TWI575084B - 應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法 - Google Patents

Description

應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法

本發明有關一種應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法，特別是關於一種具優異表面性狀及擴孔性之高強度應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法。

背景技術

近年來，為了達到改善汽車燃料效能的目的，汽車之各種組件正朝向輕量化邁進。輕量化之手段則視組件各自所需之性能而異，例如，骨架組件以鋼板高強度化來進行薄肉化，儀錶板組件則以Al合金等輕金屬來取代鋼板等。然而，與鋼相較下Al合金等之輕金屬價昂，因此其主要應用對象侷限在高級車乃是現狀。另一方面，汽車之需求已從先進國家轉移到新興國家，可預想今後將要求兼顧輕量化與低價格化。因此，不論何種組件，利用鋼之高強度化與薄肉化來達到輕量化之需求正與日俱增。

此外，在汽車組件當中，客車用車輪從設計性 觀點出發迄今多使用鋁之鑄造品及鍛造品。然而，最近鋼壓製品亦藉由鑽研材料及工法而出現了具有與鋁製車輪同等設計性之製品。為了以鋼製車輪實現與鋁製車輪同等之設計性及美觀性，除了優異之疲勞耐久性及耐蝕性之外，特別是就會觸及終端使用者視線之車輪輪盤而言，更要求設計性及美觀性。因此，連同用於車輪輪盤之鋼板(車輪輪盤用鋼板)，除了需要提升達成薄肉化所需之高強度化、疲勞耐久性及耐蝕性之外，也變得需要改善表面性狀以提高加工性、組件本身之設計性及美觀性。

在車輪輪盤之成形步驟中，帽部之加工尤為嚴苛。此外，在車輪之組件特性上，以最嚴格之基準來控管的即是疲勞耐久性。因此，迄今以來，就車輪輪盤用鋼板所要求之特性而言，以膨出加工性、抽製加工性及疲勞耐久性尤受重視。特別是針對疲勞耐久性，以車輪而言，在載運狀況下實際運行時，在被反覆施加載重的情況下，肇因於幾何形狀、載重負荷模式及載重負荷方向之應力集中會發生在帽部內側及飾孔等部位。因此，車輪輪盤用鋼板基於上述理由，甚是重視應力集中下之疲勞特性，即凹痕疲勞特性。

此外，一般而言，車輪輪盤用鋼板需求540MPa以上之高強度，但近年來也有進一步朝780MPa以上高強度化的需求。

迄今，此等車輪輪盤用鋼板甚重視組件之疲勞耐久性，而使用具優異疲勞特性且具有肥粒鐵及麻田散鐵 所構成之複合組織的複合組織鋼板(所謂的雙相(Dual Phase)鋼。以下記為「DP鋼」)。

非專利文獻1揭示，藉由使鋼板組織(微組織)如同肥粒鐵及麻田散鐵所構成之DP鋼一般地複合組織化，即使是在相同強度下仍可使均勻延伸獲提升。

如上述，已然揭示了可使DP鋼之強度及延伸性提升。然而，已知DP鋼之局部變形能力(以彎曲成形性、擴孔性、突出成形加工性為代表)較低。其理由在於，因組織中之肥粒鐵與麻田散鐵的強度差較大，成形時龐大的應變及應力集中到麻田散鐵附近之肥粒鐵而發生裂痕。

基於上述知識見解，已提出一種藉由降低組織間之強度差而製得之具優異擴孔性之高強度鋼板。舉例來說，專利文獻1已提出一種鋼板，其令組織以變韌鐵或變韌肥粒鐵為主體，藉此在確保強度之同時大幅提升擴孔性。專利文獻1之技術即是一種藉由令組織大致成為變韌鐵或變韌肥粒鐵之單一組織以抑止肇因於前述硬度差之應變及應力集中進而獲得優異擴孔性的技術。

然而，由於專利文獻1所載之高強度鋼板呈現變韌鐵或變韌肥粒鐵之單一組織，其雖然在擴孔性上甚是優異，但預想應用在車輪輪盤等時將無法獲得充分之延伸性。

對於此種課題，舉例來說，專利文獻2~4已提出一種高強度鋼板，其將組織製成延伸性優異之肥粒鐵單一組織，並利用Ti、Mo等碳化物之析出強化來謀求高強度化。

然而，專利文獻2所揭鋼板必須含有多量Mo，專 利文獻3所揭鋼板必須含有多量之Ti、Mo、V。因此，專利文獻2及3之技術乃有合金成本提高之問題。此外，專利文獻4所揭鋼板除了需含有多量V之外，為了達到結晶粒之微細化，還必須在軋延中途進行冷卻。因此而在製造成本上具有課題。

此外，就該等鋼板而言，雖然與變韌鐵或變韌肥粒鐵之單一組織鋼相較下顯示了較高之延伸性，但因使肥粒鐵本身大幅高強度化，延伸性將會劣化。故而無法在高層級下兼顧延伸性與擴孔性。

專利文獻5提出了一種具優異擴孔性之DP鋼，其使DP鋼中生成變韌鐵來取代麻田散鐵並製成肥粒鐵與變韌鐵之複合組織，藉此來縮小組織間之強度差。

然而，由於專利文獻5所揭技術是以對提升強度之助益較麻田散鐵為小的變韌鐵來確保強度，必須提高變韌鐵組織之面積率。一旦變韌鐵之面積率提高，延伸性會劣化，而無法在高層級下兼顧延伸性與擴孔性。

再者，專利文獻6~8提出了一種鋼板，其係使DP鋼之肥粒鐵析出強化，藉此降低與硬質組織之間的組織間強度差。

然而，專利文獻6~8所載技術必須含有Mo而有製造成本提高的問題。又，即便使肥粒鐵析出強化，其與硬質組織之麻田散鐵間的強度差仍甚大，無法獲得充分之擴孔性。

專利文獻9提出了一種鋼板，其係於抗拉強度為 780MPa以上之DP鋼中將麻田散鐵分率控制在3~10%，藉此提升了延伸性及擴孔性。

如專利文獻9所示，DP鋼在將微組織製成肥粒鐵與麻田散鐵之複合組織時，在促進肥粒鐵變態之目的下，大多含有多量之Si。但，含有多量Si之DP鋼會在鋼板表面生成被稱為紅鏽皮(Si鏽皮)之虎皮條紋狀鏽皮圖案。因此，含有多量Si之鋼板難以應用在追求美觀性之高設計性車輪輪盤上。

專利文獻9所載鋼板雖獲得了優異之延伸性及擴孔性，但因含有0.5%以上之Si，難以避免上述Si鏽皮圖案之問題。因此，難以應用在用於追求美觀性之高設計性車輪輪盤的各種鋼材。

對於此種課題，舉例來說，專利文獻10及11揭示了如下技術，即，將Si含量控制在0.3%以下以抑制紅鏽皮發生，且進一步添加Mo使析出物微細化，藉此製得在具有高強度之同時還具有優異延伸性與凸緣性之高張力熱軋鋼板。

然而，專利文獻10及11所揭鋼板因必須含有價昂之Mo而成本提高。又，此等發明實質上係由經析出強化之肥粒鐵單相所構成的組織，延伸性尚有不足。又，亦未就凹痕疲勞特性予以探討。

就使具有複合組織之鋼板之疲勞特性提升的技術而言，專利文獻12揭示了一種以滿足特定關係之方式含有Si、Al、Mn以藉此提高低循環疲勞特性的技術。

然而，專利文獻12並未就屬於應力集中下之疲勞特性的凹痕疲勞特性作出技術揭示。又，專利文獻12之技術必須含有0.6%以上之Si，難以避免Si鏽皮圖案之生成。

專利文獻13及14揭示了如下技術：複合性地含有Al與Si並製成包含殘留沃斯田鐵之微細組織，藉此製造延性較DP鋼更為優異之應變誘發相變態型複合組織鋼板(以下記為「TRIP鋼」)。此外，專利文獻13及14之鋼板藉由以多邊形肥粒鐵為主相而令擴孔性也獲得改善。

然而，專利文獻13及14並未就屬於應力集中下之疲勞特性的凹痕疲勞特性作出技術性揭示。又，預想將此種TRIP鋼應用於鋼製車輪時，會有加工車輪之輪轂(hub)孔及飾孔時所必須之擴孔性等局部變形能力偏低的課題。

先行技術文獻 專利文獻

【專利文獻1】日本國特開2003-193190號公報

【專利文獻2】日本國特開2003-089848號公報

【專利文獻3】日本國特開2007-063668號公報

【專利文獻4】日本國特開2004-143518號公報

【專利文獻5】日本國特開2004-204326號公報

【專利文獻6】日本國特開2003-321737號公報

【專利文獻7】日本國特開2003-321738號公報

【專利文獻8】日本國特開2003-321739號公報

【專利文獻9】日本國特開2011-184788號公報

【專利文獻10】日本國特開2002-322540號公報

【專利文獻11】日本國特開2002-322541號公報

【專利文獻12】日本國特開2010-150581號公報

【專利文獻13】日本國特開平5-112846號公報

【專利文獻14】日本國特開2002-256389號公報

非專利文獻

【非專利文獻1】Matsumura et al, Trans. ISIJ, vol. 27 (1987), p. 570

發明概要

TRIP鋼是一種使殘留沃斯田鐵與變韌鐵分散於軟質肥粒鐵中而成的鋼板，在具有高強度的同時，還具有極高之均勻延伸性。然而，肥粒鐵或變韌鐵與殘留沃斯田鐵之間，或是，肥粒鐵或變韌鐵與殘留沃斯田鐵發生應變誘發相變態所產生的麻田散鐵之間，會有強度差存在。因此，在變形時，肇因於上述強度差而起的應變及應力集中會發生在結晶之境界面。然後，會引發延性破壞之空孔變得容易生成及成長，與擴孔性相關之TRIP鋼的局部變形能力極低。

另一方面，就評估應力集中下之疲勞特性時甚重要之凹口疲勞特性而言，已知在其與斷裂壽命中至發生疲勞龜裂為止佔絕大部分之通常疲勞特性不同，大部分之斷裂壽命係受到疲勞龜裂之傳播所左右。TRIP鋼具有軟質之肥粒鐵及分散於肥粒鐵中之殘留沃斯田鐵與變韌鐵。可 以想見，在具有此種組織之TRIP鋼中，疲勞龜裂會優先經由軟質之肥粒鐵傳播，相對硬質之殘留沃斯田鐵或殘留沃斯田鐵發生應變誘發相變態而產生的硬質麻田散鐵會成為疲勞龜裂之傳播障礙而使傳播速度降低，因此凹痕疲勞特性較高。

