TWI570248B - Steel plate - Google Patents

Description

鋼板 發明領域

本發明係有關於一種能夠得到適合汽車構件之優異的衝撞特性之鋼板。

發明背景

使用鋼板而製造汽車車體時，通常係進行鋼板成形、熔接及塗裝烘烤。因而，在汽車用鋼板，係被要求具有優異的成形性、塗裝烘烤後較高的強度及優異的衝撞特性。先前，作為被使用在汽車之鋼板，可舉出具有肥粒鐵及麻田散鐵的二相組織之dual phase(雙相位；DP)鋼板、及變態誘發塑性(transformation induced plasticity：TRIP)鋼板。

但是DP鋼板及TRIP鋼板，係有塗裝烘烤後的機械特性在構件內具有偏差之問題點。亦即，在鋼板成形時，因為按照欲得到的構件之形狀而附加應變，所以成形後的鋼板係包含被強烈地附加應變之部分及幾乎未被附加應變的部分。而且，被附加的應變越大的部分，在塗裝烘烤所產生的應變時效硬化之量越大且硬度増加。該結果，在藉由成形而被附加應變之部分、與幾乎未被附加應變的部分 之間，塗裝烘烤後之降伏強度的差異有變為較大之情形。此時，因為幾乎未被附加應變的部分係軟質且在該部分產生折疊，所以無法得到充分的反作用力特性及衝撞特性。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本特開2009-185355號公報

專利文獻2：日本特開2011-111672號公報

專利文獻3：日本特開2012-251239號公報

專利文獻4：日本特開平11-080878號公報

專利文獻5：日本特開平11-080879號公報

專利文獻6：國際公開第2013/047821號

專利文獻7：日本特開2008-144233號公報

專利文獻8：日本國際公開第2012/070271號

發明概要

本發明之目的係提供一種能夠得到良好的成形性，同時在塗裝烘烤後能夠得到穩定的降伏強度之鋼板。

為了解決上述課題，本發明者等進行專心研討。其結果，清楚明白肥粒鐵內的差排密度及變韌鐵內的差排密度為較高時，在成形時係即便在幾乎未被附加應變的部分，亦能夠藉由伴隨著塗裝烘烤之時效而提升降伏強度。亦清楚明白肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑為較小時，藉由時 效而能夠使降伏強度進一步提升。

本申請發明者係基於此種見解，而進一步專心研究的結果，想出以下所揭示之本發明的各種態樣。

(1)一種鋼板，其特徵在於具有下述表示之化學組成，以質量%計，C：0.05%~0.40%、Si：0.05%~3.0%、Mn：1.5%~4.0%、Al：1.5%以下、N：0.02%以下、P：0.2%以下、S：0.01%以下、Nb及Ti：合計0.005%~0.2%、V及Ta：合計0.0%~0.3%、Cr、Mo、Ni、Cu及Sn：合計0.0%~1.0%、B：0.00%~0.01%、Ca：0.000%~0.005%、Ce：0.000%~0.005%、La：0.000%~0.005%、以及剩餘部分：Fe及不純物，而且具有以合計2%以上的面積分率含有肥粒鐵及變韌鐵之鋼組織；肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度 係任一者均為3×10¹²m/m³~1×10¹⁴m/m³，肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑為5μm以下。

(2)如(1)之鋼板，其中前述鋼組織係以面積分率計，含有肥粒鐵及變韌鐵：合計2%~60%、及麻田散鐵：10%~90%，在前述鋼組織之殘留沃斯田鐵的面積分率為15%以下，相對於麻田散鐵的面積分率，肥粒鐵的面積分率之比例為0.03~1.00。

(3)如(1)或(2)之鋼板，其中在前述化學組成中成立：V及Ta：合計0.01%~0.3%。

(4)如(1)至(3)項中任一項之鋼板，其中在前述化學組成中成立：Cr、Mo、Ni、Cu及Sn：合計0.1%~1.0%。

(5)如(1)至(4)項中任一項之鋼板，其中在前述化學組成中成立：B：0.0003%~0.01%。

(6)如(1)至(5)項中任一項之鋼板，其中在前述化學組成中成立：Ca：0.001%~0.005%、Ce：0.001%~0.005%、La：0.001%~0.005%、或是該等的任意組合。

依照本發明，因為肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內之平均差排密度等為適當，所以能夠得到一種即便在塗裝烘烤後降伏強度亦穩定之鋼板。

用以實施發明之形態

以下，說明本發明的實施形態。

首先，說明在本發明的實施形態之鋼板及其製造所使用的鋼之化學組成。詳細係後述，本發明的實施形態之鋼板，係經過鋼的熱軋、冷軋、退火及調質輥軋等而製造。因而，鋼板及鋼的化學組成係不僅是考慮鋼板特性，而且亦考慮該等處理。在以下的說明，在鋼板所含有的各元素之含量的單位亦即「%」，係只要未特別預先告知，就意味著「質量%」。本實施形態之鋼板係具有下述表示之化學組成，以質量%計，C 0.05%~0.40%、Si：0.05%~3.0%、Mn：1.5%~4.0%、Al：1.5%以下，N：0.02%以下，P：0.2%以下，S：0.01%以下，Nb及Ti：合計0.005%~0.2%、V及Ta：合計0.0%~0.3%、Cr、Mo、Ni、Cu及Sn：合計0.0%~1.0%、B：0.00%~0.01%、Ca：0.000%~0.005%、Ce：0.000%~0.005%、La：0.000%~0.005%、以及剩餘部分：Fe及不純物。作為不純物係可舉例如，在礦石、廢料等的原材料含有者、在製造步驟含有者。

