TWI605133B - Steel plate and its manufacturing method - Google Patents

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TWI605133B TW105116489A TW105116489A TWI605133B TW I605133 B TWI605133 B TW I605133B TW 105116489 A TW105116489 A TW 105116489A TW 105116489 A TW105116489 A TW 105116489A TW I605133 B TWI605133 B TW I605133B
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Kazuo Hikida
Ken Takata
Kengo Takeda
Motonori Hashimoto
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

鋼板及其製造方法 技術領域
本發明有關於鋼板及其製造方法。
背景技術
汽車用零件、刀刃、其他機械零件係經過衝孔、彎曲、壓製加工等加工步驟所製造。該加工步驟中，為求提升製品品質與穩定化、或減少製造成本，需提升作為素材之碳鋼板的加工性。特別是，加工驅動系零件時，因有碳鋼板因高速旋轉等而變形，又，因延性不足而斷裂的情形，故需熱處理後之延性。
一般而言，於碳鋼板施行冷軋延與球化退火，由肥粒鐵與球化碳化物所構成之加工性佳的軟質素材係使用碳鋼板。並且，迄今有人提出了幾個改善碳鋼板之加工性的技術。
例如，專利文獻1中揭示了含有：C：0.15~0.90質量%、Si：0.40質量%以下、Mn：0.3~1.0質量%、P：0.03質量%以下、全Al：0.10質量%以下、Ti：0.01~0.05質量%、B：0.0005~0.0050質量%、N：0.01質量%以下、Cr：1.2質 量%以下，並具有於肥粒鐵基質中分散有平均碳化物粒徑0.4~1.0μm，球化率80%以上之碳化物的組織，缺口拉伸伸長為20%以上之精密衝孔用高碳鋼板與其製造方法。
專利文獻2中揭示了特徵係含有：C：0.3~1.3質量%、Si：1.0質量%以下、Mn：0.2~1.5質量%、P：0.02質量%以下、S：0.02質量%以下，並具有分散有碳化物之組織，且於肥粒鐵結晶晶界上之碳化物CGB與肥粒鐵結晶粒內之碳化物數CIG間成立CGB/CIG≦0.8之關係，截面硬度係160HV以下的加工性優異之中．高碳鋼板及其製造方法。
專利文獻3中揭示了特徵係含有：C：0.30~1.00質量%、Si：1.0質量%以下、Mn：0.2~1.5質量%、P：0.02質量%以下、S：0.02質量%以下，並具有於肥粒鐵中分散有所有碳化物之90%以上係長軸/短軸為2以下之球化碳化物的碳化物的組織，且肥粒鐵結晶晶界上之碳化物CGB與肥粒鐵結晶粒內之碳化物數CIG間成立CGB/CIG≦0.8之關係的加工性優異之中．高碳鋼板。
該等以往之技術中，以肥粒鐵粒內之碳化物比例越多加工性越佳作為前提。
專利文獻4中揭示了一種FB加工性、模具壽命、及、FB加工後之成形加工性優異的鋼板，該鋼板之特徵係具有由C：0.1~0.5質量%、Si：0.5質量%以下、Mn：0.2~1.5質量%、P：0.03質量%以下、S：0.02質量%以下所構成之組成，與以肥粒鐵及碳化物作為主體之組織，以Sgb={Son/(Son+Sin)}×100(此處，Son：每單位面積存在之碳化 物中，晶界上存在之碳化物的總占有面積、Sin：每單位面積存在之碳化物中，粒內存在之碳化物的總占有面積)所定義之肥粒鐵晶界碳化物量Sgb係40%以上。