然而，迄今尚未就殘留沃斯田鐵之分率、尺寸大小等之TRIP鋼組織與引發延性破壞之空孔生成及成長動態及疲勞龜裂之傳播速度進行詳細調査。因此，目前仍未能提供使擴孔性等之局所變形能力獲得提升且使疲勞龜裂之傳播速度降低的應變誘發相變態型複合組織鋼板(TRIP鋼)。

更進一步來說，目前尚未能提供：為了以鋼製車輪實現與鋁製車輪同等之設計性及美觀性而避免Si鏽皮圖案生成且強度延伸平衡性、耐蝕性、擴孔性及凹痕疲勞特性均優良之鋼板。

本發明係鑑於上述課題而大成者。本發明之目的即在於提供一種高強度應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法，該鋼板具有540MPa以上之抗拉強度，同時具有優異之強度延伸平衡性(TS×El)、擴孔性、耐蝕性及凹痕疲勞特性，且更具有優異之表面性狀。

本案發明人為了避免Si鏽皮圖案之生成且獲得優異之表面性狀及耐蝕性，而以具有受限Si含量之鋼成分(化學組成)的TRIP鋼(應變誘發相變態型複合組織鋼板)為 前提，就TRIP鋼之成分及組織與強度、延伸、擴孔性及凹痕疲勞特性之関係進行精心探究。結果發現了藉由控制鋼成分(化學組成)以及殘留沃斯田鐵之分散狀態、形狀及尺寸來提升強度、延伸、擴孔性及凹痕疲勞特性的手法。

具體來說，則是獲得了下述知識見解：含有適切量之Al來取代一般在TRIP鋼中用作肥粒鐵形成因子(肥粒鐵變態促進元素)的Si，藉此可避免Si鏽皮圖案生成並促進以多邊形肥粒鐵為主相、殘留沃斯田鐵及變韌鐵為第二相之複合組織化，且藉由進一步將殘留沃斯田鐵之分率、尺寸等控制在最佳範圍，可使擴孔性及凹痕疲勞特性提升。

此外，也明示了不僅止於鋼成分而一併對熱軋方法多下苦功，可再現性良好地獲得此等最佳材質。

本發明係基於上述知識見解而成者。其要旨如下。

(1)本發明一態樣之應變誘發相變態型複合組織鋼板的化學組成以質量%計係如下列所示且滿足下述式(i)：C：大於0.075%且在0.150%以下、Si：0.50%以下、Mn：0.20~3.00%、P：0.010%以下、S：0.005%以下、Al：0.040~1.500%、N：0.0100%以下、Ti：0.015~0.200%、Nb：0~0.060%、Cu：0~1.20%、Ni：0~0.60%、Mo：0~1.00%、V：0~0.200%、Cr：0~2.00%、W：0~0.50%、Mg：0~0.0100%、Ca：0~0.0100%、REM：0~0.100%、B：0~0.0020%、殘餘部分：Fe及雜質；並且，板厚1/4厚度處之組織以面積率計包含50%~85%之多邊形肥粒鐵(Polygonal Ferrite)、3~10% 之殘留沃斯田鐵、5~47%之變韌鐵以及合計在1%以下之初生麻田散鐵(fresh martensite)與回火麻田散鐵，且滿足下述式(ii)；前述組織中含有1×10¹⁶個/cm³以上之包含TiC的析出物；以圓等效直徑計，前述殘留沃斯田鐵之平均粒徑為1.0~5.0μm；前述殘留沃斯田鐵之最近相鄰距離的平均值為3.0~10.0μm；且，前述析出物之平均直徑為3nm以下；Ti-48×(N/14+S/32)≧0 (i)

0.01<Ex.C/fsd≦0.015 (ii)

於此，式中各元素符號為鋼材中所含各元素以單位質量%計之含量，式(ii)中fsd為微組織中之前述殘留沃斯田鐵之面積率(%)，Ex.C則以下述式(iii)計算；Ex.C=C-12×(Ti/48+Nb/93-N/14-S/32) (iii)。

(2)如上述(1)所載之應變誘發相變態型複合組織鋼板，其中前述化學組成係以質量%計可含有選自下列之1種以上元素：Nb：0.005~0.060%、Cu：0.02~1.20%、Ni：0.01~0.60%、Mo：0.01~1.00%、V：0.01~0.200%、Cr：0.01~2.00%及W：0.01~0.50%。

(3)上述(1)或(2)所載之應變誘發相變態型複合組織鋼板中，前述化學組成以質量%計可含有選自下列之1種以上元素：Mg：0.0005~0.0100%、Ca：0.0005~0.0100%及REM：0.0005~0.100%。

(4)上述(1)~(3)中任一項所載之應變誘發相變態型複合組織鋼板中，前述化學組成以質量%計可含有B：0.0002~0.0020%。

(5)上述(1)~(4)中任一項所載之應變誘發相變態型複合組織鋼板可更於表面具有鍍鋅層。

(6)本發明之另一態樣之應變誘發相變態型複合組織鋼板之製造方法包含：加熱步驟，其將具有如(1)至(4)中任一項所載化學組成之扁胚加熱至下述式(iv)所定義之SRTmin(℃)以上；粗軋步驟，其係於前述加熱步驟後，在950~1050℃之第1溫度區域下對前述扁胚進行1個道次以上之合計軋縮率為60~90%且軋縮率為20%以上之軋延，而獲得粗軋鋼條；精軋步驟，其係於前述粗軋後150s內，對前述粗軋鋼條進行下述精軋，即，在930℃以上且小於1000℃之第2溫度區域下開始，且在下述式(x)所示Ar₃變態點以上且Ar₃變態點+80℃以下之第3溫度區域下結束；及，冷卻步驟，其係在前述精軋步驟後3s內對前述鋼板進行：第1冷卻，其平均冷卻速度為15℃/s以上，且進行冷卻至600℃以上且小於Ar₃變態點之第4溫度區域為止；第2冷卻，其係從前述第4溫度區域起，以10℃/s以下之平均冷卻速度並以1s以上且小於10s之時間進行冷卻，至大於600℃且在700℃以下的第5溫度區域為止；第3冷卻，其係從前述第5溫度區域起，以15℃/s以上之冷卻速度進行冷卻到大於350℃且在450℃以下的第6溫度區域為止；及，捲取，其係在前述第6溫度區域下進行捲取；其中，前述精軋步驟進行至少2個道次之軋縮，且合計軋縮率為75~95%；並且，前述冷卻步驟中，下述式(vii)所示之Ti在多邊形肥粒鐵中之總累積擴散距離Ltotal(μm)滿足下述式(v)； SRTmin=7000/{2.75-log₁₀(Ti×C)}-273 (iv)

Ar₃=910-310×C+25×(Si+2×Al)-80×Mneq (x)

於此，式中各元素符號表示鋼材中所含各元素以單位質量%計之含量，Mneq在不含B時係以下述式(xi)表示，含有B時則以下述式(xii)表示；Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb-0.02) (xi)

Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb-0.02)+1 (xii)

0.15≦Ltotal≦0.4 (v)

Ltotal=Σ((D×(T+273)×△t)) (vii)

於此，前述(vii)式中之D(T+273)為T(℃)下之體擴散係數(μm²/s)，如下述式(viii)所示，其係以Ti之擴散係數D₀(μm²/s)、活性化能量Q(kJ/mol)及氣體常數R(kJ/mol．K)來表示，△t則為前述第3冷卻至前述捲取為止之微小時間；D×(T+273)=D₀×Exp(-Q/R×(T+273)) (viii)。

(7)上述(6)所載之應變誘發相變態型複合組織鋼板之製造方法可於前述粗軋步驟中進行至少2個道次之軋縮，且合計軋縮率可為60~90%。

(8)上述(6)或(7)所載之應變誘發相變態型複合組織鋼板之製造方法可在前述冷卻步驟後更具有鍍鋅步驟，即，使前述鋼板浸漬於鋅鍍浴中以對前述鋼板施行鍍鋅。

(9)上述(8)所載之應變誘發相變態型複合組織鋼板之製造方法可在前述鍍鋅步驟後更具有合金化處理步驟，即，將前述鋼板加熱到450~600℃迄之溫度範圍以進行 合金化處理。

依據本發明之上述態樣，可獲得一種具有540MPa以上之抗拉強度同時具有優異強度延伸平衡性、擴孔性、耐蝕性及凹痕疲勞特性並且表面性狀亦優異之高強度應變誘發相變態型複合組織鋼板。此種應變誘發相變態型複合組織鋼板可適用於車輪輪盤用之鋼板等。

圖1係一顯示凹痕疲勞試驗片形狀之圖。

圖2為流程圖，顯示本實施形態之應變誘發相變態型複合組織鋼板之製造方法之一例。

用以實施發明之形態

本發明一實施形態之應變誘發相變態型複合組織鋼板(以下有時稱為本實施形態之鋼板)具有下述特徵(a)~(f)。

(a)化學組成以質量%計係C：大於0.075%且在0.150%以下、Si：0.50%以下、Mn：0.20~3.00%、P：0.010%以下、S：0.005%以下、Al：0.040~1.500%、N：0.0100%以下、Ti：0.015~0.200%、Nb：0~0.060%、Cu：0~1.20%、Ni：0~0.60%、Mo：0~1.00%、V：0~0.200%、Cr：0~2.00%、W：0~0.50%、Mg：0~0.0100%、Ca：0~0.0100%、REM：0~0.100%、B：0~0.0020%、殘餘部分：Fe及雜質，且滿足下述式(i)。

Ti-48×(N/14+S/32)≧0 (i)

(b)板厚1/4厚度處之組織以面積率計包含50~85%之多邊形肥粒鐵、3~10%之殘留沃斯田鐵、5~47%之變韌鐵以及合計在1%以下之初生麻田散鐵與回火麻田散鐵，並且滿足下述式(ii)。

0.01<Ex.C/fsd≦0.015 (ii)

