩次輥軋的輥軋率之上限，基於考慮到輥軋負荷的觀點，分別都設定在未達40%為宜。
此外，至於最後一次輥軋及最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋溫度，雖然並無特別限制的必要，但是，最後一次輥軋的輥軋溫度係以800℃以上為宜，830℃以上更好。又，最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋溫度係以980℃以下為宜，950℃以下更好。
如果最後一次輥軋的輥軋溫度未達800℃的話，從未再結晶沃斯田鐵變態成肥粒鐵的量會變多，冷軋退火後的鋼板組織受到熱軋鋼板組織的影響，會變成朝輥軋方向伸長之不均勻的組織，加工性將會降低。
又，最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋溫度若超過980℃的話，會因為回復而導致變形的累積效果不夠充分，熱軋鋼板組織難以達成細微化，會有變成無法獲得高r值化、高BH化的效果之虞慮。
＜熱間輥軋後的冷卻條件及捲取溫度＞
結束了上述熱間輥軋後的熱軋鋼板，基於謀求結晶粒細微化所導致的r值提昇、BH性提昇之觀點考量，係在精製輥軋結束之後的3秒以內就開始進行冷卻，以40℃/秒以上的平均冷卻速度，冷卻到達720℃以下的溫度域為止，以500～700℃的溫度來捲取成鋼帶捲為宜。
如果至開始進行冷卻之前的時間超過3秒的話，或者平均冷卻速度未達40℃/秒的話，或者冷卻停止溫度高於720℃的話，熱軋鋼板組織會變粗大，有時候會無法獲得r值、BH性的提昇效果。
又，如果捲取溫度超過700℃的話，熱軋鋼板組織會粗大化，除了令人擔心強度會降低之外，也會有阻礙冷軋退火後的高r值化、高BH化之虞慮。另一方面，如果捲取溫度未達500℃的話，NbC、TiC就變得難以析出，固熔C會增加，還是對於高r值化不利。
(冷間輥軋工序)
上述熱間輥軋後的鋼板，之後，又依據一般常用的方法，進行酸洗、冷間輥軋而作成冷軋鋼板。此時的冷間輥軋的輥軋率，雖然是選定在50～90%的範圍為宜，但是為了謀求高r值化，係將冷軋輥軋率設定稍微高一點更好。如果輥軋率未達50%的話，肥粒鐵相的{111}之再結晶集合組織不夠發達，會有無法獲得優異的深衝拉性之虞慮。另一方面，如果輥軋率超過90%的話，則會使得冷間輥軋的負荷增大，而會有發生輥軋機故障之虞慮。
(退火工序)
上述冷間輥軋後的鋼板，之後，又進行退火，賦予它所期望的強度與衝拉性、烘烤硬化性。為達成此一目的，將上述的退火採用以下所說明的方式，在700～800℃的溫度範圍的平均昇溫速度係採用未達3℃/秒的平均昇溫速度，來加熱到達800～900℃的退火溫度為止，均熱之後，從上述退火溫度(均熱溫度)起迄500℃以下的冷卻停止溫度Tc為止，必須以5℃/秒以上的平均冷卻速度來進行冷卻。可以符合上述條件的退火方法，係適合採用連續退火方法。
＜平均昇溫速度＞
在本發明中，因為是在熱軋鋼板的階段，讓TiC、NbC析出於鋼中，所以冷間輥軋後的鋼板的再結晶溫度係比較高溫。因此，在對於冷軋鋼板進行加熱時，可促進再結晶，基於令對於高r值化有效的{111}的再結晶集合組織更為發達的觀點之考量，必須將700～800℃的溫度範圍以未達3℃/秒的平均昇溫速度低速地進行加熱。如果平均昇溫速度係3℃/秒以上的話，{111}的再結晶集合組織的發達變得不夠充分，會有難以達成高r值化的虞慮。此外，基於提昇生產性的觀點考量，平均昇溫速度係0.5℃/秒以上為宜。
＜退火溫度＞
為了使本發明的鋼板在退火後的鋼板組織變成：包含所期望的面積率的肥粒鐵相與麻田散鐵相之複合組織，退火溫度(均熱溫度)必須是採用：肥粒鐵相與沃斯田鐵相之雙相域溫度。因此，在本發明中，係將退火溫度選定在800～900℃的溫度範圍。退火溫度若未達800℃的話，退火後的冷卻之後，不僅無法獲得所期望的麻田散鐵量，在退火過程中，再結晶也並未充分地結束，所以肥粒鐵相的{111}的再結晶集合組織不夠發達，會有無法確保平均r值為1.20以上之虞慮。另一方面，退火溫度若超過900℃的話，肥粒鐵中的固熔C量會減少，會有無法確保40MPa以上的BH量之虞慮。又，如果退火溫度超過900℃的話，依據其後的冷卻條件的不同，會有因為第二相(麻田散鐵相、變韌鐵相、波來鐵相)增加過多而無法獲得所期望的面積率的肥粒鐵相，導致無法獲得良好的r值之虞慮。又，也會有導致生產性降低、能源燃料成本增加之問題。因此，係將退火溫度的範圍選定在800～900℃的範圍，更好是820～880℃的範圍。