專利文獻5之技術特徵係藉由對具有約100%之波來鐵組織的熱軋板施行適當之熱軋板退火，促進碳化物之球化，且抑制肥粒鐵之粒成長，使大部分之碳化物存在於肥粒鐵結晶晶界上。
專利文獻6之技術特徵係以肥粒鐵作為主體，第二相係抑制麻田散鐵分率，以雪明碳鐵等碳化物作為主體的組織構造，藉由積極活用Si，確保利用肥粒鐵之固溶強化的強度，並藉由提升肥粒鐵本身之加工硬化能來確保延性。
專利文獻7揭示了一種藉由控制肥粒鐵粒徑為10μm以上，製造高頻淬火性優異之軟質中碳鋼板的技術。專利文獻7所揭示之製造方法特徵係藉由加熱至600℃~750℃之箱退火使鋼板的肥粒鐵粒粗大化，期望鋼板之軟質化。
專利文獻8所揭示之鋼板的特徵係石墨化C含量之10~50%，截面之鋼組織含有C重量%×102個/mm2以上且C重量%×103個/mm2以下之大小3μm的石墨粒子並分散有球化雪明碳鐵之肥粒鐵相。專利文獻8所揭示之製造方法特徵係由鋼板之石墨化的觀點來看，於600℃~720℃之範圍退火熱軋板。
專利文獻9所揭示之鋼板特徵係包含以面積率計 90%以上的變韌鐵相，具有以下組織：該變韌鐵相中析出之全Fe系碳化物中，變韌肥粒鐵粒內析出之Fe系碳化物的個數比率係30%以上，前述變韌肥粒鐵粒內析出之Fe系碳化物的平均粒徑係150nm以下。
專利文獻10所揭示之鋼板特徵係於鋼板表層至板厚方向200μm的區域中，(110)面相對於鋼板表面聚集在±5°以內之平行度的結晶方位之聚集度係2.5以上。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利第4465057號公報
專利文獻2：日本專利第4974285號公報
專利文獻3：日本專利第5197076號公報
專利文獻4：日本專利第5194454號公報
專利文獻5：日本專利特開2007-270330號公報
專利文獻6：日本專利特開2012-36497號公報
專利文獻7：日本專利特開2012-62496號公報
專利文獻8：日本專利特開平8-120405號公報
專利文獻9：日本專利特開2015-160986號公報
專利文獻10：日本專利特開2015-117406號公報
發明概要
專利文獻1記載之技術中追求粗大化肥粒鐵粒徑與碳化物，為了軟質化而以AC1點以上之溫度進行退火，但 以AC1點以上之溫度進行退火時，將於退火中析出棒狀．板狀之碳化物。該碳化物因被視為將使加工性下降，即使可以減少硬度，但仍有不利的作用。
專利文獻2及3中均記載了晶界析出之碳化物(稱作「晶界碳化物」。)的球化率低係加工性惡化的原因。但，專利文獻2及3記載之技術均未以提升晶界碳化物之球化率來提升加工性作為課題。專利文獻4記載之技術僅規定組織因子，並未檢討加工性與機械特性的關係。
專利文獻5至9係由促進碳化物對肥粒鐵晶界析出之觀點來看，並未特定退火步驟的條件。又，專利文獻5至9中並未特定前述退火步驟後之冷卻條件，故專利文獻5至9所揭示之製造方法中，退火後生成之沃斯田鐵將變態成波來鐵，鋼板之硬度增加，有冷成形性下降的疑慮。
專利文獻10揭示了以400℃以上且小於650℃之捲取溫度捲取最終軋延後之鋼板後，進行680℃以上且720℃以下之第1次退火與730℃以上且790℃以下之第2次退火，第2次退火後，由雪明碳鐵之球化率的觀點來看，以20℃/hr之冷卻速度退火鋼板。但，專利文獻10之製造方法中，因以600℃以上且小於Ae3-20℃結束最終軋延，故於肥粒鐵及沃斯田鐵之2相域軋延鋼板。因此，軋延後生成肥粒鐵相與波來鐵相，軋延後之鋼板中碳化物的分散狀態不均一，有硬度上升的疑慮。
本發明有鑑於以往技術，以鋼板中提升冷成形性與熱處理後延性為課題，且目的係提供可解決該課題之鋼 板與其製造方法。
此處，前述冷成形性係以冷加工或冷鍛等將鋼板塑性變形成所需形狀時，可輕易地塑性變形成無缺陷之所需形狀的鋼板之變形能之意。又，前述熱處理後延性係熱處理後之鋼板的延性。