(C：0.05%~0.40%)

C係有助於提升拉伸強度。C含量小於0.05%時，無法得到充分的拉伸強度、例如980MPa以上的拉伸強度。因而，C含量為0.05%以上。為了得到更高的拉伸強度，C含量係較佳為0.08%以上。另一方面，C含量大於0.40%時，肥粒鐵內無法得到充分密度的差排，又，不容易得到較佳的鋼組織。因而，C含量為0.40%以下。從熔接性的觀點而言，C含量係較佳為0.35%以下。

(Si：0.05%~3.0%)

Si係對形成鐵碳化物及伴隨著其之時效硬化造成影響。Si含量小於0.05%時，無法得到充分的固溶C量，伴隨著塗裝烘烤之時效亦未使降伏強度充分地上升。因而，Si含量為0.05%以上。為了進一步提高降伏強度，Si含量係較佳為0.10%以上。另一方面，Si含量大於3.0%時，肥粒鐵內無法得到充分密度的差排，又，不容易得到較佳的鋼組織。因而，Si含量係設為3.0%以下。從抑制鋼胚的放置裂紋及熱軋中的端部裂紋之觀點而言，Si含量係以2.5%以下為佳，較佳為2.0%以下。

(Mn：1.5%~4.0%)

Mn係抑制從沃斯田鐵變態成為肥粒鐵且有助於提升拉伸強度。Mn含量小於1.5%時，無法得到充分的拉伸強度、例如980MPa以上的拉伸強度。因而，Mn含量為1.5%以上。為了得到更高的拉伸強度，Mn含量係較佳為2.0%以上。另一方面，Mn含量大於4.0%時，無法得到充分的成形性到。 因而，Mn含量為4.0%以下。為了得到更優異的成形性，Mn含量係較佳為3.5%以下。

(Al：1.5%以下)

Al不是必要元素，例如被使用於脫氧用以減低夾雜物，而可能殘留在鋼中。Al含量大於1.5%時，無法得到具有後述範圍的平均差排密度之肥粒鐵或變韌鐵。因而，Al含量為1.5%以下。為了減低Al含量係花費成本，欲減低至小於0.002%時，成本係顯著地上升。因此，Al含量可設為0.002%以上。進行充分的脫氧後之情況，Al有殘留0.01%以上之情況。

(N：0.02%以下)

N不是必要元素，例如在鋼中以不純物的方式含有。N含量為大於0.02%時，氮化物大量地析出而無法得到充分的成形性。因而，N含量為0.02%以下。為了減低N含量係花費成本、欲減低至小於0.001%時，成本係顯著地上升。因此，N含量可設為0.001%以上。

(P：0.2%以下)

P不是必要元素，例如在鋼中以不純物的方式含有。P含量大於0.2%時，P化合物大量地析出而無法得到充分的成形性。因而，P含量為0.2%以下。從熔接性的觀點而言，P含量係較佳為0.07%以下。為了減低P含量係花費成本，欲減低至小於0.001%時，成本係顯著地上升。因此，P含量可設為0.001%以上。

(S：0.01%以下)

S不是必要元素，例如在鋼中以不純物的方式含有。S含量大於0.01%時，硫化物大量地析出而無法得到充分的成形性。因而，S含量為0.01%以下。為了進一步抑制成形性低落，S含量係較佳為0.003%以下。為了減低S含量係花費成本，欲減低至小於0.0002%時，成本係顯著地上升。因此，S含量可設為0.0002%以上。

(Nb及Ti：合計0.005%~0.2%)

Nb及Ti係有助於肥粒鐵或變韌鐵的結晶粒之微細化及析出強化。因為Nb及Ti係形成(Ti、Nb)碳氮化物，所以按照Nb及Ti的含量，而退火後的固溶C量及固溶N量產生變化。Nb及Ti的含量係合計小於0.005%時，無法得到具有後述範圍的平均粒徑之肥粒鐵或變韌鐵，即便藉由伴隨著塗裝烘烤之時效，降伏強度亦未充分地上升。因而，Nb及Ti的含量係合計0.005%以上。為了藉由時效使降伏強度充分地上升，Nb及Ti的含量係較佳為合計0.010%以上。另一方面，Nb及Ti的含量合計大於0.2%時，(Ti、Nb)碳氮化物大量地析出而無法得到充分的成形性。因而，Nb及Ti的含量係合計0.2%以下。Nb及Ti的含量係較佳為合計0.1%以下。