(c)前述組織中含有1×10¹⁶個/cm³以上之包含TiC在內的析出物。

(d)前述殘留沃斯田鐵之平均粒徑以圓等效直徑計係1.0~5.0μm。

(e)前述殘留沃斯田鐵之最近相鄰距離的平均值為3.0~10.0μm。

(f)前述析出物之平均直徑為3nm以下。

在上述事項中，式中各元素符號為鋼材中所含各元素以單位質量%計之含量，式(ii)中之fsd為微組織中殘留沃斯田鐵之面積率(%)，Ex.C係使用各元素以質量%計之含量並以下述式(iii)算出。

Ex.C=C-12×(Ti/48+Nb/93-N/14-S/32) (iii)

以下，就本實施形態之鋼板予以詳盡說明。

1.化學組成

首先，就化學組成之限定理由予以說明。於下述說明中，針對含量之「%」意指「質量%」。

<C：大於0.075%且在0.150%以下>

C係一使殘留沃斯田鐵生成且藉變態誘發塑性而有助 於強度延伸平衡性(TS×El)提升之元素。此外，C係一與Ti形成析出物並藉由析出強化而有助於強度提升之元素。因此，C為甚重要之元素。C含量在0.075%以下將無法獲得540MPa以上之強度。又，C含量在0.075%以下無法獲得確保殘留沃斯田鐵所致延性(延伸)提升效果。另一方面，一旦C含量超過0.150%，殘留沃斯田鐵之面積率將超過10%，擴孔性將降低。因此，令C含量為大於0.075%且在0.150%以下。

<Si：0.50%以下>

Si亦是本實施形態中之重要元素之一。Si在身為脫氧元素之同時，也是一種伴隨其含量增加會使肥粒鐵域溫度朝高溫側擴大而使肥粒鐵與沃斯田鐵之二相領域之溫度範圍擴大的元素。因此，為了獲得應變誘發相變態型複合組織鋼，本以含有Si為宜。

然而，Si會使虎皮條紋之Si鏽皮圖案顯著地發生在鋼板表面，而使表面性狀顯著劣化。再者，Si有時會使調節產線上之鏽皮去除步驟(酸洗等)之生產性極端降低。一旦Si含量超過0.50%，表面性狀會顯著劣化，酸洗步驟之生產性極端惡化。此外，無論是實施任何鏽皮去除方法，都會使化學轉化處理性劣化，塗裝後耐蝕性降低。因此，令Si含量在0.50%以下。為了不使Si鏽皮圖案發生，宜令Si含量為0.10%以下，且較宜為0.07%以下，更宜為0.05%以下。

另一方面，Si是一種具有抑制鏽皮系缺陷(稱為鱗片、紡錘狀鏽皮)發生效果的元素。上述效果在Si含量為 在0.02%以上時可獲得。因此，也可令Si含量下限為0.02%。

<Mn：0.20~3.00%>

Mn為有助肥粒鐵強化之元素。此外，Mn也是一種伴隨其含量增加會使肥粒鐵域溫度朝低溫側擴大而使肥粒鐵與沃斯田鐵之二相領域之溫度範圍擴大的元素。一旦二相領域之溫度範圍擴大，精軋後之冷卻過程中肥粒鐵與沃斯田鐵的二相分離變得容易發生，有利於獲得應變誘發相變態型複合組織鋼。為了獲得上述效果，令Mn含量為0.20%以上。另一方面，一旦Mn含量超過3.00%，鑄造時將會顯著地發生扁胚破裂。因此，令Mn含量為3.00%以下。

此外，若以超過2.50%之方式含有Mn，淬火性將會變得過高，為了獲得目的組織，精軋後之冷卻過程中必須進行用以使肥粒鐵析出之長時間維持風冷，而有生產性降低的情況。因此，Mn含量以2.50%以下為宜，更宜在2.20%以下。

另一方面，為了抑制S所引起之熱裂發生，Mn含量與S含量宜滿足Mn/S≧20。式中各元素符號表示鋼材中所含各元素之含量(質量%)。

<P：0.010%以下>

P為雜質元素。一旦P含量超過0.010%，朝結晶粒界之偏析將變得顯著。此時，粒界脆化受到助長，局部延性劣化而使凹痕疲勞特性降低。此外，熔接部之脆化也將變得顯著。因此，令P含量在0.010%以下。P含量宜少而未特別訂出P含量下限。然而，若令P含量小於0.0001%，製造成本 將會顯著增加，經濟上甚是不利，因此也可令P含量在0.0001%以上。

<S：0.005%以下>

S為雜質元素。S會對溶接性、鑄造時及熱軋時之製造性造成不良影響。此外，S會在鋼板中形成粗大之MnS而使擴孔性降低。一旦S含量超過0.005%，其影響將變得顯著，因此令S含量為0.005%以下。S含量宜少因此未特別訂出S含量下限。但若令S含量小於0.0001%，製造成本將會顯著增加，經濟上甚是不利，因此也可令S含量在0.0001%以上。

<Al：0.040~1.500%>

Al與Si相同，在身為脫氧元素之同時，也是一種伴隨其含量增加會使肥粒鐵域溫度朝高溫側擴大而使肥粒鐵與沃斯田鐵之二相領域之溫度範圍擴大的元素。因此，Al為本實施形態中甚重要之元素之一。為了得到此種效果，令Al含量為0.040%以上。另一方面，一旦Al含量超過1.500%，肥粒鐵域溫度將會朝高溫側過度擴大，而難以在沃斯田鐵域使精軋結束。此時，將會成為製品之鋼板中會殘留加工肥粒鐵而使延性及擴孔性劣化。此外，一旦Al含量超過1.500%，會有鑄造時澆注漏斗噴嘴(tundish nozzle)容易阻塞之虞。因此，令Al含量為1.500%以下。但若Al含量超過1.000%將會使氧化鋁等之非金屬夾雜物增大而有局部延性劣化的情況，故Al含量以1.000%以下為宜。

<N：0.0100%以下>

N為精煉鋼時無可避免會混入的雜質。此外，N係一與 Ti、Nb等結合而形成氮化物之元素。一旦N含量超過0.0100%，氮化物在相對高溫下容易粗大析出，粗大之氮化物在突出成形加工時恐有成為破裂起點之虞。因此，令N含量在0.0100%以下。此外，一旦N與Ti、Nb形成氮化物，後述Nb、Ti之效果將會降低。因此，即使是為了有效活用Ti、Nb，N含量仍以量少為宜。

一但N含量超過0.0060%，時效劣化將會變得激烈。因此，欲抑制時效劣化時，宜令N含量在0.0060%以下。進一步來說，欲對以製造後會在室溫下放置2週以上後才供加工作為前提的構件應用本實施形態之鋼板時，從時效劣化對策之觀點出發，更宜令N含量在0.0050%以下。此外，若慮及在夏季高溫環境下之放置，或者是在伴隨以船舶等朝低緯度地域輸出的環境下作使用，N含量更宜小於0.0040%。

<Ti：0.015~0.200%>

Ti在本實施形態之鋼板中為重要元素之一。Ti會在熱軋過程中之沃斯田鐵域以TiN形式析出，除了有助於沃斯田鐵粒徑之微細化之外，在熱軋結束後之冷卻過程中，與肥粒鐵之變態進行同時，殘餘之Ti會以TiC等之碳化物形式微細地析出。藉由TiN析出所致沃斯田鐵粒徑微細化及TiC等碳化物使肥粒鐵粒進行析出強化，強度獲得提升。為了獲得此等效果，宜令Ti含量為0.015%以上。另一方面，Ti含量即使超過0.200%也僅會效果飽和，不僅如此，沃斯田鐵域中因Ti碳化物及Ti碳硫化物析出而使固溶C減少，變態後難以獲得所欲金屬組織。因此，令Ti含量為0.200%以下。 又，若Ti含量超過0.150%，鑄造時澆鑄漏斗噴嘴有容易阻塞的情況。因此，宜令Ti含量在0.150%以下。

此外，為了獲得上述效果，Ti含量在其與N含量及S含量之關係中需滿足下列式(i)。

Ti-48×(N/14+S/32)≧0 (i)

若式(i)小於0，可以TiC形式析出之Ti將變得不存在，無法獲得析出強化。

式中之各元素符號表示鋼材中所含各元素之含量(質量%)。

本實施形態之鋼板以含有上述化學成分且殘餘部分為Fe及雜質一事為基本。但，為了進一步提高強度及擴孔性，亦可在下述範圍內含有選自Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr、W之一種以上元素來取代一部分Fe。但，此等元素並非必須含有，因此下限為0%。於此，所謂「雜質」係指：在工業上製造鋼時，因礦石、廢料等原料及製程之各種要因而混入的成分，在不對本發明造成不良影響之範圍內可接受之物質。

<Nb：0~0.060%>

<Cu：0~1.20%>

<Ni：0~0.60%>

<Mo：0~1.00%>

<V：0~0.200%>

<Cr：0~2.00%>

<W：0~0.50%>

Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr及W為藉由析出強化或固溶強化而有提升鋼板強度之效果的元素。因此，亦可視需要而從此等元素中選擇1種以上予以含有。為了獲得上述效果，宜從Nb：0.005~0.060%、Cu：0.02~1.20%、Ni：0.01~0.60%、Mo：0.01~1.00%、V：0.01~0.200%、Cr：0.01~2.00%及W：0.01~0.50%中選擇1種以上予以含有。

另一方面，即使過剩含有此等元素其效果亦臻飽和，經濟性降低。因此，含有時亦令Nb含量為0.060%以下、Cu含量為1.20%以下、Ni含量為0.60%以下、Mo含量為1.00%以下、V含量為0.200%以下、Cr含量為2.00%以下、W含量為0.50%以下。

<Mg：0~0.0100%>

<Ca：0~0.0100%>

<REM：0~0.100%>

Mg、Ca及REM(稀土元素)係一可控制非金屬夾雜物(將成為破壞起點而成為使延性及擴孔性劣化之原因)之形態而使鋼板加工性提升的元素。因此，可視需要而從此等元素選擇1種以上予以含有。為了獲得上述效果，宜從Mg：0.0005~0.0100%、Ca：0.0005~0.0100%及REM：0.0005~0.100%中選擇1種以上予以含有。另一方面，即使過剩含有此等元素其效果亦臻飽和，經濟性降低。因此，含有時亦令Mg含量在0.0100%以下、Ca含量在0.0100%以下、REM含量在0.100%以下。REM意指鑭系元素之15種元素再加上Y及Sc之17種元素，REM含量意指此等元素之合 計量。