為解決前述課題，得到適合驅動系零件等素材之鋼板，可知於含有提高淬火性所需之C的鋼板中，加大肥粒鐵之粒徑，並將碳化物(主要係雪明碳鐵)作成適當之粒徑，減少波來鐵組織即可。這是因為以下理由。
肥粒鐵相之硬度低、延性高。因此，於以肥粒鐵作為主體之組織中藉由加大其粒徑，可提高素材成形性。
藉於金屬組織中適當地分散碳化物，因可維持素材成形性並賦與優異之耐磨耗性或轉動疲勞特性，故係驅動系零件中不可或缺的組織。又，鋼板中之碳化物係防止滑動之堅硬的粒子，藉於肥粒鐵晶界中存在碳化物，可防止滑動之傳播越過結晶晶界，可抑制剪切帶(shear zone)之形成，提升冷鍛性，同時亦提升鋼板之成形性。
但，雪明碳鐵係硬且脆之組織，於存在與肥粒鐵為層狀組織之波來鐵的狀態時，因鋼變硬且脆，故需以球狀存在。考量到冷鍛性、或鍛造時產生之裂縫，該粒徑需於適當之範圍。
然而，迄今尚未揭示可實現前述組織之製造方法。因此，本發明人等專心地研究可實現前述組織之製造方 法。
結果，為使熱軋延後捲取後之鋼板的金屬組織，成為層狀間隔小的微細之波來鐵或細小之肥粒鐵中分散有雪明碳鐵的變韌鐵組織，而以較低溫(400℃~550℃)捲取。藉以較低溫捲取，分散於肥粒鐵中之雪明碳鐵亦變得容易球化。接著，第1階段退火中，以Ac1點下之溫度進行退火使雪明碳鐵部分球化。然後，第2階段退火中，以Ac1點與Ac3點間之溫度(即肥粒鐵與沃斯田鐵之二相域)進行退火，殘留一部分之肥粒鐵粒，並使一部分變態成沃斯田鐵。之後進行緩冷卻使殘留之肥粒鐵粒成長，並以其為核地使沃斯田鐵變態成肥粒鐵變態，藉此，可得大之肥粒鐵相並於晶界析出雪明碳鐵，發現可實現前述組織。
換言之，發現僅單一地研究熱軋條件或退火條件等將不易實現同時滿足淬火性與成形性之鋼板的製造方法，藉由以熱軋．退火步驟等所謂之一貫之步驟達成最佳化方可實現。
如此，本發明人等發現藉由一併使最適化有成分組成之鋼板的冷加工前之鋼板組織的碳化物分散狀態，與熱軋至退火之一貫步驟的製造條件最適化，來控制前述鋼板組織，即可使肥粒鐵晶界析出適當粒徑之碳化物。
又，本發明人等發現只要將肥粒鐵粒徑設為5μm以上、維克氏硬度設為170以下，於鋼板中即可確保優異之冷成形性與熱處理後延性。
本發明係有鑑於前述觀察所得知識而作成，其要 旨如下述。
(1)一種鋼板，其成分組成以質量%計，含有：C：0.10~0.40%、Si：0.30~1.00%、Mn：0.30~1.00%、Al：0.001~0.10%、P：0.02%以下、S：0.01%以下，且剩餘部分係由Fe及雜質所構成；該鋼板中，肥粒鐵晶界之碳化物個數(B)相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數(A)的比率(B/A)大於1，肥粒鐵粒徑係5μm以上且50μm以下，碳化物之平均粒子徑係0.4μm以上且2.0μm以下，波來鐵面積率係6%以下，維克氏硬度係120HV以上且170HV以下。
(2)如前述(1)記載之鋼板，其中前述鋼板以質量%計，更含有：N：0.01%以下、O：0.02%以下之1種或2種以上。
(3)如前述(1)或(2)記載之鋼板，其中前述鋼板以質量%計，更含有下述1種或2種以上：Ti：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、B：0.01%以下、 Nb：0.10%以下、V：0.10%以下、Cu：0.10%以下、W：0.10%以下、Ta：0.10%以下、Ni：0.10%以下、Sn：0.05%以下、Sb：0.05%以下、As：0.05%以下、Mg：0.05%以下、Ca：0.05%以下、Y：0.05%以下、Zr：0.05%以下、La：0.05%以下、Ce：0.05%以下。