V、Ta、Cr、Mo、Ni、Cu、Sn、B、Ca、Ce及La不是必要元素，而是在鋼板及鋼可以有限度且適當地含有預定量之任意元素。

(V及Ta：合計0.0%~0.3%)

V及Ta係藉由形成碳化物、氮化物或碳氮化物以及肥粒鐵及變韌鐵的細粒化，而有助於提升強度。因而，亦可含 有V或是Ta或該等雙方。但是，V及Ta的含量合計大於0.3%時，大量的碳氮化物析出，致使延展性低落。因而，V及Ta的含量係合計0.3%以下。從抑制鋼胚的放置裂紋及抑制熱軋中的端部裂紋的觀點而言，V及Ta的含量係較佳為合計0.1%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果，V及Ta的含量係較佳為合計0.01%以上。

(Cr、Mo、Ni、Cu及Sn：合計0.0%~1.0%)

Cr、Mo、Ni、Cu及Sn係與Mn同樣地，為了抑制從沃斯田鐵變態成為肥粒鐵而使用。因而，亦可含有Cr、Mo、Ni、Cu或是Sn或該等任意的組合。但是，Cr、Mo、Ni、Cu及Sn的含量合計大於1.0%時，加工性係顯著地劣化且延伸度減低。因而，Cr、Mo、Ni、Cu及Sn的含量係合計1.0%以下。從製造性的觀點而言，Cr、Mo、Ni、Cu及Sn的含量係較佳為合計0.5%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果，Cr、Mo、Ni、Cu及Sn的含量係較佳為0.1%以上。

(B：0.00%~0.01%)

B係提高鋼板的淬火性，抑制肥粒鐵的形成且促進麻田散鐵的形成。因而，亦可含有B。

但是，B含量為合計大於0.01%時，硼化物大量地析出而無法得到充分的成形性。因而，B含量為0.01%以下。為了進一步抑制延展性低落，B含量係較佳為合計0.003%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果、B含量係較佳為0.0003%以上。

(Ca：0.000%~0.005%、Ce：0.000%~0.005%、La： 0.000%~0.005%)

Ca、Ce及La係使鋼板中的氧化物及硫化物成為細小，或使氧化物及硫化物的特性變化，而抑制加工性、特別是延伸低落。因而，亦可含有Ca、Ce或是La或該等任意的組合。但是，Ca含量、Ce含量、La含量的任一者大於0.005%時，藉由上述作用之效果飽和致使成本白費地變高，同時成形性低落。因而，Ca含量、Ce含量、La含量係任一者均為0.005%以下。為了進一步抑制成形性低落，Ca含量、Ce含量、La含量係任一者均是較佳為0.003%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果、Ca含量、Ce含量、La含量係任一者均是較佳為0.001%以上。亦即，以滿足「Ca：0.001%~0.005%」、「Ce：0.001%~0.005%」或是「La：0.001%~0.005%」或該等任意的組合為佳。

其次，說明本發明的實施形態之鋼板的鋼組織。在以下的說明，構成鋼組織之相或組織的比例之單位亦即「%」，係只要未特別預先告知，就意味著面積分率的「面積%」。本發明的實施形態之鋼板的鋼組織，係合計以2%以上的面積分率含有肥粒鐵及變韌鐵。肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度，係任一者均為3×10¹²m/m³~1×10¹⁴m/m³，肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑為5μm以下。

如上述，依照本發明者等，清楚明白肥粒鐵內的差排密度及變韌鐵內的差排密度較高時，即便在成形時在幾乎未被附加應變之位置，亦能夠藉由伴隨著塗裝烘烤之 時效而提升降伏強度。肥粒鐵內的平均差排密度或是變韌鐵內之平均差排密度或該等雙方小於3×10¹²m/m³時，在成形時幾乎未被附加應變的部分，降伏強度係未能夠藉由時效而充分地提升且無法得到充分的衝撞特性。因而，肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度係任一者均為3×10¹²m/m³以上。為了得到更優異的衝撞特性，肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度，係任一者均是較佳為6×10¹²m/m³以上。肥粒鐵內的平均差排密度或是變韌鐵內的平均差排密度或該等雙方大於1×10¹⁴m/m³時，成形性低落、或在成形時幾乎未被附加應變的部分，降伏強度係未能夠藉由時效而充分地提升且無法得到充分的衝撞特性。因而，肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度係任一者均為1×10¹⁴m/m³以下。為了更優異的成形性及衝撞特性，肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度係任一者均為8×10¹³m/m³以下。

肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度，係例如能夠使用穿透式電子顯微鏡(transmission electron microscopy：TEM)照相而得到。亦即，準備薄膜試料的TEM照相，該TEM照相上任意地劃線，欲得到肥粒鐵內的平均差排密度時，係計算該線在肥粒鐵內與差排線交叉處。而且，將肥粒鐵內的線長度設作L，將在肥粒鐵內之線與差排線交叉處的數量設作N，將試料厚度設作t時，在該薄膜試料之肥粒鐵內的差排密度係能夠以「2N/(Lt)」表示。使用在該薄膜試料的複數處所拍攝的TEM照相，且從 該等複數TEM照相所得到的差排密度之平均值，係能夠作為肥粒鐵內的平均差排密度。作為試料厚度t，係可使用實測值，亦可簡易地使用0.1μm。變韌鐵內的平均差排密度，係在變韌鐵內計算交叉處，使用變韌鐵內的線長度時，係能夠藉由得到肥粒鐵內的平均差排密度之方法同樣的方法而得到。