<B：0~0.0020%>

B係一具有提高鋼之淬火性並使殘留沃斯田鐵之組織分率增加之效果的元素。為了獲得此種效果，亦可令B含量為0.0002%以上。更宜為0.0010%以上。另一方面，B含量若過剩其效果將會飽和，經濟性降低。因此，含有時亦令B含量在0.0020%以下。又，B係一會成為在連續鑄造後之冷卻步驟中引起扁胚破裂之原因的元素，從此觀點出發，宜令B含量在0.0015%以下。

本實施形態發明之鋼板即使含有Zr、Sn、Co、Zn合計在1.0%以下作為雜質元素，亦無損其效果。但若含有多量Sn則在熱軋時有發生瑕疵之虞，故宜令Sn含量在0.05%以下。

2.微組織

其次，就本實施形態之鋼板組織(微組織)予以說明。本實施形態之鋼板組織係想見可獲得代表性組織之板厚1/4厚度位置(從表面起算在板厚方向上之板厚1/4位置)的組織。

<以面積率計含有50%~85%之多邊形肥粒鐵、3~10%之殘留沃斯田鐵、合計5%~47%之變韌鐵與變韌肥粒鐵、合計1%以下之初生麻田散鐵與回火麻田散鐵，且滿足0.01<Ex.C/fsd≦0.015>

多邊形肥粒鐵是在確保延伸上之重要組織。肥粒鐵之中，相較於差排密度較高之變韌肥粒鐵，差排密度較低且 延性優異之多邊形肥粒鐵更有助於提升延伸性。因此，為了獲得優異之延伸性，令多邊形肥粒鐵之面積率在50%以上。另一方面，一旦多邊形肥粒鐵超過85%，將會難以確保強度。因此，令多邊形肥粒鐵之面積率在85%以下。

因擴散機制而生成之多邊形肥粒鐵在晶粒內不具有內部結構，且粒界會成為直線或円弧狀。另一方面，變韌肥粒鐵及變韌鐵則具有內部結構且粒界形狀為針狀，具有與多邊形肥粒鐵明顯相異之組織。因此，可從硝太蝕劑(nital)進行蝕刻後使用光學顯微鏡所得組織攝像，以粒界形狀及內部結構之有無來判断多邊形肥粒鐵與變韌鐵或變韌肥粒鐵。內部結構未明確出現且粒界形狀為針狀之組織(擬多邊形肥粒鐵)存在時，則視為變韌肥粒鐵予以計數。

另，熱軋溫度過低時，有時會在肥粒鐵生成後接受軋延加工。接受過此種加工之肥粒鐵視為加工肥粒鐵而與多邊形肥粒鐵有所區別。加工肥粒鐵其粒界形狀呈直線狀，且因軋延加工而呈現朝軋延方向延伸之形狀，可與多邊形肥粒鐵等其他組織作判別。本實施形態中，無論有無內部結構，粒界形狀呈直線狀且結晶粒之軋延方向最大長度與板厚方向最大長度之縱橫比為4以上時，視為加工肥粒鐵予以計數。

殘留沃斯田鐵係一藉由變態誘發塑性(TRIP：TRansformation Induced Plasticity)而表現出優異延伸性之重要組織。若分散成島狀之殘留沃斯田鐵之面積率小於3%，難以確保充分之延伸性。此外，會喪失疲勞龜裂之傳 播延遲效果。另一方面，一旦殘留沃斯田鐵之面積率超過10%，因應變誘發相變態而從殘留沃斯田鐵生成的硬質麻田散鐵(其被認為是空孔之發生位)彼此的間隔縮短，空孔變得容易連結。此時，變得容易導致延性破壞，擴孔性劣化。因此，令殘留沃斯田鐵之面積率為3~10%。

本實施形態之鋼板以面積率計含有5~47%之變韌鐵。變韌鐵小於5%時，C朝沃斯田鐵之濃化不足，難以確保殘留沃斯田鐵。因此，令變韌鐵之面積率下限為5%。從上述觀點出發，宜在10%以上。另一方面，一旦變韌鐵超過47%，延性將會降低。因此，令變韌鐵之面積率上限為47%。從上述觀點來看，變韌鐵之面積率以40%以下為宜。

本實施形態之鋼板容許含有合計小於1%之初生麻田散鐵(M)與回火麻田散鐵(tM)。一旦初生麻田散鐵與回火麻田散鐵合計大於1%，擴孔性將會劣化。麻田散鐵與回火麻田散鐵為0%亦無妨。

此外，本實施形態之鋼板除了多邊形肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、變韌鐵、變韌肥粒鐵、初生麻田散鐵及回火麻田散鐵之外，若在1%以下，進一步含有其他組織(例如波來鐵、加工肥粒鐵等)亦無損其效果。

於此，加工肥粒鐵係指：熱軋溫度在Ar₃變態點以下進行時，多邊形肥粒鐵受到軋延加工而朝軋延方向延伸，且晶粒內部含有因加工而導入之差排的狀態。

於本實施形態中，變韌鐵係指在板條(laths)間不含粗大碳化物之變韌鐵(αB)。在變韌鐵變態中碳朝沃斯田鐵排 出，室溫下充分含有安定之殘留沃斯田鐵的情況下，此是具特徵性的微組織。

各組織可如下述般判断。亦即，組織分率(面積率)可藉以下方法獲得。首先，以硝太蝕劑蝕刻取自熱軋鋼板之試料。蝕刻後使用光學顯微鏡在板厚1/4深度之位置以300μm×300μm視野取得組織攝像，對其進行影像解析，藉此獲得多邊形肥粒鐵、加工肥粒鐵及波來鐵之面積率以及變韌鐵與麻田散鐵之合計面積率。接著，使用經Lepera蝕劑腐蝕之試料，使用光學顯微鏡在板厚1/4深度之位置以300μm×300μm視野取得組織攝像，對其進行影像解析，藉此算出殘留沃斯田鐵與麻田散鐵之合計面積率。

進一步使用已從軋延面之法線方向平面切硝至板厚1/4深度處之試料，藉X射線繞射測定以下述方法求出殘留沃斯田鐵之體積率。亦即，使用Mo之Kα線並使用下述式(ix)，從沃斯田鐵與肥粒鐵之反射面強度差異簡便地求出其體積分率。

Vγ=(2/3)×{100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/3)×{100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)} (ix)

但α(211)、γ(220)與γ(311)分別為肥粒鐵(α)、沃斯田鐵(γ)之X線反射面強度。

殘留沃斯田鐵之體積率與面積率同等，因此令其為殘留沃斯田鐵之面積率。

可藉由此方法獲得多邊形肥粒鐵、加工肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵之各別面積率。

由於殘留沃斯田鐵之體積分率使用光學顯微鏡觀察及X射線繞射法中之任一方法均得到大致上一致之數值，使用任一測定值均無妨。

<包含TiC之析出物的個數密度：1×10¹⁶個/cm³>

<析出物平均直徑：3nm以下>

另一方面，多邊形肥粒鐵為上述面積率且殘留沃斯田鐵之面積率為10%以下時，為了獲得540MPa以上抗拉強度，需以析出強化來強化組織。亦即，多邊形肥粒鐵需利用Ti碳化物來析出強化。

此外，若成分固定，包含TiC之析出物的平均直徑(圓等效徑)與密度大致呈逆相關之關係。由於本實施形態利用析出強化而獲得了以抗拉強度計在100MPa以上之強度上昇，令包含TiC之析出物的平均直徑以圓等效徑計在3nm以下，且令其密度為1×10¹⁶個/cm³以上。

包含TiC之析出物的平均直徑若大於3nm，則對於析出強化之助益不足。又，在個數密度小於1×10¹⁶個/cm³的情況下，析出強化之效果也是不足。

包含TiC之析出物的平均直徑及個數密度可藉以下方法測定。

以切斷及電解研磨法從熱軋鋼板製作針狀試料。此時，亦可視需要而搭配電解研磨法活用聚焦離子束加工法。以三維原子微探測定法從該針狀試料取得複合碳氮化物之立體分佈影像。

若按三維原子微探測定法，則可將經積算之數 據再次構築，取得實際空間中實際之原子立體分布影像。包含TiC之析出物之粒徑測定係從觀察對象之析出物的構成原子數及晶格常數求出將該析出物視為球體時之直徑，並將求出之直徑定義為包含TiC之析出物的粒徑。

本實施形態係將包含TiC之析出物中粒徑在3nm以下者予以計數。粒徑下限雖未特別限定，但小於0.5nm時，粒徑將變得較TiC之晶格常數更小而不視為析出物。依據所測得之包含TiC之析出物個數來求出個數密度(個/cm³)。

<殘留沃斯田鐵之平均粒徑(圓等效直徑)：1.0~5.0μm>

<殘留沃斯田鐵之最近相鄰距離之平均值：3.0~10.0μm>

<0.01<Ex.C/fsd≦0.015>

作為可清楚顯示出突出成形加工性與擴孔性之差異的試驗方法已有擴孔試驗提出，該試驗所得之擴孔值係作為評估局部變形能力之指標而廣受使用。擴孔加工中之龜裂發生及進展係由以空孔之生成、成長、連結作為基本過程的延性破壞所引起。如同TRIP鋼般，微組織間之強度差較大時，肇因於相對硬質之殘留沃斯田鐵或殘留沃斯田鐵發生應變誘發相變態而產生之硬質麻田散鐵而起的高應變及應力集中就會發生。因此，一般而言，空孔容易發生、成長，擴孔值較低。然而，本案發明人發現，可藉由控制殘留沃斯田鐵之尺寸及分散狀態使空孔之生成、成長、連結延遲而提高擴孔性。

咸認與擴孔性相關之延性破壞係由空孔之發生 與其後續之成長、連結所引起。此外，空孔之發生位被認為是因應變誘發相變態而從殘留沃斯田鐵生成之硬質麻田散鐵。因此可想見，只要殘留沃斯田鐵之形狀呈島狀，應力集中就會受到緩和，源自變態後之麻田散鐵的空孔發生可獲抑制。島狀並非僅表示殘留沃斯田鐵未連結配列成列狀之狀態，也包含其各個形狀呈現近似應力集中部位較少之球狀的形狀。殘留沃斯田鐵宜在肥粒鐵粒或變韌鐵粒之角落、邊緣及粒界面分散成島狀。