此外，退火過程中的均熱保持時間，基於使得C等的元素在沃斯田鐵中充分地進行濃化的觀點考量，以及基於充分地促進肥粒鐵相的{111}的再結晶集合組織的發達之觀點考量，係選定為15秒(s)以上為宜。另一方面，均熱保持時間若超過300秒(s)的話，結晶粒會粗大化，不僅無法再獲得高BH量，而且也會有導致強度降低、鋼板表面性狀惡化等，會有對於鋼板的各種特性帶來不良影響之虞慮。因此，在退火過程中的均熱保持時間，係選定在15～300秒(s)的範圍為宜。更好的是15～200秒(s)的範圍。
＜冷卻速度＞
經由上述退火過程，再結晶結束之後的鋼板，其後，必須從退火溫度(均熱溫度)起迄500℃以下的冷卻停止溫度Tc為止，以5℃/秒以上的平均冷卻速度來進行冷卻。平均冷卻速度若未達5℃/秒的話，就變得難以確保相對於整體鋼板組織之面積率為3%以上的麻田散鐵相，會有無法獲得所期望的強度(拉伸強度440MPa以上)之虞慮。又，冷卻停止溫度若超過500℃的話，還是會有無法確保面積率為3%以上的麻田散鐵相之虞慮。此外，平均冷卻速度係以8℃/秒以上為宜，更好的是10℃/秒以上，又，冷卻停止溫度Tc係以400～450℃的範圍為宜。此外，平均冷卻速度若超過100℃/秒的話，必須增加水冷設備之類的特別的設備，會導致製造成本的增加，會有導致鋼板形狀惡化之虞慮，因此，係將平均冷卻速度的上限選定在100℃/秒程度為宜。
此外，在本發明中，雖然對於冷卻停止溫度Tc以後的冷卻條件並未特別地限定，但是基於可令麻田散鐵相的回火適度地進行，可讓延性、韌性回復的觀點考量，從冷卻停止溫度Tc起迄200℃為止的溫度域，係以0.2~10℃/秒的平均冷卻速度來進行冷卻為宜。亦即，上述溫度域的平均冷卻速度若未達0.2℃/秒的話，麻田散鐵相的回火會過度地進行，會有無法獲得所期望的強度之虞慮。另一方面，上述溫度域的平均冷卻速度若超過10℃/秒的話，則是因為麻田散鐵相的回火並未充分地進行，而無法太期待其延性、韌性的回復效果。更好的平均冷卻速度係0.5~6℃/秒的範圍。
以上述的方式來製造出來的本發明的冷軋鋼板，其後，又基於形狀矯正、表面粗度調整等之目的，亦可又實施調質輥軋、鋼板整平加工等。此外，如果是實施調質輥軋的話，伸長率係選定在0.3~1.5%的程度為宜。
〔實施例1〕
將具有表1所示的組成分之A~V的鋼，經由轉爐、真空脫氣處理等之一般公知的煉鋼程序來予以熔製，並進行連續鑄造而作成厚度為260mm的鋼胚。將這些鋼胚加熱到1220℃之後，進行熱間輥軋，以作成板厚度3.8mm的熱軋鋼板。此外，上述熱間輥軋的精製輥軋過程中的最後一次輥軋及最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋溫度及輥軋率、精製輥軋結束後之從冷卻開始起迄720℃為止的平均冷卻速度及捲取溫度係如表2所示，從精製輥軋結束後起迄開始進行冷卻為止的時間係設定在3秒以內。
接下來，將上述熱軋鋼板予以酸洗，以表2所示的條件來進行冷間輥軋，以作成板厚度1.2mm的冷軋鋼板之後，以表2所示的條件來進行連續退火之後，實施了伸長率為0.5%的調質輥軋，以作成冷軋鋼板(製品)。
從依據上述方式而製得的各冷軋鋼板，採取出樣品材，依照下列的方法來進行組織觀察、拉伸試驗，特定出鋼板組織，並且測定出肥粒鐵相及麻田散鐵相的面積率、拉伸強度、伸長量、平均r值及烘烤硬化量(BH量)。
<組織觀察>
從上述樣品材採取組織觀察用試驗片，針對於L斷面(與輥軋方向平行的垂直斷面)進行機械性研磨，以硝酸醇加以腐蝕後，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)以2000倍的倍率拍攝組織照片(SEM照片)，從該照片進行鋼板組織的特定，以及測定肥粒鐵相及麻田散鐵相的面積率。此外，從上述組織照片所進行的鋼板組織的特定方法，肥粒鐵係呈現稍微黑色色差的領域、波來鐵係碳化物呈疊層狀生成的領域、變韌鐵係碳化物呈點陣列狀生成的領域，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵(殘留γ)係呈現白色色差的粒子。此外，對於上述試驗片，實施250℃×4小時的回火處理之後，以同樣的方式拍攝取得組織照片，將碳化物以疊層狀生成的領域視為熱處理前之波來鐵的領域，將碳化物呈點陣列狀生成的領域視為熱處理前之變韌鐵或麻田散鐵的領域，再度求出其面積率，將還保留著白色色差的微粒子當作殘留γ加以測定，從其與回火處理前之呈現白色色差的粒子(麻田散鐵及殘留沃斯田鐵)的面積率的差值，來求出麻田散鐵相的面積率。此外，各相的面積率係先在透明的OHP透明片上，針對各相以不同透明片來進行上色，進行圖像讀取之後，進行二值化數位處理，使用圖像解析軟體(微軟公司出品的Digital Image Pro Plus ver.4.0)來求出面積率。