(4)一種鋼板之製造方法，係製造如前述(1)~(3)中任一記載之鋼板，該方法係進行以下步驟：(i)將具有如前述(1)~(3)中任一記載之成分組成的鋼片直接加熱、或暫時冷卻後加熱進行熱軋延，並於800℃以上且900℃以下之溫度域中結束最終軋延製得熱軋鋼板後，再以400℃以上且550℃以下捲取；(ii)取出捲取後之熱軋鋼板且施行酸洗後，施行2階段型之退火：施行於650℃以上且720℃以下之溫度域中保持3小時以上且60小時以下的第1階段退火，並施行於725℃以 上且790℃以下之溫度域中保持3小時以上且50小時以下的第2階段退火；及(iii)以控制在1℃/小時以上且30℃/小時以下之冷卻速度將前述退火後之熱軋鋼板冷卻至650℃，接著冷卻至室溫。
(5)如前述(4)記載之鋼板之製造方法，其中進行前述熱軋延之鋼片的溫度係1000~1250℃。
依據本發明，可提供冷成形性與熱處理後延性優異之鋼板與其製造方法。本發明鋼板於熱處理後具有高延性，且熱處理前之板成形性優異，可較佳地利用於施加反覆應力之疲勞零件，例如汽車懸垂構造零件等。
用以實施發明之形態
首先，說明本發明鋼板成分組成之限定理由。以下，%係質量%之意。
[C：0.10~0.40%]
C係形成碳化物，對鋼之強化及肥粒鐵粒之微細化有效之元素。為抑制冷成形時於鋼板表面產生梨皮，確保冷成形品表面之美觀，需抑制肥粒鐵粒之粗大化。小於0.10%時，碳化物之體積率不足，未能抑制退火中肥粒鐵粒之粗大化，故將C設為0.10%以上。以0.14%以上為佳。另一方面，C大 於0.40%時，碳化物之體積率增加，因冷成形性及熱處理後延性下降，故將C設為0.40%以下。以0.38%以下為佳。
[Si：0.30~1.00%]
Si係對碳化物之形態造成影響，並有助於提升熱處理後之延性的元素。為減少肥粒鐵粒內碳化物的個數，並增加肥粒鐵晶界之碳化物個數，藉由2階段型之退火(以下稱作「2階段退火」)，於退火中生成沃斯田鐵相，暫時熔解碳化物後緩冷卻，需促進對肥粒鐵晶界之碳化物析出。
Si小於0.30%時，因未能充分地得到利用添加之前述效果，故將Si設為0.30%以上。以0.35%以上為佳。另一方面，大於1.00%時，藉由肥粒鐵之固溶強化硬度上升，冷成形性下降，除了容易產生裂痕之外，因A3點上升，需提高淬火溫度，故將Si設為1.00%以下。以0.90%以下為佳。
[Mn：0.30~1.00%]
Mn係於2階段退火中控制碳化物形態的元素。小於0.30%時，因2階段退火後的緩冷卻中不易於肥粒鐵晶界生成碳化物，故將Mn設為0.30%以上。以0.33%以上為佳。另一方面，大於1.00%時，因肥粒鐵之硬度增加，冷成形性下降，故將Mn設為1.00%以下。以0.96%以下為佳。
[Al：0.001~0.10%]
Al係作為鋼之脫氧劑作用可穩定化肥粒鐵的元素。小於0.001%時，因未能充分地得到前述添加效果，故將Al設為0.001%以上。以0.004%以上為佳。另一方面，大於0.10%時，肥粒鐵晶界之碳化物個數將減少，冷成形性下降，故 將Al設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[P：0.02%以下]
P係於肥粒鐵晶界偏析，具有抑制晶界中碳化物生成之作用的元素。因此，P含量以越少越佳，亦可為0%，但減少至小於0.0001%時，因精煉成本大幅增加，故亦可為0.0001%以上。P含量亦可為0.0013%以上。另一方面，P大於0.02%時，將抑制肥粒鐵晶界碳化物之生成，碳化物個數減少，冷成形性下降，故將P設為0.02%以下。以0.01%以下為佳。
[S：0.01%以下]
S係形成MnS等非金屬夾雜物之元素。非金屬夾雜物因於冷成形時將成為裂痕之起點，故S以越少越佳，亦可為0%，但減少至小於0.0001%時，因精煉成本大幅地增加，故亦可設為0.0001%以上。S含量亦可設為0.0012%以上。另一方面，大於0.01%時，因生成非金屬夾雜物，冷成形性下降，故將S設為0.01%以下。以0.009%以下為佳。
本發明鋼板除了前述元素以外，亦可含有以下元素。