本案發明人發現，藉由滿足下述式(ii)且使殘留沃斯田鐵之分散狀態、硬度等最佳化，因空孔之生成、成長、連結之延遲，可獲得優異之擴孔值。此外也發現，因疲勞龜裂之進展停留或迂迴，疲勞龜裂之傳播速度降低，可獲得優異之凹痕疲勞強度。

0.01<Ex.C/fsd≦0.015 (ii)

式(ii)中之Ex.C係下式(iii)所定義之值，fsd表示微組織中之殘留沃斯田鐵之面積率(%)。

Ex.C=C-12×(Ti/48+Nb/93-N/14-S/32) (iii)

於此，式(iii)中之各元素符號表示鋼材中所含各元素之含量(質量%)。

此外，本實施形態之鋼板之殘留沃斯田鐵平均粒徑(圓等效直徑)為1.0~5.0μm。殘留沃斯田鐵之平均粒徑小於1.0μm時，無法成為疲勞龜裂之傳播障礙，而無法獲得延遲龜裂傳播速度之效果。另一方面，一旦平均粒徑超過5.0μm，形狀必然會複雜化而發生應力集中。此時，因應變 誘發相變態而從粗大之殘留沃斯田鐵生成的硬質麻田散鐵之破壞會早期發生，肇因於該空孔發生之局部延性破壞將對擴孔性造成不良影響。殘留沃斯田鐵之平均粒徑宜在3.0μm以下。一旦殘留沃斯田鐵之尺寸變小且每單位體積之個數變少，空孔發生位之殘留沃斯田鐵本身、或者肥粒鐵與殘留沃斯田鐵及變韌鐵與殘留沃斯田鐵之邊界會減少，在空孔發生受到抑制之同時，殘留沃斯田鐵彼此之間隔變寬，空孔不易連結而使空孔成長受到抑制。

殘留沃斯田鐵之平均粒徑可以影像解析而從經Lepera蝕劑蝕刻且倍率500倍之光學顯微鏡攝像求出。

更進一步來說，本實施形態之鋼板之殘留沃斯田鐵之最近相鄰距離的平均值為3.0~10.0μm。本實施形態中殘留沃斯田鐵之最近相鄰距離之平均值係指下述數值：測定從任意選出之殘留沃斯田鐵至最近相鄰之殘留沃斯田鐵間的距離計20處，求出其平均值。殘留沃斯田鐵之最近相鄰距離之平均值若小於3.0μm，殘留沃斯田鐵因應變誘發相變態而生成之硬質麻田散鐵彼此之間隔縮短，空孔容易連結。此時，容易變成延性破壞而使擴孔性劣化。另一方面，若殘留沃斯田鐵之最近相鄰距離之平均值超過10.0μm，疲勞龜裂會選擇性地經由軟質之多邊形肥粒鐵傳播，而喪失疲勞龜裂之傳播延遲效果。

殘留沃斯田鐵之平均奈米硬度宜為7~14GPa。藉由殘留沃斯田鐵之硬度侷限在特定範圍內，除了可避免變形初期之局部性空孔發生之外，不均勻之空孔成長將受到 抑制。平均奈米硬度小於7GPa時，殘留沃斯田鐵在熱力學上變得不安，在變形之極初期階段就發生應變誘發相變態，應變誘發相變態型複合組織鋼之特徵的優異均勻延伸性會有無法表現的情況。另一方面，一旦平均奈米硬度超過14GPa，殘留沃斯田鐵與軟質多邊形肥粒鐵之硬度差、或是因應變誘發相變態而從殘留沃斯田鐵生成之麻田散鐵與軟質多邊形肥粒鐵之硬度差增大。此時，因從變形初期至後期空孔皆會局部發生，延性破壞容易進展，局部變形能力降低一事令人擔憂。殘留沃斯田鐵之平均奈米硬度更宜在12GPa以下。此外，若奈米硬度範囲以標準差計在1.5GPa以下，則空孔在變形初期局部發生一事獲得抑制，甚為理想。

舉例來說，殘留沃斯田鐵之奈米硬度可使用Hysitron公司製之TriboScope/TriboIndenter來測定。可以1mN之荷重來測定20點以上之殘留沃斯田鐵硬度，再從該結果算出殘留沃斯田鐵之平均奈米硬度及標準差。

本實施形態之鋼板亦可在其表面上具有習知之鍍鋅層。鍍鋅層可為熔融鍍鋅層亦可為經合金化之合金化熔融鍍鋅層。具有鍍鋅層時，因鏽之發生獲得抑制，鋼板耐蝕性提升。

3.製造方法

本實施形態之鋼板(應變誘發相變態型複合組織鋼板)不受製造方法所限，只要具有上述特徵即可得其效果。然而，舉例來說，可藉由使用含有如同下述之加熱步驟、粗 軋步驟、精軋步驟、冷卻步驟之製造方法而再現性良好地製得最佳之金屬組織。

以下就各步驟之較佳條件予以說明。

就本實施形態之鋼板之製造方法而言，於熱軋前先進行具上述成分之鋼片之製造方法並未特別受限。鋼片之製造方法僅需依常法以高爐、轉換爐、電爐等進行熔製並以各種2次精煉步驟進行成分調整成目的成分含量，接著進行鑄造步驟即可，該鑄造步驟除了以通常之連續鑄造或利用鑄錠法之鑄造之外，還可以薄扁胚鑄造等方法進行。原料使用廢料亦無妨。此外，以連續鑄造製得扁胚時，可直接將高溫鑄片直送到熱軋機，亦可冷卻至室溫後以加熱爐再加熱後進行熱軋。

<加熱步驟>

加熱步驟係在熱軋前將以鑄造等方式製得之扁胚予以加熱。加熱溫度設為下述式(iv)算出之最小扁胚再加熱溫度(SRTmin)℃以上且在1350℃以下，以加熱炉進行加熱。

SRTmin=7000/{2.75-log₁₀(Ti×C)}-273 (iv)

但，式中各元素符號表示鋼材中所含各元素之含量(質量%)。

若加熱溫度小於SRTmin(℃)，鑄造中生成之Ti碳氮化物無法充分溶解於母材中。此時，精軋結束後之冷卻過程中或是捲取後，Ti不會以碳化物形式微細析出，無法獲得利用析出強化之強度向上效果。因此，令加熱步驟之加熱溫度為SRTmin(℃)以上。此外，小於1100℃之加熱 溫度在生產時程上會顯著損及操業效率，加熱溫度宜在1100℃以上。

另一方面，令加熱溫度大於1350℃除了會顯著損及生產性之外，同時或招致沃斯田鐵粒徑之粗大化，成為靭性及擴孔性低落之要因。因此，令加熱溫度在1350℃以下。

並未就加熱步驟之加熱時間特別制定。然而，為了使Ti碳氮化物之溶解充分進行，宜在到達上述加熱溫度後保持30min以上。此外，在扁胚之厚度方向上充分均等加熱時，宜保持60min以上。另一方面，從去除鏽皮所致產率降低之觀點來看，加熱時間以240min以下為宜。但，鑄造後直接將鑄片以高溫狀態直送並進行軋延時則不在此限。

<粗軋步驟>

加熱步驟後，無需特別等待即對於從加熱爐抽出之扁胚進行粗軋而獲得粗軋鋼條。該粗軋步驟係在950~1050℃之溫度區域(第1溫度區域)下進行軋縮率為20%以上之軋縮計1個道次以上。粗軋溫度小於950℃則粗軋時之熱變形阻抗增加，而有對粗軋之操業造成障礙之虞。另一方面，若粗軋溫度超過1050℃，粗軋中生成之二次鏽皮成長過度，恐使後續實施之除鏽皮或以精軋去除鏽皮變得困難。

此外，該溫度區域下之粗軋中，若不進行至少1個道次之軋縮率為20%以上之軋延，則無法期待各向異性之消除，該各向異性係肇因沃斯田鐵加工以及其後續活用再結晶之結晶粒細粒化及凝固組織。此時，殘留沃斯田鐵 之形態會由島狀變為薄膜狀而使擴孔性劣化。尤其是直接將鑄造後之鑄片以高溫狀態直送並軋延時，鑄造組織將會殘留，而有殘留沃斯田鐵形態轉變為薄膜狀之變化變得顯著之虞。

粗軋步驟之軋延道次數若為2個道次以上之多數道次，則沃斯田鐵之加工與再結晶會反覆進行，精軋前之平均沃斯田鐵粒會細粒化至100μm以下而甚理想。進行2個道次以上軋延時，可將殘留沃斯田鐵之平均粒徑安定地控制在5μm以下。但此多數道次之合計軋縮率若小於60%即無法獲得上述效果。另一方面，合計軋縮率一旦超過90%，不僅其效果飽和，道次數增加而妨礙生產性，有招致溫度降低之虞。此外，基於同様理由，道次數宜在11以下。合計軋縮率係指：以最初道次前之入口板厚為基準，相對該基準之合計軋縮量(軋延過程中最初道次前之入口板厚與軋延過程中最終道次後之出口板厚的差)的百分率。此外，合計軋縮率在粗軋、精軋中各別算出。亦即，粗軋之合計軋縮率係粗軋過程中最初道次前之入口板厚與粗軋過程中最終道次後之出口板厚之差的百分率。

<精軋步驟>

粗軋步驟結束後進行精軋。令粗軋結束後至精軋開始之時間在150s以內。若超過150s，粗軋鋼條中沃斯田鐵中之Ti將會以粗大TiC之碳化物形式析出，而在後續冷卻步驟之沃斯田鐵/肥粒鐵變態時或者捲取後肥粒鐵變態結束時，微細析出至肥粒鐵中之TiC減少，無法充分獲得析出強 化所致強度提升效果。此外，沃斯田鐵之粒成長進行，會有精軋前之平均沃斯田鐵粒之粒徑超過100μm而粗大化，殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑超過5μm的情況。

另一方面，粗軋結束後至精軋開始之時間的下限值雖無需特別限定，但若小於30s，則在不使用特殊冷卻裝置之前提下，精軋開始溫度無法成為小於1000℃，在精軋前及道次間，鋼板基鐵表面鏽皮之間會發生氣泡，其會成為鱗片或紡錘狀鏽皮缺陷等之起點。此時，變得容易生成鏽皮缺陷。因此，粗軋結束後至精軋開始之時間宜在30s以上。