＜拉伸試驗、測定烘烤硬化量(BH量)＞
上述樣品材採取出日本工業規格JIS 5號拉伸試驗片(日本工業規格JIS Z2201)，該試驗片係以對於輥軋方向呈90°的方向(C方向)來作為拉伸方向，並且遵照日本工業規格JIS Z2241的規定來進行拉伸試驗，並且測定了拉伸強度TS、全伸長量E1。
又，烘烤硬化量(BH量)則是先賦予試驗片達到2%的拉伸預變形之後，再實施與170℃×20分鐘的塗裝烘烤條件相當的熱處理之後，再度進行拉伸試驗，求出從熱處理後的上降伏點來減掉賦予預變形時的公稱應力後的差值，將這個差值當作BH量。
＜測定平均r值＞
從上述樣品材採取日本工業規格JIS 5號拉伸試驗片，係以對輥軋方向呈0°的方向(L方向)、呈45°的方向(D方向)以及呈90°的方向(C方向)來當作拉伸方向，測定對於這些試驗片賦予10%的單軸拉伸變形時的各試驗片在寬度方向上的真變形與在厚度方向上的真變形，再從這些測定值，依據日本工業規格JIS Z2254的規定算出平均r值(平均塑性變形比)。將上述測定的結果顯示於表3。
No.3～13及16～22的鋼板，其鋼組成分及製造條件係應用了本發明之發明例，係具有：拉伸強度TS為440MPa以上、平均r值為1.20以上、BH量為40MPa以上的特性，是強度與深衝拉性、烘烤硬化性全部都符合要求的冷軋鋼板。在這些鋼板之中，固熔C量(C＊)為0.020質量%以下的No.8，12，13及22的鋼板，都是BH量為50MPa以上，此外，C＊為0.015%以下的No.3～7及16～20的鋼板，BH量為60MPa以上，係具有極高的烘烤硬化量。
相對於此，比較例的No.1的鋼板，C、Si含量及C＊係在本發明的範圍之外，又，比較例的No.2的鋼板，Mn含量係在本發明的範圍之外，因此，無法獲得所期望的麻田散鐵量，拉伸強度低於440MPa。又，比較例的No.14，15的鋼板，因為C＊係超出本發明的範圍，所以對於高r值化、高BH化有效的肥粒鐵相的面積率很低，平均r值低於1.20，BH量也低於40MPa。
〔實施例2〕
將具有表1所示的鋼D、G及L的組成分的鋼胚加熱到1220℃之後，進行熱間輥軋以作成板厚度為3.8mm的熱軋鋼板。又，關於熱間輥軋過程中的精製輥軋條件、冷卻條件、捲取溫度都顯示於表4。又，從精製輥軋結束起迄冷卻開始的時間係設定在3秒以內。接下來，將上述熱軋鋼板予以酸洗，依據表4所示的條件進行冷間輥軋以作成板厚度為1.2mm的冷軋鋼板之後，同樣地以表4所示的條件進行連續退火，進行伸長率為0.5%的調質輥軋以作成冷軋鋼板(製品)。
從根據上述方法所製得的冷軋鋼板，與實施例1同樣地採取試驗片，進行組織觀察、拉伸試驗，測定出肥粒鐵、麻田散鐵等的面積率、拉伸強度、伸長量、平均r值及烘烤硬化量。
將上述測定的結果顯示於表5。從這個表5可得知符合本發明的製造條件之No.23~29，31，32，35，36，38及39的發明例的鋼板，拉伸強度TS為440MPa以上、平均r值為1.20以上且BH量為40MPa以上，係強度與深衝拉性、烘烤硬化性都符合要求的鋼板。在這些鋼板之中，基於可謀求熱軋鋼板的組織細微化所帶來的高r值化、高BH化之目的，而特別地將精製輥軋結束後的平均冷卻速度設定成40℃/秒以上之No.25，26及29的鋼板，與將精製輥軋結束後的平均冷卻速度設定在未達40℃/秒的其他鋼板比較時，係可獲得更高的平均r值、BH量。
相對於此，比較例之No.30的鋼板，則是因為在精製輥軋過程中的最後一次輥軋的輥軋率及最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率係低於本發明的範圍，所以無法獲得因熱軋鋼板的組織細微化所帶來的高r值化、高BH化的效果，平均r值未達1.20、BH量未達40MPa。
又，比較例之No.33的鋼板，則是因為退火溫度低於本發明的範圍，所以無法獲得所期望的麻田散鐵量，不僅拉伸強度低於440MPa，也因為再結晶尚未結束，對於高r值化有效的{111}的再結晶集合組織不夠充分發達，平均r值未達1.20。
又，比較例之No.34的鋼板，則是因為退火溫度超過本發明的範圍，而變成只有在沃斯田鐵單相域的退火，因此在其後的冷卻過程中，對於高r值化、高BH化有效的肥粒鐵相並未生成，平均r值未達1.20、BH量未達 40MPa。
又，比較例之No.37的鋼板，從退火溫度起迄冷卻停止溫度Tc為止的平均冷卻速度低於本發明的範圍，因此無法獲得所期望的麻田散鐵量，拉伸強度低於440MPa。 此外，比較例之No.40的鋼板，係因為退火加熱時之在700~800℃溫度域時的平均昇溫速度超出本發明的範圍，所以肥粒鐵相之{111}的再結晶集合組織不夠發達，也是平均r值未達1.20。