[N：0.01%以下]
N係大量地存在時將使肥粒鐵脆化之元素。因此，N以越少越佳，N含量亦可為0，但減少至小於0.0001%時，因精煉成本大幅地增加，故以設為0.0001%以上為佳。N含量亦可設為0.0006%以上。另一方面，大於0.01%時，因肥粒鐵脆化，冷成形性下降，故將N設為0.01%以下。以0.007% 以下為佳。
[O：0.02%以下]
O係大量地存在時將形成粗大之氧化物的元素。因此，O以越少越佳，亦可為0%，但減少至小於0.0001%時，因精煉成本大幅地增加，故以設為0.0001%以上為佳。O含量亦可設為0.0011%以上。另一方面，大於0.02%時，將於鋼中生成粗大之氧化物，因於冷成形時將成為裂痕之起點，故將O設為0.02%以下。以0.01%以下為佳。
本發明鋼板中，除了前述元素以外，更亦可含有1種或2種以上以下元素。另，以下元素並非為得到本發明效果所必需，故含量亦可為0%。
[Ti：0.10%以下]
Ti係形成氮化物，賦與結晶粒微細化之元素。小於0.001%時，因未能充分地得到添加效果，故Ti以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.005%以上。另一方面，大於0.10%時，因將生成粗大之Ti氮化物，冷成形性下降，故將Ti設為0.10%以下。以0.07%以下為佳。
[Cr：0.50%以下]
Cr有助於提升淬火性，並可於碳化物中濃化穩定化碳化物，於沃斯田鐵相內中亦形成穩定之碳化物的元素。小於0.001%時，因未能得到淬火性提升效果，故Cr以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.007%以上。另一方面，大於0.50%時，將於沃斯田鐵相內生成穩定之碳化物，因淬火時碳化物的熔解慢，未能得到所需之淬火強度，故將Cr設為 0.50%以下。以0.48%以下為佳。
[Mo：0.50%以下]
Mo與Mn相同，係有效控制碳化物形態之元素，又，係可微細化組織，有助於提升延性的元素。小於0.001%時因未能充分地得到添加效果，故Mo以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.017%以上。另一方面，大於0.50%時，因r值之面內異向性下降，冷成形性下降，故將Mo設為0.50%以下。以0.45%以下為佳。
[B：0.01%以下]
B係有助於提升淬火性之元素。小於0.0004%時，因未能得到添加效果，故B以設為0.0004%以上為佳。較佳者是0.0010%以上。另一方面，大於0.01%時，因生成粗大之B化物，冷成形性下降，故將B設為0.01%以下。以0.008%以下為佳。
[Nb：0.10%以下]
Nb係有效控制碳化物形態之元素，又，係可微細化組織，有助於提升延性的元素。小於0.001%時，因未能得到添加效果，故Nb以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.002%以上。另一方面，大於0.10%時，因將生成大量微細之Nb碳化物，強度過度上升，且肥粒鐵晶界之碳化物個數下降，冷成形性下降，故將Nb設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[V：0.10%以下]
V亦與Nb相同，係有效控制碳化物形態之元素，又， 係可微細化組織，有助於提升延性之元素。小於0.001%時，因未能得到添加效果，故V以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.004%以上。另一方面，大於0.10%時，因大量生成微細之V碳化物，強度過度上升，且肥粒鐵晶界之碳化物個數下降，冷成形性下降，故將V設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[Cu：0.10%以下]