精軋步驟中，令軋延開始溫度為930℃以上且小於1000℃(第2溫度區域)。一旦精軋開始溫度小於930℃，因加工誘發析出，沃斯田鐵中Ti會以粗大TiC之碳化物形式析出。此時，在後續冷卻過程中之沃斯田鐵/肥粒鐵變態時或捲取後之肥粒鐵變態結束時，微細析出至肥粒鐵中之TiC減少，無法充分獲得析出強化所致強度提升效果。另一方面，若精軋開始溫度在1000℃以上，在精軋前及道次間，鋼板基鐵表面鏽皮之間會發生氣泡，其會成為鱗片或紡錘狀鏽皮缺陷等之起點，而變得容易生成此等鏽皮缺陷。

令精軋結束溫度為Ar₃變態點~Ar₃變態點+80℃之溫度區域(第3溫度區域)。若精軋結束溫度小於Ar₃變態點，最終所得鋼板組織中，殘留沃斯田鐵將不呈島狀而成為連結配列成列狀的分散狀態。又，殘留沃斯田鐵之最近相鄰距離之平均值會小於3μm而使擴孔性劣化。另一方 面，若精軋結束溫度超過Ar₃變態點+80℃，則無論如何控制軋延以後之冷卻模式，肥粒鐵變態都會受到抑制，而有過剩生成殘留沃斯田鐵之虞。此外，殘留沃斯田鐵變得在熱力學上不安定，變形之極初期即發生應變誘發相變態，而有無法獲得優異延伸性之虞。

令精軋之合計軋縮率為75~95%。若該合計軋縮率小於75%，將無法使沃斯田鐵粒充分細粒化，無法將製品版微組織中之殘留沃斯田鐵之平均粒徑控在5μm以下。另一方面，一旦合計軋縮率超過95%，不僅其效果飽和，還對軋延機造成過度之荷重負擔，操業上並不理想。

精軋係進行多數道次(至少2個道次)之軋延。以多數道次之軋延進行精軋時，軋延所致之未再結晶、與後續道次之間的道次間時間之再結晶會反覆多次，沃斯田鐵粒因此細粒化，而可安定地將殘留沃斯田鐵之平均粒徑控制在5μm以下。此外，進行多數道次之軋延時，宜使用串接式軋延機。

進一步來說，各道次之軋縮率宜在10%以上。尤其是精軋機後段之3個道次，若各軋縮率小於10%且平均軋縮率小於10%，則軋延道次間及精軋結束後，粒成長將顯著進行，有時會變得無法將殘留沃斯田鐵之平均粒徑安定地控制在5μm以下。

本實施形態中並未就軋延速度特別限定。然而，精軋之最終機架側之軋延速度若小於400mpm，各精軋道次間之時間變長，沃斯田鐵粒成長粗大化。此時，有無 法將殘留沃斯田鐵之平均粒徑安定地控制在5μm以下之虞。因此，宜令精軋之軋延速度為400mpm以上。進一步來說，若為650mpm則可將殘留沃斯田鐵之平均粒徑安定地控制在5μm以下，更為理想。雖無必要就軋延速度之上限予以特別限定，但受限於設備以1800mpm以下較為實際。

<冷卻步驟>

精軋結束後，藉由輸出輥道(Run-out Table)之控制，對鋼板進行最佳化之冷卻並捲取。首先，宜令精軋結束後至開始第1冷卻之時間在3s以內。一旦精軋結束至第1冷卻開始之時間超過3s，則在變態前之沃斯田鐵中，粗大且非整合之Ti碳氮化物進行析出，在後續冷卻過程中，用以使其於肥粒鐵中析出之微細且整合之包含TiC的碳化物析出量減少，強度降低。此外，沃斯田鐵粒成長粗大化，會有無法將製品版微組織中之殘留沃斯田鐵之平均粒徑控制在5μm以下之虞。精軋結束至第1冷卻開始之時間下限雖無需特別限定，但若小於0.4s，將會以殘留有軋延所致層狀加工組織之狀態形式受到冷卻，而製得在製品板中也連結配列成列狀之殘留沃斯田鐵，有擴孔性劣化之虞，因此以0.4s以上為佳。

精軋步驟結束後之冷卻步驟宜為包含至少第1冷卻、第2冷卻、第3冷卻及捲取之步驟。

在精軋步驟之後立刻實施之第1冷卻係以15℃/s以上之平均冷卻速度冷卻到小於Ar₃變態點(第4溫度區域)為止。若平均冷卻速度小於15℃/s，則冷卻過程中會生成波 來鐵，而有無法獲得目的組織之虞。第1冷卻之冷卻速度上限雖無需特別限定，但若以超過150℃/s之冷卻速度，將極難控制冷卻結束溫度，微組織之製作變得困難，因此以150℃/s以下為宜。

又，若冷卻停止溫度為Ar₃變態點以上，在後續第2冷卻過程中，沃斯田鐵/肥粒鐵變態時會有無法使TiC微細析出至肥粒鐵中的情況。另一方面，本實施形態中冷卻停止溫度之下限並無須特別限定。然而如同後述，為了表現肥粒鐵之析出強化，令第2冷卻之停止溫度為超過600℃之溫度。由此得知，第1冷卻之停止溫度若在600℃以下將有無法獲得析出強化之虞。又，冷卻停止溫度若在Bs點(變韌鐵變態開始溫度)以下，將無法獲得肥粒鐵及殘留沃斯田鐵，而有無法獲得目的之微組織之虞。

接續第1冷卻進行之第2冷卻係以10℃/s以下之平均冷卻速度並以1s以上且小於100s之時間將鋼板冷卻到大於600℃且在700℃以下。第2冷卻之冷卻速度一旦超過10℃/s，從沃斯田鐵變態為肥粒鐵時，其等之二相界面之移動速度變得過快，相間界面之Ti碳化物析出無法跟上，而有無法獲得充分之析出強化之虞。又，從沃斯田鐵變態為肥粒鐵之過程延遲，有時無法獲得目的之微組織。另一方面，該溫度域下之冷卻目的在於：在促進沃斯田鐵變態為肥粒鐵之同時，使微細Ti碳化物析出至肥粒鐵中，以獲得目的之鋼板強度。因此，無須就第2冷卻之平均冷卻速度下限予以特別限定。於本實施形態中，第2冷卻是進行空冷(放冷)。

只要不利用加熱裝置等而進行從外部而來之入熱，即使為半英吋程度之板厚，空冷之冷卻速度為3℃/s程度。

令第2冷卻之冷卻時間為1s以上且小於100s。第2冷卻不僅是用以促進肥粒鐵與沃斯田鐵之二相分離而獲得目的之第二相分率，也是在變態結束之肥粒鐵中以Ti微細碳化物促進析出強化上非常重要的步驟。冷卻時間小於1s(或不進行第2冷卻)將無法進行肥粒鐵變態而無法獲得目的組織。又，因變態後之肥粒鐵中不會進行Ti碳化物之析出，無法獲得目的之鋼板強度及擴孔性。為了使肥粒鐵變態與碳化物之析出充分進行，宜令冷卻時間為3s以上。另一方面，100s以上時不僅上述效果飽和，生產性會顯著降低。因此，令冷卻時間小於100s。冷卻時間為15s以上時，殘留沃斯田鐵之平均粒徑容易粗大化，且會有組織中混入波來鐵之疑慮，因此宜令冷卻時間小於15s。

令第2冷卻之冷卻停止溫度大於600℃且在700℃以下(第5溫度區域)。若冷卻停止溫度在600℃以下，變態後肥粒鐵中將不會進行Ti碳化物析出而使強度降低。另一方面，一旦冷卻停止溫度超過700℃，肥粒鐵與沃斯田鐵之二相分離不足，無法獲得目的之殘留沃斯田鐵面積率。此外，肥粒鐵之Ti碳化物析出將變得過時效而使強度降低。

舉例來說，Ar₃變態點溫度(℃)可利用以下之式(x)而以鋼成分之關係來簡易計算。

Ar₃=910-310×C+25×(Si+2×Al)-80×Mneq (x)

於此，式中各元素符號表示鋼材中所含各元素之含量 (質量%)。又，Mneq在不含B時以下式(xi)表示，含有B時則以下式(xii)表示。

Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb-0.02) (xi)

Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb-0.02)+1 (xii)

續第2冷卻後進行第3冷卻。第3冷卻係使鋼板以15℃/s以上之平均冷卻速度從上述第5溫度區域冷卻至大於350℃且在450℃以下(第6溫度區域)。若該冷卻速度小於15℃/s，組織中將混入波來鐵，而有無法獲得目的組織之虞。該冷卻之結束溫度與捲取溫度相同。此外，第3冷卻步驟之冷卻速度上限並無需特別限定，若慮及熱應變所引起之鋼板翹曲，則以300℃/s以下為宜。

第3冷卻後，以大於350℃且450℃以下之溫度將鋼板捲曲。捲曲溫度一旦超過450℃，捲取後進行之變韌鐵變態中，變韌鐵之板條間將有碳化物多量析出，無法獲得目的之殘留沃斯田鐵，而無法得到充分之延伸性。又，粗大之碳化物會成為龜裂發生之起點，擴孔性有劣化之虞。另一方面，捲取溫度若在350℃以下，麻田散鐵將會多量生成，無法獲得殘留沃斯田鐵而無法獲得充分之延伸性。又，擴孔時發生之空孔起點增加，因此擴孔性也發生劣化。

為了在精軋後之冷卻步驟中以Ti碳化物使析出強化有效率地表現，有必要控制至捲取為止之冷卻模式本身。具體來說，Ti於肥粒鐵中之總累積擴散距離Ltotal(μm)滿足下式(v)一事甚是重要。

0.15≦Ltotal≦0.4 (v)

於此，總累積擴散距離Ltotal(μm)係指：以從冷卻結束溫度開始至捲取為止之微小時間△t(s)，將下式(vi)所定義之Ti在肥粒鐵中之擴散距離L(μm)予以積算而得之值，其係以下式(vii)表示。

Ltotal=Σ((D×(T+273)×△t)) (vii)

式中D×(T+273)為T(℃)下之體擴散係數(μm²/s)，如下式(viii)所示，以Ti之擴散係數D₀(μm²/s)、活性化能量Q(kJ/mol)及氣體常數R(kJ/(mol．K))來表示。此外，t為擴散時間(s)，△t係將冷卻結束溫度至捲取之時間以微小時間區隔時的微小時間，於本實施形態中為0.2s。

D×(T+273)=D₀×Exp(-Q/R×(T+273)) (viii)