如上述，依照本發明者等，清楚明白肥粒鐵及變韌鐵的粒徑為較小時，係無法藉由時效而進一步提升降伏強度。肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑大於5μm時，在成形時幾乎未被附加應變的部分，降伏強度係未藉由時效而充分地提升且無法得到充分的衝撞特性。因而，肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑為5μm以上。為了得到更優異的衝撞特性，肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑係較佳為3μm以下。

即便肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度係任一者均為3×10¹²m/m³~1×10¹⁴m/m³，且肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑為5μm以下，肥粒鐵及變韌鐵的面積分率為合計小於2%時，亦無法得到充分的成形性、或無法得到充分的衝撞性能。因而，肥粒鐵及變韌鐵的面積分率係合計2%以上。為了得到更優異的成形性及衝撞性能，肥粒鐵及變韌鐵的面積分率係較佳為合計5%以上。

在本申請案，肥粒鐵係包含多邊形肥粒鐵(α p)、擬多邊形肥粒鐵(α q)及粒狀變韌肥粒鐵(α B)，變韌鐵係包含下部變韌鐵、上部變韌鐵及變韌肥粒鐵(α °B)。粒狀變韌肥粒鐵係具有已恢復成為無板條之差排次結構，變韌肥粒 鐵係無碳化物析出的板條聚束而成之構造，舊γ晶界係直接殘留(參照參考文獻：「鋼的變韌鐵照相集-1」日本鐵鋼協會(1992年)第4頁)。在該參考文獻有如下述的記載：「Granular bainitic ferrite structure(粒狀變韌肥粒鐵)；dislocated substructure but fairly recovered like lath-less(差排次結構但已完全地恢復成為無板條)」及「sheaf-like with laths but no carbide(類似層狀的板條但是無碳化物)；conserving the prior austenite grain boundary(舊沃斯田鐵晶界殘留)。

肥粒鐵及變韌鐵亦有助於提升鋼板的成形性。但是，肥粒鐵及變韌鐵的面積分率為合計大於60%時，有無法得到充分的衝撞特性之情形。因而，肥粒鐵及變韌鐵的面積分率係較佳為合計60%以下。為了得到更優異的衝撞特性，肥粒鐵及變韌鐵的面積分率係更佳為合計40%以下。

麻田散鐵係有助於確保拉伸強度。麻田散鐵的面積分率小於10%時，有無法得到充分的拉伸強度、例如980MPa以上的拉伸強度、或是肥粒鐵內的平均差排密度小於3×10¹²m/m³之情形。因而，麻田散鐵的面積分率，係較佳為10%以上。為了得到更優異的拉伸強度及衝撞特性，麻田散鐵的面積分率係更佳為15%以上。另一方面，麻田散鐵的面積分率大於90%時，有肥粒鐵內的平均差排密度或是變韌鐵內的平均差排密度或該等雙方大於1×10¹⁴m/m³、或是無法得到充分的延展性之情形。因而，麻田散鐵的面 積分率係較佳為90%以下。為了得到更優異的衝撞性能及延展性，麻田散鐵的面積分率係更佳為85%以下。麻田散鐵係含有淬火原狀態的麻田散鐵及回火麻田散鐵，在麻田散鐵的全體之中，以回火麻田散鐵佔有80面積%以上為佳。

肥粒鐵的面積分率f_F對麻田散鐵的面積分率f_M之比例(f_F/f_M)小於0.03時，肥粒鐵內的平均差排密度有成為大於1×10¹⁴m/m³，或是無法得到充分的延展性之情形。因而，比例(f_F/f_M)係較佳為0.03以上。為了得到更優異的衝撞性能及延展性，比例(f_F/f_M)係更佳為0.05以上。另一方面，比例(f_F/f_M)大於1.00時，肥粒鐵內的平均差排密度有成為小於3×10¹²m/m³之情形。因而，比例(f_F/f_M)係較佳為1.00以下。為了得到更優異的衝撞性能，比例(f_F/f_M)係更佳為0.80以下。

對於提升成形加工性及提升衝撃能量吸收特性，殘留沃斯田鐵係有效的。殘留沃斯田鐵亦有助於提升塗裝烘烤時的應變時效硬化量。但是殘留沃斯田鐵的面積分率大於15%時，肥粒鐵內的平均差排密度有大於1×10¹⁴m/m³、或在成形後鋼板產生脆化之情形。因而，殘留沃斯田鐵的面積分率係較佳為15%以下。為了得到更優異的衝撞特性及韌性，殘留沃斯田鐵的面積分率係更佳為12%以下。殘留沃斯田鐵的面積分率為2%以上時，能夠期待提升應變時效硬化量之效果。