〔產業上的可利用性〕
本發明的高強度冷軋鋼板的用途並不限定於汽車用構件，亦可適用於需要高強度且要求深衝拉性、烘烤硬化性的其他用途。因此，非常，適合作為家電零件、鋼管等的素材來使用。

Claims (28)

  1. 一種具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板，其特徵為：其組成分，係含有C：0.010~0.06質量%、Si：超過0.5質量%且1.5質量%以下、Mn：1.0~3.0質量%、P：0.005~0.1質量%、S：0.01質量%以下、sol.Al：0.005~0.5質量%、N：0.01質量%以下、Nb：0.010~0.090質量%、Ti：0.015~0.15質量%，且C，Nb，Ti，N及S的含量係符合下列(1)式及(2)式；其餘部分係由Fe及不可避的雜質所組成，且是包含面積率為70%以上的肥粒鐵相與3%以上的麻田散鐵相的組織所形成的，拉伸強度為440MPa以上、平均r值為1.20以上、BH量為40MPa以上；(Nb/93)/(C/12)<0.20‧‧‧(1)式 0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(2)式此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}而且上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板，其中，除了上述組成分之外，又含有從Mo，Cr及V之中所選出的一種或兩種以上，合計係0.5質量%以下。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板，其中，除了 上述組成分之外，又含有從Cu：0.3質量%以下、Ni：0.3質量%以下之中所選出的一種或兩種。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板，其中，除了上述組成分之外，又含有從Sn：0.2質量%以下、Sb：0.2質量%以下之中所選出的一種或兩種。
  5. 如申請專利範圍第3項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板，其中，除了上述組成分之外，又含有從Sn：0.2質量%以下、Sb：0.2質量%以下之中所選出的一種或兩種。
  6. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板，其中，除了上述組成分之外，又含有Ta：0.005~0.1質量%，而且C，Nb，Ta，Ti，N及S的含量是以下列(3)式來取代上述(2)式；0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(3)式此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
  7. 如申請專利範圍第3項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板，其中，除了上述組成分之外，又含有Ta：0.005~0.1質量%，而且C，Nb，Ta，Ti，N及S的含量是以下列(3)式來取代上述(2)式； 0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(3)式此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
  8. 如申請專利範圍第4項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板，其中，除了上述組成分之外，又含有Ta：0.005~0.1質量%，而且C，Nb，Ta，Ti，N及S的含量是以下列(3)式來取代上述(2)式；0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(3)式此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