若總累積擴散距離Ltotal小於0.15μm，冷卻中不會進行Ti碳化物之析出而成為亞時效，無法有效率地獲得析出強化能力。另一方面，一旦Ltotal超過0.4μm，冷卻中Ti碳化物之析出過度進行而成為過時效，仍舊無法有效率地獲得析出強化能。

如上述，藉由慮及沃斯田鐵粒徑微細化與Ti碳化物析出所引起之C減少而使冷卻條件最佳化，可使組織最佳化。

<其他步驟>

本實施形態之鋼板製造方法更進一步藉由鋼板形狀矯正及可動差排導入來謀求延性提升，在此目的下，於全步驟結束後，亦可施加軋縮率0.1~2%之整面軋延。此外，以去除附著在所得熱軋鋼板表面之鏽皮為目的，亦可視需要進行酸洗。於酸洗之後，更可對所得熱軋鋼板以線上(in line) 或線外(off line)方式施行軋縮率10%以下之整面或是軋縮率至40%程度為止之冷軋。

進一步來說，宜在整面軋延前及/或後去除表面鏽皮。去除鏽皮之方法並未特別制定。例如，使用鹽酸或硫酸之一般酸洗、利用磨砂器等之表面研削、或者利用電漿、氣體燃燒器等之表面熔削等，可為因應產線之裝置。

又，本實施形態之鋼板製造方法中，在鑄造後、熱軋後、冷卻後之任一情況下，亦可以熔融鍍覆產線施行鍍覆而在鋼板表面形成鍍鋅層。藉由以熔融鍍覆產線施行鍍覆，可提高熱軋鋼板之耐蝕性。進一步來說，亦可對此等熱軋鋼板另行施加表面處理。

對酸洗後之鋼板施行鍍鋅時，係將所得鋼板浸漬到鋅鍍浴中，並可視需要而進行合金化處理(合金化處理步驟)。藉由施行合金化處理，熱軋鋼板除了提高耐蝕性之外，對於點焊等各種熔接之熔接阻抗性將提升。

茲將本實施形態之鋼板製造方法之一例顯示於圖2。

實施例

以下以實施例更具體地說明本發明，但本發明不受此等實施例所侷限。

將具有表1所示化學成分之鋼No.A~Z及a~d之鑄片以轉換爐、二次精煉步驟予以熔製，連續鑄造後直送或者進行再加熱、粗軋延及精軋，以輸出輥道冷卻並捲取，製出板厚為2.3~3.4mm之熱軋鋼板(試驗No1~51)。茲將各鋼之製造條件顯示於表2-1、2-2及表3-1、3-2。

於表2-1、2-2中，扁胚加熱步驟之「加熱溫度」表示扁胚再加熱中之最高到達溫度，「保持時間」則指預定加熱溫度下之保持時間。又，粗軋步驟之「總道次數」表示粗軋之軋延道次數，「合計軋縮率」表示從粗軋開始至結束之粗軋之軋縮率，「20%以上之道次數」表示在950℃以上至1050℃以下之溫度區域中進行20%以上軋縮率之軋延的次數，「合計軋縮率」表示950℃以上且1050℃以下之溫度區域下的軋縮率，「至精軋開始之時間」表示粗軋步驟結束後至精軋步驟開始為止之時間，「精軋當前之平均沃斯田鐵粒徑」表示粗軋鋼條咬入精軋最初之機架當前的沃斯田鐵粒平均粒徑。該精軋當前之平均沃斯田鐵粒徑可如下述般測得：將進入精軋前之粗軋鋼條以截切機等切斷，將所得截片儘可能急冷至室溫程度，再蝕刻與其軋延方向平行之截面，使沃斯田鐵粒界浮出再以光學顯微鏡測定。此時，在板厚1/4位置以50倍以上之倍率觀察20個視野以上，以影像解析或計點法等來測定。

進一步來說，於表3-1、3-2中，精軋步驟之「軋延開始溫度」表示精軋最初咬入機架當前之溫度，「總道次數」表示精軋之軋延道次數；「合計軋縮率」表示精軋開始至結束為止之精軋下的軋縮率；「後段3道次之平均軋縮率」表示，進行一般多數道次之連續軋延的精軋過程中，從最終道次至3道次(包含最終道次在內)的軋縮率平均值；「精軋出側速度」表示精軋最終軋縮道次結束後在該軋延機架之出口側之通板速度；「結束溫度」則表示精軋最終道次之軋 延在機架出口側瞬後之溫度。軋縮率不論是從板厚算出之實績值或是軋延機架之設定值皆無妨。此外，就溫度而言，雖宜在各步驟以放射溫度計或接觸溫度計來測定，但即使是利用溫度模型等之推定值亦無妨。

以輸出輥道實施之冷卻步驟從析出控制及組織控制之觀點來看，區分為第1冷卻、第2冷卻、第3冷卻及其後之捲取。表3-1、3-2中，「第1冷卻」之「至冷卻開始之時間」係表示精軋最終道次中從離開軋延機架至開始以輸出輥道進行冷卻之時間，「冷卻速度」表示第1冷卻中水冷之平均冷卻速度，「冷卻停止溫度」表示第1冷卻中停止水冷之溫度。接著，「第2冷卻」之「冷卻速度」主要表示不用水之空冷的平均冷卻速度，「保持時間」表示不用水之空冷保持時間，「冷卻停止溫度」表示將不用水之空冷保持結束的溫度。該第2冷卻之冷卻時間為0時，則表示並未停止水冷。進一步來說，「第3冷卻」之「冷卻速度」表示空冷保持後再次開始進行水冷至捲取為止的平均冷卻速度，「捲取溫度」表示停止水冷並以捲取機將鋼板捲取成線圈狀當前之溫度。由於從水冷停止至捲取為止之時間甚短，本發明中第3冷卻之冷卻停止溫度與捲取溫度大致相等。最後，「總累積擴散距離」係表示以上述式(vii)計算所得之值。

表4-1、4-2及表5-1、5-2顯示表2-1、2-2及表3-1、3-2所載製造方法所製得鋼板之微組織、機械性質、表面特性及耐蝕性。首先，從所得鋼板之板寬1/4或3/4位置處採取試料，使用光學顯微鏡進行板厚1/4厚之微組織的觀察。就 試料之調整而言，係將軋延方向之板厚截面作為觀察面來研磨，以硝太蝕劑及Lepera蝕劑進行蝕刻。從經硝太蝕劑及Lepera蝕劑蝕刻之倍率500倍的光學顯微鏡攝像來將微組織分類。表4-1、4-2中之微組織之中，麻田散鐵之面積率為初生麻田散鐵與回火麻田散鐵之合計面積率。

此外，從經Lepera蝕劑蝕刻之倍率500倍光學顯微鏡攝像，藉由影像解析確認第二相之殘留沃斯田鐵的分散狀態。於此，殘留沃斯田鐵之分散狀態係分類如下：將在肥粒鐵粒之角落、邊緣及粒界面上分散成島狀之物分類為「島狀」；即使呈島狀，其軋延方向平行連接而分布者稱「列狀」；及，主要以包圍肥粒鐵粒之粒界面的方式作分散者即分類成「薄膜狀」。

進一步以影像解析來求出殘留沃斯田鐵之面積率及平均粒徑。此外，表4-1、4-2之Ex.C/fsd係將表1之Ex.C(%)除以殘留沃斯田鐵面積率(%)所得值。殘留沃斯田鐵之平均結晶粒徑可將圓等效直徑以個數平均來獲得。又，選擇任意殘留沃斯田鐵，針對其至最近相鄰之殘留沃斯田鐵之距離共測定20處，並將其平均值設為「殘留沃斯田鐵之最近相鄰距離之平均值」。

奈米硬度Hn係使用Hysitron公司製TriboScope/TriboIndenter來測定。測定條件：以1mN之荷重來測定20點以上之殘留沃斯田鐵硬度，並算出其算術平均與標準差。

包含TiC之析出物的密度，即「肥粒鐵TiC密度」之測定係以三維原子微探測定法進行。首先，以切斷及電解研磨法且可依需要而配合電解研磨法活用聚焦離子束加工法，從測定對象之試料製作出針狀試料。三維原子微探測定可將經積算之數據再次建構，而可作為實際空間下之實際原子分布像來求出。從TiC析出物之立體分布像之體積 與TiC析出物之數量求出TiC析出物之個數密度。測定係特定在肥粒鐵粒，針對各試料以5個以上肥粒鐵粒來實施。此外，上述TiC析出物之尺寸係將析出物假定為球狀，從觀察到之TiC析出物之構成原子數與TiC之晶格常數算出直徑，並令其為尺寸。任意測定30個以上之TiC析出物之直徑。其平均值為2~30nm程度。

機械性質中，降伏強度(YP)、抗拉強度(TS)及延伸性(El)係使用從板寬1/4或3/4位置朝軋延方向垂直之方向取得之JIS Z 2241(2011)的5號試驗片，以同規格為準進行評估。擴孔性之指標採用擴孔試驗。擴孔試驗是從與抗拉試驗片採取位置相同之位置處採取試驗片，並以日本鋼鐵連盟規格JFS T 1001(1996)所載試驗方法來評估。

接著，為了調查凹痕疲勞強度，從與抗拉試驗片採取位置相同之位置，以軋延方向會成為長邊之方式採取圖1所示形狀之疲勞試驗片，並供予疲勞試驗。於此，圖1所示疲勞試驗片即是為了獲得凹痕疲勞強度而製作之凹痕試驗片。圖1之試驗片係將側面角落部以1R去角，再以# 600研磨長手方向。為了接近汽車組件實際使用時之疲勞特性評估，令凹痕係與擴孔試驗片同樣地以円筒衝頭打孔者。令打孔間隙為12.5%。然而，對疲勞試驗片則從最表層起至0.05mm程度之深度為止，施行三山精密研削。疲勞試驗使用Schenk型疲勞試驗機，試驗方法則以JIS Z 2273(1978)及JIS Z 2275(1978)為準。表3-1、3-2所示凹痕疲勞特性之「σ_WK/TS」係指該試驗所得200萬次疲勞強除以抗拉強度所 得之值。