Cu係於肥粒鐵晶界偏析之元素，又，係形成微細之析出物，有助於提升強度的元素。小於0.001%時，未能充分地得到強度提升效果，故Cu以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.004%以上。另一方面，大於0.10%時對肥粒鐵晶界之偏析將導致赤熱脆性，因熱軋延時之生產性下降，故將Cu設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[W：0.10%以下]
W亦與Nb、V相同，係有效控制碳化物形態之元素。小於0.001%時，未能得到添加效果，故W以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.003%以上。另一方面，大於0.10%時，因將大量生成微細之W碳化物，強度過度地上升，且肥粒鐵晶界之碳化物個數減少，冷成形性下降，故將W設為0.10%以下。以0.08%以下為佳。
[Ta：0.10%以下]
Ta亦與Nb、V、W相同，係有效控制碳化物形態之元素。小於0.001%時，因未能得到添加效果，故Ta以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.007%以上為佳。另一方面， 大於0.10%時，因將大量生成微細之Ta碳化物，強度過度地上升，且肥粒鐵晶界之碳化物個數減少，冷成形性下降，故將Ta設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[Ni：0.10%以下]
Ni係有效提升延性之元素。小於0.001%時因未能得到添加效果，故Ni以設為0.001%以上為佳。較佳者是0.002%以上。另一方面，大於0.10%時，因肥粒鐵晶界之碳化物個數減少，冷成形性下降，故將Ni設為0.10%以下。以0.09%以下為佳。
[Sn：0.05%以下]
Sn係自鋼原料不可避免地混入之元素。因此，Sn以越少越佳，亦可為0%，但減少至小於0.001%時，因精煉成本大幅地增加，故Sn亦可設為0.001%以上。Sn含量亦可設為0.002%以上。另一方面，大於0.05%時，因肥粒鐵脆化，冷成形性下降，故將Sn設為0.05%以下。以0.04%以下為佳。
[Sb：0.05%以下]
Sb與Sn相同，係自鋼原料不可避免地混入，於肥粒鐵晶界偏析，減少肥粒鐵晶界之碳化物個數的元素。因此，Sb以越少越佳，亦可為0%。但，減少至小於0.001%時，因精煉成本大幅地增加，故Sb亦可設為0.001%以上。Sb含量亦可設為0.002%以上。另一方面，大於0.05%時，因Sb於肥粒鐵晶界偏析，肥粒鐵晶界之碳化物個數減少，冷成形性下降，故將Sb設為0.05%以下。以0.04%以下為佳。
[As：0.05%以下]
As與Sn、Sb相同，係自鋼原料不可避免地混入，於肥粒鐵晶界偏析之元素。因此，As以越少越佳，亦可為0%。但，減少至小於0.001%時，因精煉成本大幅地增加，故亦可將As設為0.001%以上。以設為0.002%以上為佳。另一方面，大於0.05%時，因As於肥粒鐵晶界偏析，肥粒鐵晶界之碳化物個數減少，冷成形性下降，故將As設為0.05%以下。以0.04%以下為佳。
[Mg：0.05%以下]
Mg係添加微量即可控制硫化物形態之元素。小於0.0001%時因未能得到添加效果，故以將Mg設為0.0001%以上為佳。較佳者是0.0008%以上。另一方面，大於0.05%時，因肥粒鐵脆化，冷成形性下降，故將Mg設為0.05%以下。以0.04%以下為佳。
[Ca：0.05%以下]
Ca與Mg相同，係添加微量即可控制硫化物形態之元素。小於0.001%時因未能得到添加效果，故以將Ca設為0.001%以上為佳。較佳者是0.003%以上。另一方面，大於0.05%時將生成粗大之Ca氧化物，冷成形時成為裂痕之起點，故將Ca設為0.05%以下。以0.04%以下為佳。