  9. 如申請專利範圍第5項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性之高強度冷軋鋼板，其中，除了上述組成分之外，又含有Ta：0.005~0.1質量%，而且C，Nb，Ta，Ti，N及S的含量是以下列(3)式來取代上述(2)式；0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(3)式此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
  10. 一種具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其特徵為： 係將鋼素材的組成分中含有C：0.010~0.06質量%、Si：超過0.5質量%且1.5質量%以下、Mn：1.0~3.0質量%、P：0.005~0.1質量%、S：0.01質量%以下、sol.Al：0.005~0.5質量%、N：0.01質量%以下、Nb：0.010~0.090質量%、Ti：0.015~0.15質量%，且C，Nb，Ti，N及S的含量符合下列(1)式及(2)式的關係；其餘部分係由Fe及不可避的雜質所組成的鋼素材，進行熱間輥軋、冷間輥軋、退火以製造高強度冷軋鋼板的方法，係將前述退火，在700~800℃的溫度範圍以未達3℃/秒的平均昇溫速度，進行加熱到800~900℃的退火溫度之後，從前述退火溫度起迄500℃以下的冷卻停止溫度Tc為止，則是以5℃/秒以上的平均冷卻速度來冷卻的條件來進行的，(Nb/93)/(C/12)<0.20‧‧‧(1)式 0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(2)式此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
  11. 如申請專利範圍第10項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，除了上述組成分之外，又含有從Mo，Cr及V之中所選出的一種或兩種以上，合計係0.5質量%以下。
  12. 如申請專利範圍第10項或第11項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方 法，其中，除了上述組成分之外，又含有從Cu：0.3質量%以下、Ni：0.3質量%以下之中所選出的一種或兩種。
  13. 如申請專利範圍第10項或第11項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，除了上述組成分之外，又含有從Sn：0.2質量%以下、Sb：0.2質量%以下之中所選出的一種或兩種。
  14. 如申請專利範圍第12項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，除了上述組成分之外，又含有從Sn：0.2質量%以下、Sb：0.2質量%以下之中所選出的一種或兩種。
  15. 如申請專利範圍第10項或第11項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，除了上述組成分之外，又含有Ta：0.005~0.1質量%，而且C，Nb，Ta，Ti，N及S的含量是以下列(3)式來取代上述(2)式；0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(3)式此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
  16. 如申請專利範圍第12項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，除了上述組成分之外，又含有Ta：0.005~0.1質量%，而且C，Nb，Ta，Ti，N及S的含量是以下列(3)式來取代上述(2)式； 0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(3)式此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
  17. 如申請專利範圍第13項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，除了上述組成分之外，又含有Ta：0.005~0.1質量%，而且C，Nb，Ta，Ti，N及S的含量是以下列(3)式來取代上述(2)式；0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(3)式此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