除了肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵 以外，作為在鋼組織含有的物質之例子，可舉出波來鐵。波來鐵的面積分率係較佳為2%以下。

肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及波來鐵的面積率，係例如能夠使用光學顯微鏡或掃描電子顯微鏡(scanning electron microscopy：SEM)拍攝的鋼組織之照相且藉由點計算法或影像解析來測定。粒狀變韌肥粒鐵(α B)與變韌肥粒鐵(α °B)的辨識，係能夠藉由SEM及透過電子顯微鏡(TEM)而進行組織觀察且基於參考文獻的記載而進行。

殘留沃斯田鐵的面積分率，例如能夠藉由電子背向散射繞射(electron backscatter diffraction：EBSD)法或X射線繞射法來測定。藉由X射線繞射法來測定時，係能夠使用Mo-K α線而測定肥粒鐵的(111)面之繞射強度(α(111))、殘留沃斯田鐵的(200)面之繞射強度(γ(200))、肥粒鐵的(211)面之繞射強度(α(211))、及殘留沃斯田鐵的(311)面之繞射強度(γ(311))，從下式算出殘留沃斯田鐵的面積分率(f_A)。

f_A=(2/3){100/(0.7×α(111)/γ(200)+1)} +(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}

其次，說明本發明的實施形態之鋼板的機械特性。

本實施形態之鋼板，係以具有980MPa以上的拉伸強度為佳。因為拉伸強度小於980MPa時，不容易藉由構件的高強度化來得到輕量化的優點之緣故。

在鋼板的成形及塗裝烘烤後之衝撞特性，係能夠 藉由(式1)表示的參數P₁來進行評價。「YS_BH5」係被附加5%的拉伸預應變時之時效後的降伏強度(MPa)，「YS_BH0」係未被附加拉伸預應變時之時效後的降伏強度(MPa)，「TS」為最大拉伸強度(MPa)。時效的溫度為170℃，時間為2小時。參數P₁係相當於相對於最大拉伸強度TS，被附加預應變的部分之塗裝烘烤後的降伏強度YS_BH5、與未被附加預應變的部分之塗裝烘烤後的降伏強度YS_BH0之差異的比例。參數P₁之值越小，係意味著通過成形及塗裝烘烤而得到的構件內的降伏強度之差異越小。將拉伸預應變的大小設為5%，係考慮在製造汽車骨架用構件時，通常在彎曲加工部和引伸加工部係被導入5%以上的成形應變。參數P₁之值大於0.27時，通過成形及塗裝烘烤而製成之構件在承受衝撞變形時，從硬度為局部地較低的部分開始產生縱向彎曲或變形，而有無法得到適當的反作用力特性及能量吸收量之情形。因此，參數P₁之值係較佳為0.27以下。為了得到更優異的衝撞性能，參數P₁之值係更佳為0.18以下。

P₁=(YS_BH5-YS_BH0)/TS．．．(式1)

鋼板的成形性，係能夠藉由(式2)表示的參數P₂來進行評價。「uEl」係與在拉伸試驗所得到的均勻延伸率(%)，鼓脹成形性、延伸凸緣成形性及引伸成形性相關聯。參數P₂之值小於7000時，成形或衝撞多半產生裂紋，而不容易有助於汽車構件的輕量化。因此，參數P₂之值係較佳為7000以上。為了得到更優異的成形性，參數P₂之值係更佳為8000以上。

P₂=TS×uEl．．．(式2)

其次，說明製造本發明的實施形態之鋼板之方法。在製造本發明的實施形態之鋼板時，特別是控制肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑、肥粒鐵內的平均差排密度、以及變韌鐵內的平均差排密度係非常重要的。本發明者等針對該等控制而進行專心研討之結果，清楚明白利用伴隨著麻田散鐵變態之體積膨脹，而能夠將差排導入至肥粒鐵內及變韌鐵內，而且平均差排密度係依存於形成麻田散鐵之溫度及麻田散鐵量。亦清楚明白變韌鐵內的平均差排密度，亦依存於形成變韌鐵之溫度。亦清楚明白藉由調整調質輥軋的延伸率及在調質輥軋之線荷重/張力比，能夠控制肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度。因此，在該製造方法，具有上述的化學組成之鋼係進行熱軋、冷軋、退火及調質輥軋等。

首先，製造具有上述的化學組成之鋼胚且進行熱軋。提供熱軋之鋼胚，例如能夠藉由連續鑄造法、分塊法或薄鋼胚鑄造等而製造。亦可採用在鑄造後立刻進行熱軋之如連續鑄造-直接輥軋之製程。

鋼胚加熱的溫度小於1100℃時，在鑄造中所析出的碳氮化物之再溶解係有不充分之情形。因而，鋼胚加熱的溫度係設為1100℃以上。在鋼胚加熱後，係進行粗軋及精加工輥軋。粗軋條件係沒有特別限定，例如能夠使用常用的方法而進行。在精加工輥軋之軋縮率、道次之間時間及輥軋溫度係沒有特別限定，精加工輥軋溫度係較佳是設 為Ar₃點以上。去鏽垢的條件亦沒有特別限定，例如能夠使用常用的方法而進行。