表面特性係以酸洗前之表面缺陷與粗度來評估。該評點若在基準以下，即使酸洗後也會因鏽皮缺陷引起之圖案及表面凹凸而被需要人士評估為表面品位劣位。於此，表面缺陷表示以目視確認有無Si鏽皮、鱗片、紡錘等鏽皮缺陷的結果，有鏽皮缺陷時表示為「NG」，無鏽皮缺陷時表示為「GOOD」。該等缺陷為部分或在基準以下時，以「OK」表示輕微。粗度以Rz評估，表示利用JIS B 0601(2013)所載測定方法獲得的數值。只要Rz為20μm以下，即是表面品位無問題之位準。

耐蝕性係以化學轉化處理性與塗裝後耐蝕性來評估。具體來說，將製得之鋼板酸洗後，施加使2.5g/m²之磷酸鋅皮膜附著之化學轉化處理，於此階段，作為「化學轉化處理性」，乃實施有無透底與P比之測定。

磷酸化學轉化處理係一種使用以磷酸與Zn離子為主成分之藥液的處理，是一種與從鋼板溶出之Fe離子之間會生成稱為磷葉石：FeZn₂(PO₄)₃．4H₂O之結晶的化學反應。磷酸化學轉化處理之技術要點在於：(1)使Fe離子溶出來促進反應；及，(2)使磷葉石結晶緻密地形成於鋼板表面。特別是就(1)而言，鋼板表面一旦殘存有肇因於Si鏽皮形成之氧化物，Fe之溶出將會受阻，而出現被稱為透底之未有化學轉化皮膜附著之部分，且因Fe不溶出，稱為磷鋅礦：Zn₃(PO₄)₃．4H₂O之本來不會形成在鐵表面的異常化學轉化處理皮膜將會形成，使塗裝後性能劣化。因此，為了藉 磷酸使鋼板表面之Fe溶出而使Fe離子充分供給，使表面正常甚是重要。

該透底可利用掃描型電子顯微鏡觀察來確認，以1000倍之倍率觀察20個視野程度，全面均勻附著而無法確認透底的情況視為無透底，評定為「GOOD」。此外，確認有透底之視野在5%以下則視為輕微，評定為「OK」。大於5%則視為有透底，評定為「NG」。

另一方面，P比可使用X射線繞射裝置來測定，取磷葉石(100)面之X射線繞射強度P與磷鋅礦(020)面之X射線繞射強度H之比，並以P比=P/(P+H)來評估。亦即，P比係表示進行化學轉化處理所得皮膜中之磷鋅礦與磷葉石之比率者，P比越高，磷葉石含量越多，意指磷葉石結晶緻密地形成在鋼板表面。一般而言，為了滿足耐蝕性能及塗裝性能而要求P比≧0.80，又，在融雪鹽散布地域等之嚴苛腐食環境下中，則要求P比≧0.85。

就塗裝後之耐蝕性而言，可藉以下方法來進行評估。化學轉化處理後進行25μm厚之電著塗裝，並進行170℃×20min之塗裝燒附處理。之後，以先端銳利之刀切出長度130mm之切口，該切口會經由電着塗膜而到達地鐵，再以JIS Z 2371所示鹽水噴霧條件，在35℃溫度下繼續實施700h之5%鹽水噴霧。接著，於切口部上方貼上寬24mm之膠帶(Nichiban 405A-24 JISZ 1522)而與切口部平行貼130mm長，測定使其剝離時之最大塗膜剝離幅寬。該最大塗膜剝離幅一旦超過4mm，塗裝後耐蝕性不佳。

試驗No.1、4、10、11、20及23~39為本發明例。該等鋼板完全滿足本發明之規定，因此在擁有540MPa級以上層級之強度的同時，就與強度之平衡性而言，TS(MPa)×El(%)為19000MPa%以上，擴孔值λ≧70%，凹痕疲勞特性σ_WK/TS≧0.35且表面缺陷為輕微以下。亦即，具有高強度且具優異延伸性、擴孔性、凹痕疲勞特性、表面特性及耐蝕性。

另一方面，試驗No.2、3、5~9及12~19、21、22為化學組成滿足本發明之規定但微組織則落在本發明之規定外的比較例。此等鋼板成為在延伸性、擴孔性、凹痕疲勞特性、表面特性及耐蝕性中有任一者以上不佳的結果。又，試驗No.40~51之12鋼則是化學組成落在本發明規定外之比較例，其中試驗No.45及46之鋼板在微組織上滿足本發明之規定，但此等鋼板也都在延伸性、擴孔性、凹痕疲勞特性、表面特性及耐蝕性中之任一者上不佳。

產業上之可利用性

依據本發明，可獲得一種高強度應變誘發相變態型複合組織鋼板，其具有540MPa以上之抗拉強度，同時具優異之強度延伸平衡、擴孔性、耐蝕性及凹痕疲勞特性，且表面性狀亦甚良好。該應變誘發相變態型複合組織鋼板可適宜用於車輪輪盤用之鋼板等，產業上利用可能性甚高。

Claims (9)

1. 一種應變誘發相變態型複合組織鋼板，其特徵在於化學組成以質量%計係如下列所示且滿足下述式(i)：C：大於0.075%且在0.150%以下、Si：0.50%以下、Mn：0.20~3.00%、P：0.010%以下、S：0.005%以下、Al：0.040~1.500%、N：0.0100%以下、Ti：0.015~0.200%、Nb：0~0.060%、Cu：0~1.20%、Ni：0~0.60%、Mo：0~1.00%、V：0~0.200%、Cr：0~2.00%、W：0~0.50%、Mg：0~0.0100%、Ca：0~0.0100%、REM：0~0.100%、B：0~0.0020%、殘餘部分：Fe及雜質； 並且，板厚1/4厚度處之組織以面積率計包含50%~85%之多邊形肥粒鐵、3~10%之殘留沃斯田鐵、5~47%之變韌鐵以及合計在1%以下之初生麻由散鐵與回火麻田散鐵，且滿足下述式(ii)；前述組織中含有1×10¹⁶個/cm³以上之包含TiC的析出物；以圓等效直徑計，前述殘留沃斯田鐵之平均粒徑為1.0~5.0μm；前述殘留沃斯田鐵之最近相鄰距離的平均值為3.0~10.0μm；且前述析出物之平均直徑為3nm以下；Ti-48×(N/14+S/32)≧0 (i) 0.01<Ex.C/fsd≦0.015 (ii)於此，式中各元素符號為鋼材中所含各元素以單位質量%計之含量，式(ii)中fsd為微組織中之前述殘留沃斯田鐵之面積率(%)，Ex.C則以下述式(iii)計算；Ex.C=C-12×(Ti/48+Nb/93-N/14-S/32) (iii)。
2. 如請求項1之應變誘發相變態型複合組織鋼板，其中前述化學組成以質量%含有選自下列之1種以上元素：Nb：0.005~0.060%、Cu：0.02~1.20%、Ni：0.01~0.60%、Mo：0.01~1.00%、V：0.01~0.200%、 Cr：0.01~2.00%及W：0.01~0.50%。
3. 如請求項1或2之應變誘發相變態型複合組織鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自下列之1種以上元素：Mg：0.0005~0.0100%、Ca：0.0005~0.0100%及REM：0.0005~0.100%。
4. 如請求項1或2之應變誘發相變態型複合組織鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有B：0.0002~0.0020%。
5. 如請求項1或2之應變誘發相變態型複合組織鋼板，其更於表面具有鍍鋅層。
6. 一種應變誘發相變態型複合組織鋼板之製造方法，其特徵在於包含：加熱步驟，其將具有如請求項1至4項中任一項所載化學組成之扁胚加熱至下述式(iv)所定義之SRTmin(℃)以上；粗軋步驟，其係於前述加熱步驟後，在950~1050℃之第1溫度區域下對前述扁胚進行1個道次以上之合計軋縮率為60~90%且軋縮率為20%以上之軋延，而獲得粗軋鋼條；精軋步驟，其係於前述粗軋後150s內，對前述粗軋鋼條進行下述精軋，即，在930℃以上且小於1000℃之第2溫度區域下開始，且在下述式(x)所示Ar₃變態 點以上且Ar₃變態點+80℃以下之第3溫度區域下結束；及冷卻步驟，其係在前述精軋步驟後3s內對前述鋼板進行：第1冷卻，其平均冷卻速度為15℃/s以上，且進行冷卻至600℃以上且小於Ar₃變態點之第4溫度區域為止；第2冷卻，其係從前述第4溫度區域起，以10℃/s以下之平均冷卻速度並以1s以上且小於10s之時間進行冷卻，至大於600℃且在700℃以下的第5溫度區域為止；第3冷卻，其係從前述第5溫度區域起，以15℃/s以上之冷卻速度進行冷卻到大於350℃且在450℃以下的第6溫度區域為止；及，捲取，其係在前述第6溫度區域下進行捲取；其中，前述精軋步驟進行至少2個道次之軋縮，且合計軋縮率為75~95%；並且，前述冷卻步驟中，下述式(vii)所示之Ti在多邊形肥粒鐵中之總累積擴散距離Ltotal(μm)滿足下述式(v)；SRTmin=7000/{2.75-log₁₀(Ti×C)}-273 (iv) Ar₃=910-310×C+25×(Si+2×Al)-80×Mneq (x)於此，式中各元素符號表示鋼材中所含各元素以單位質量%計之含量，Mneq在不含B時係以下述式(xi)表示，含有B時則以下述式(xii)表示；Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb-0.02) (xi) Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10×(Nb-0.02)+1 (xii) 0.15≦Ltotal≦0.4 (v) 於此，前述(vii)式中之D(T+273)為T℃下以單位μm²/s計之體擴散係數，如下述式(viii)所示，其係以Ti在單位μm²/s下之擴散係數D₀、單位kJ/mol下之活性化能量Q及單位kJ/mol‧K下之氣體常數R來表示，△t則為前述第3冷卻至前述捲取為止之微小時間；D×(T+273)=D₀×Exp(-Q/R×(T+273)) (viii)。
7. 如請求項6之應變誘發相變態型複合組織鋼板之製造方法，其係於前述粗軋步驟中進行至少2個道次之軋縮。
8. 如請求項6或7之應變誘發相變態型複合組織鋼板之製造方法，其在前述冷卻步驟後更具有鍍鋅步驟，即，使前述鋼板浸漬於鋅鍍浴中以對前述鋼板施行鍍鋅。
9. 如請求項8之應變誘發相變態型複合組織鋼板之製造方法，其在前述鍍鋅步驟後更具有合金化處理步驟，即，將前述鋼板加熱到450~600℃迄之溫度範圍以進行合金化處理。