  18. 如申請專利範圍第14項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，除了上述組成分之外，又含有Ta：0.005~0.1質量%，而且C，Nb，Ta，Ti，N及S的含量是以下列(3)式來取代上述(2)式；0.005≦C＊≦0.025‧‧‧(3)式此處，C＊=C-(12/93)Nb-(12/181)Ta-(12/48){Ti-(48/14)N-(48/32)S}，上述各式中的元素記號係表示各元素的含量(質量%)。
  19. 如申請專利範圍第10項或第11項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方 法，其中，前述熱間輥軋的精製輥軋中的最後一次輥軋的輥軋率係設定為10%以上，前述最後一次輥軋的前一次輥軋的輥軋率係設定為15%以上。
  20. 如申請專利範圍第10項或第11項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，係在前述熱間輥軋的精製輥軋結束之後的3秒以內，就開始進行冷卻，以40℃/秒以上的平均冷卻速度來冷卻至720℃以下的溫度域，在500~700℃的溫度進行捲取之後，以50%以上的輥軋率實施冷間輥軋。
  21. 如申請專利範圍第12項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，係在前述熱間輥軋的精製輥軋結束之後的3秒以內，就開始進行冷卻，以40℃/秒以上的平均冷卻速度來冷卻至720℃以下的溫度域，在500~700℃的溫度進行捲取之後，以50%以上的輥軋率實施冷間輥軋。
  22. 如申請專利範圍第13項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，係在前述熱間輥軋的精製輥軋結束之後的3秒以內，就開始進行冷卻，以40℃/秒以上的平均冷卻速度來冷卻至720℃以下的溫度域，在500~700℃的溫度進行捲取之後，以50%以上的輥軋率實施冷間輥軋。
  23. 如申請專利範圍第14項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，係在前述熱間輥軋的精製輥軋結束之後的3秒以內，就開 始進行冷卻，以40℃/秒以上的平均冷卻速度來冷卻至720℃以下的溫度域，在500~700℃的溫度進行捲取之後，以50%以上的輥軋率實施冷間輥軋。
  24. 如申請專利範圍第15項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，係在前述熱間輥軋的精製輥軋結束之後的3秒以內，就開始進行冷卻，以40℃/秒以上的平均冷卻速度來冷卻至720℃以下的溫度域，在500~700℃的溫度進行捲取之後，以50%以上的輥軋率實施冷間輥軋。
  25. 如申請專利範圍第16項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，係在前述熱間輥軋的精製輥軋結束之後的3秒以內，就開始進行冷卻，以40℃/秒以上的平均冷卻速度來冷卻至720℃以下的溫度域，在500~700℃的溫度進行捲取之後，以50%以上的輥軋率實施冷間輥軋。
  26. 如申請專利範圍第17項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，係在前述熱間輥軋的精製輥軋結束之後的3秒以內，就開始進行冷卻，以40℃/秒以上的平均冷卻速度來冷卻至720℃以下的溫度域，在500~700℃的溫度進行捲取之後，以50%以上的輥軋率實施冷間輥軋。
  27. 如申請專利範圍第18項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，係在前述熱間輥軋的精製輥軋結束之後的3秒以內，就開 始進行冷卻，以40℃/秒以上的平均冷卻速度來冷卻至720℃以下的溫度域，在500~700℃的溫度進行捲取之後，以50%以上的輥軋率實施冷間輥軋。
  28. 如申請專利範圍第19項所述之具有優異的深衝拉性及烘烤硬化性的高強度冷軋鋼板之製造方法，其中，係在前述熱間輥軋的精製輥軋結束之後的3秒以內，就開始進行冷卻，以40℃/秒以上的平均冷卻速度來冷卻至720℃以下的溫度域，在500~700℃的溫度進行捲取之後，以50%以上的輥軋率實施冷間輥軋。
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