精加工輥軋之後，係將鋼板進行冷卻且捲取。捲取溫度大於680℃時，無法使肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑成為5μm以下，即便藉由伴隨著塗裝烘烤之時效亦有降伏強度未充分地上升之情形。因而，捲取溫度係設為680℃以下。

捲取之後，將鋼板冷卻且進行酸洗及冷軋。亦可在酸洗與冷軋之間進行退火。該退火的溫度大於680℃時，無法使肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑成為5μm以下，即便藉由伴隨著塗裝烘烤之時效亦有降伏強度未充分地上升之情形。因而，在酸洗與冷軋之間進行退火時，其溫度係設為680℃以下。該退火係例如能夠使用連續退火爐或批次退火爐。

冷軋的輥軋道次之次數係沒有特別限定，能夠設為與常用的方法同樣。冷軋的軋縮率小於30%時，無法使肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑成為5μm以下，即便藉由伴隨著塗裝烘烤之時效亦有降伏強度未充分地上升之情形。因而，冷軋的軋縮率係設為30%以上。

在冷軋之後進行退火。該退火的最高到達溫度小於(Ac₃-60)℃時，C及N的固溶量不足，即便藉由伴隨著塗裝烘烤之時效，降伏強度亦無法充分地上升，而且不容易得到較佳的鋼組織。因而，最高到達溫度係設為(Ac₃-60)℃以上。為了得到更優異的衝撞特性、最高到達溫度係較 佳是設為(Ac₃-40)℃以上。另一方面，最高到達溫度大於900℃時，無法使肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑成為5μm以下，即便藉由伴隨著塗裝烘烤之時效亦有降伏強度未充分地上升之情形。因而，最高到達溫度係設為900℃以下。為了得到更優異的衝撞特性、最高到達溫度係較佳是設為870℃以下。為了使肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑成為5μm以下，以將最高到達溫度的保持時間設為3秒鐘~200秒鐘為佳。特別是將保持時間設為10秒鐘以上為佳，以設為180秒鐘以下為佳。

冷軋後的退火後之冷卻時，係使從700℃至550℃為止之間的平均冷卻速度成為4℃/s~50℃/s。該平均冷卻速度小於4℃/s時，變韌鐵內的平均差排密度小於3×10¹²m/m³。另一方面，該平均冷卻速度大於50℃/s時，變韌鐵內的平均差排密度大於1×10¹⁴m/m³。因而，該平均冷卻速度係設為4℃/s~50℃/s。

其次，進行鋼板的調質輥軋。調質輥軋係在(式3)表示之參數P₃為2以上、延伸率為0.10%~0.8%的條件下進行。「A」係線荷重(N/m)，「B」係對鋼板賦予之張力(N/m²)。

P₃=B/A．．．(式3)

參數P₃係對鋼板內的差排密度均勻性造成影響。參數P₃小於2時，鋼板的板厚中心部之肥粒鐵未被導入充分的差排，即便藉由伴隨著塗裝烘烤之時效亦有降伏強度未充分地上升之情形。因而，參數P₃係設為2以上。為了得到更優異的衝撞特性，參數P₃係較佳是設為10以上。

調質輥軋的延伸率小於0.10%時，肥粒鐵未被導入充分的差排，即便藉由伴隨著塗裝烘烤之時效亦有降伏強度未充分地上升之情形。因而，延伸率係設為0.10%以上。為了得到更優異的衝撞特性，延伸率係較佳是設為0.20%以上。另一方面、延伸率大於0.8%時，有無法得到充分的成形性之情形。因而，延伸率係設為0.8%以下。為了得到更優異的成形性，延伸率係較佳是設為0.6%以下。

如此進行而能夠製造本發明的實施形態之鋼板。

亦可在冷軋後的退火與調質輥軋之間對鋼板進行鍍敷處理。鍍敷處理係例如可以藉由在連續退火設備所設置之鍍敷設備來進行，亦可藉由與連續退火設備為另外的鍍敷專用設備來進行。鍍敷的組成係沒有特別限定。作為鍍敷處理，例如能夠進行熔融鍍敷處理、合金化熔融鍍敷處理或電鍍處理。

依照本實施形態，因為肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度等為適當，在塗裝烘烤後能夠得到穩定的降伏強度。

又，上述實施形態係何一者均只不過是在實施本發明時所揭示之具體化的例子，不應依照該等而將本發明的技術範圍限定地解釋。亦即，本發明係不從其技術思想、或其主要的特徵脫離，而能夠以各式各樣的形式實施。

實施例

其次，說明本發明的實施例。在實施例的條件， 係用以確認本發明的實施可能性及效果而採用的一條件例，本發明係不被該一條件例被限定。本發明係只要不脫離本發明的要旨而達成本發明的目的，能夠採用各種條件。

(第1試驗)

在第1試驗，係將具有表1所顯示的化學組成之鋼溶製而製造鋼片，將該鋼片加熱至1200℃~1250℃且進行熱軋。在熱軋係進行粗軋及精加工輥軋。表1中的空欄係表示該元素的含量為小於檢測界限，剩餘部分為Fe及不純物。表1中的底線係表示其數值係從本發明的範圍脫離。

藉由熱軋將所得到的熱軋鋼板冷卻且在550℃~700℃捲取。其次，進行熱軋鋼板的酸洗而將鏽垢除去。隨後，藉由以25%~70%的軋縮率進行冷軋，來得到厚度為1.2mm的冷軋鋼板。針對一部分的熱軋鋼板，在酸洗與冷軋之間於550℃進行退火。

在冷軋後進行退火。在該退火，係將溫度設為780℃~900℃，將時間設為60秒鐘且進行700℃~550℃間的平均冷卻速度為20℃/s之冷卻。其次，在延伸率為0.3%、參數P₃為80的條件下進行調質輥軋。

針對一部分的鋼板，係在連續退火中或連續退火後，進行熔融鋅鍍敷處理或合金化熔融鋅鍍敷處理，針對另外一部分的鋼板，係在連續退火後進行電鍍鋅處理。在表2顯示對應鍍敷處理之鋼種。表2中的「GI」係表示進行熔融鋅鍍敷處理後的熔融鋅鍍敷鋼板，「GA」係表示進行合金化熔融鋅鍍敷處理後的合金化熔融鋅鍍敷鋼板，「EG」係表示進行電鍍鋅處理後的電鍍鋅鋼板，「CR」係表示未進行鍍敷處理的冷軋鋼板。

如此進行而製造鋼板的試料。而且，觀察試料的鋼組織且測定肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度。

在鋼組織的觀察，係測定肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵的面積分率以及肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑。在該觀察，係使用針對鋼板的1/4厚度部分藉由SEM或是TEM所拍攝的組織照相，而進行藉由點計算法或 是影像解析之解析或藉由X射線繞射法之解析。此時，針對肥粒鐵及變韌鐵，係將被15°以上的傾角的晶界包圍之區域設作一個結晶粒，且將各自50個以上的結晶粒之平均標稱粒徑設作平均粒徑d。將肥粒鐵及變韌鐵的合計面積分率f_F+B、肥粒鐵的面積分率f_F、麻田散鐵的面積分率f_M、殘留沃斯田鐵的面積分率f_A、面積分率的比例(f_F/f_M)顯示在表2。表2中的底線係表示其數值從本發明的範圍脫離。

平均差排密度係使用TEM照相且從(式4)求取。TEM觀察用的薄膜試料，係從鋼板的表面起算1/4厚度的部分採取。作為薄膜試料的厚度t，係簡易地使用0.1μm。針對肥粒鐵、變韌鐵的各自，係每薄膜試料在5處以上拍攝TEM照相，將從該等TEM照相所得到的差排密度之平均值設作在該薄膜試料之平均差排密度。將肥粒鐵內的平均差排密度ρ _F及變韌鐵內的平均差排密度ρ _B亦顯示在表2。表2中的底線係表示其數值從本發明的範圍脫離。

ρ=2N/(Lt)．．．(式4)

隨後，針對各試料進行依據JIS Z 2241之拉伸試驗。在該拉伸試驗，係使用將板寬度方向(對輥軋方向為直角之方向)作為長度方向之依據JIS Z 2201之拉伸試片。此時，對每試料測定最大拉伸強度TS、降伏強度YS、均勻延伸率uEl、被附加5%的拉伸預應變時之時效後的降伏強度YS_BH5、及未被附加拉伸預應變時之時效後的降伏強度YS_BH0。而且，算出(式1)表示之有關於降伏強度之參數P₁、及(式2)表示之有關於成形性之參數P₂。將該等結果顯示在表3。表3中的底線係表示其數值從目標範圍脫離。

如表3所顯示，因為本發明例之試料No.1、No.2、No.10~No.13、No.20~No.23、No.25~No.27係具備本發明的必要條件，所以顯示優異的衝撞特性及成形性。肥粒鐵及變韌鐵的合計面積分率、麻田散鐵的面積分率、殘留沃斯田鐵的面積分率、以及相對於麻田散鐵的面積分率之肥粒鐵的面積分率之比例，係在較佳範圍內之試料No.1、No.2、No.12、No.13、No.21~No.23、No.26、No.27，參數P₂為8000以上且成形性特別優異。

在試料No.3、No.14，因為平均差排密度ρ _B過剩，所以無法得到充分的成形性。因為在試料No.4、No.5、No.7、No.16、No.17，平均差排密度ρ _F過少，所以無法得到充分的衝撞特性。在試料No.6，因為平均差排密度ρ _F過剩，所以無法得到充分的衝撞特性。在試料No.8、No.18，因為平均粒徑d過剩，所以無法得到充分的成形性。在試料No.9、No.19，因為肥粒鐵及變韌鐵的合計面積分率f_F+B過少，所以無法得到充分的成形性。在試料No.15，因為平均差排密度ρ _F及平均差排密度ρ _B過少，所以無法得到充分的衝撞特性.在試料No.24，因為平均差排密度ρ _F及平均差排密度ρ _B過剩，所以無法得到充分的衝撞特性。

在試料No.28，因為C含量過少，所以無法得到充分的拉伸強度。在試料No.29，因為C含量過剩且平均差排密度ρ _F過剩，無法得到充分的衝撞特性。在試料No.30，因為Si含量過少，所以無法得到充分的衝撞特性。在試料No.31，因為Si含量過剩，所以平均差排密度ρ _F過少而無法 得到充分的衝撞特性。在試料No.32，因為Mn含量過少，所以無法得到充分的拉伸強度。在試料No.33，因為Mn含量過剩，所以平均差排密度ρ _F及平均差排密度ρ _B過剩而無法得到充分的成形性。在試料No.34，因為Al含量過剩，所以平均差排密度ρ _F及平均差排密度ρ _B過少而無法得到充分的衝撞特性。在試料No.35，因為N含量過剩，所以無法得到充分的成形性。在試料No.36，因為P含量過剩，所以無法得到充分的成形性。在試料No.37，因為S含量過剩，所以無法得到充分的成形性。在試料No.38及No.39，因為Ti及Nb的總含量過剩，所以無法得到充分的成形性。在試料No.40，因為Ti及Nb的總含量過少，所以平均差排密度ρ _F過少而無法得到充分的衝撞特性。

(第2試驗)

第2試驗係使用記號A的鋼，除了調質輥軋以外的處理條件係與試料No.1相同，且使調質輥軋的延伸率及參數P₃變化而製造試料。而且，進行與第1試驗同樣的各種測定。將該結果顯示在表4。表4中的底線係表示其數值係從調質輥軋的預定範圍、本發明範圍或目標範圍脫離。

如表4所顯示，在較佳範圍進行調質輥軋之試料No.43~No.46、No.50，係能夠製造滿足本發明的必要條件之鋼板。

在試料No.41、No.42，因為延伸率過少，所以平均差排密度ρ _F及平均差排密度ρ _B變為過少而無法得到充分的衝撞特性。在試料No.47，因為延伸率過剩，所以平均差排密度ρ _F及平均差排密度ρ _B變為過剩而無法得到充分的成形性。在試料No.48，因為延伸率過剩，所以平均差排密度ρ _F及平均差排密度ρ _B變為過剩，而無法得到充分的成形性。在試料No.49，因為參數P₃之值過少而無法得到充分的衝撞特性。

產業上之可利用性

本發明係能夠利用在例如有關適合於汽車車體的鋼板之產業。

Claims (9)

1. 一種鋼板，其特徵在於具有下述表示之化學組成，以質量%計，C：0.05%~0.40%、Si：0.05%~3.0%、Mn：1.5%~4.0%、Al：1.5%以下、N：0.02%以下、P：0.2%以下、S：0.01%以下、Nb及Ti：合計0.005%~0.2%、V及Ta：合計0.0%~0.3%、Cr、Mo、Ni、Cu及Sn：合計0.0%~1.0%、B：0.00%~0.01%、Ca：0.000%~0.005%、Ce：0.000%~0.005%、La：0.000%~0.005%、以及剩餘部分：Fe及不純物；而且具有如下之鋼組織：以面積分率計，含有肥粒鐵及變韌鐵合計2%~60%、及麻田散鐵10%~90%；在前述鋼組織之殘留沃斯田鐵的面積分率為15%以下；相對於麻田散鐵的面積分率，肥粒鐵的面積分率之 比例為0.03~1.00；肥粒鐵內的平均差排密度及變韌鐵內的平均差排密度係任一者均為3×10¹²m/m3~1×10¹⁴m/m³，肥粒鐵及變韌鐵的平均粒徑為5μm以下。
2. 如請求項1之鋼板，其中在前述化學組成中成立：V及Ta：合計0.01%~0.3%。
3. 如請求項1或2之鋼板，其中在前述化學組成中成立：Cr、Mo、Ni、Cu及Sn：合計0.1%~1.0%。
4. 如請求項1或2之鋼板，其中在前述化學組成中成立：B：0.0003%~0.01%。
5. 如請求項3之鋼板，其中在前述化學組成中成立：B：0.0003%~0.01%。
6. 如請求項1或2之鋼板，其中在前述化學組成中成立：Ca：0.001%~0.005%、Ce：0.001%~0.005%、La：0.001%~0.005%、或是該等的任意組合。
7. 如請求項3之鋼板，其中在前述化學組成中成立： Ca：0.001%~0.005%、Ce：0.001%~0.005%、La：0.001%~0.005%、或是該等的任意組合。
8. 如請求項4之鋼板，其中在前述化學組成中成立：Ca：0.001%~0.005%、Ce：0.001%~0.005%、La：0.001%~0.005%、或是該等的任意組合。
9. 如請求項5之鋼板，其中在前述化學組成中成立：Ca：0.001%~0.005%、Ce：0.001%~0.005%、La：0.001%~0.005%、或是該等的任意組合。