[Y：0.05%以下]
Y與Mg、Ca相同，係添加微量即可控制硫化物形態之元素。小於0.001%時因未能得到添加效果，故以將Y設為0.001%以上為佳。較佳者是0.003%以上。另一方面，大於0.05%將生成粗大之Y氧化物，冷成形時成為裂痕之起點， 故將Y設為0.05%以下。以0.03%以下為佳。
[Zr：0.05%以下]
Zr與Mg、Ca、Y相同，係添加微量即可控制硫化物形態之元素。小於0.001%時因未能得到添加效果，故以將Zr設為0.001%以上為佳。較佳者是0.004%以上。另一方面，大於0.05%時將生成粗大之Zr氧化物，冷成形時成為裂痕之起點，故將Zr設為0.05%以下。以0.04%以下為佳。
[La：0.05%以下]
La係添加微量即可控制硫化物形態之元素，亦係於肥粒鐵晶界偏析，減少肥粒鐵晶界之碳化物個數的元素。小於0.001%時因未能得到形態控制效果，故以將La設為0.001%以上為佳。較佳者是0.003%以上。另一方面，大於0.05%時因於肥粒鐵晶界偏析，肥粒鐵晶界之碳化物個數減少，冷成形性下降，故將La設為0.05%以下。以0.04%以下為佳。
[Ce：0.05%以下]
Ce與La相同，係添加微量即可控制硫化物形態之元素，亦係於肥粒鐵晶界偏析，減少肥粒鐵晶界之碳化物個數的元素。小於0.001%時因未能得到硫化物之形態控制效果，故以將Ce設為0.001%以上為佳。較佳者是0.003%以上。另一方面，大於0.05%時因於肥粒鐵晶界偏析，肥粒鐵晶界之碳化物個數減少，冷成形性下降，故將Ce設為0.05%以下。以0.04%以下為佳。
再者，本發明鋼板中，前述成分組成之剩餘部分 係Fe及不可避免的雜質。
本發明鋼板除了前述成分組成外，其特徵要件在於：(a)肥粒鐵晶界之碳化物個數(B)相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數(A)的比率(B/A)大於1，(b)肥粒鐵粒徑係5μm以上且50μm以下，(c)碳化物之平均粒子徑係0.4μm以上且2.0μm以下，(d)波來鐵面積率係6%以下，(e)維克氏硬度係120HV以上且170HV以下。
本發明鋼板除了前述成分組成以外，藉由具有前述(a)至(e)之特徵要件，可具優異之冷成形性與熱處理後延性。此等係本發明人等所發現之新觀察所得知識。於以下說明。
[特徵要件(a)]
本發明鋼板組織實質上係由肥粒鐵與碳化物所構成之組織。並且，作成肥粒鐵晶界之碳化物個數(B)相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數(A)的比率(B/A)大於1之組織。
再者，碳化物除了鐵與碳之化合物的雪明碳鐵(Fe3C)以外，亦為經Mn、Cr等合金元素取代雪明碳鐵中之Fe原子的化合物、或合金碳化物(M23C6、M6C、MC等[添加有M：Fe及其他合金的金屬元素])。
於將鋼板成形成預定之形狀時，於鋼板之巨觀組織中形成剪切帶，於剪切帶之附近集中產生滑動變形。滑動變形隨著差排之增殖，於剪切帶附近形成差排密度高之區域。隨著賦與鋼板之應變量增加，促進滑動變形，差排密度增加。為提升冷成形性，抑制剪切帶之形成係有效的。
由微觀組織之觀點來看，可將剪切帶之形成理解成於某一結晶粒產生之滑動超越結晶晶界連續地傳播至相鄰之結晶粒的現象。藉此，為抑制剪切帶之形成，需防止越過結晶晶界之滑動的傳播。鋼板中之碳化物係防止滑動之堅固粒子，藉使碳化物存在於肥粒鐵晶界，防止越過結晶晶界之滑動的傳播，可抑制剪切帶之形成，提升冷成形性。
依據理論及原則，可知冷成形性強烈受到肥粒鐵晶界碳化物之被覆率影響，雖可求得其高精度之測量。但3維空間中肥粒鐵晶界之碳化物之被覆率的測量需於掃描型電子顯微鏡內以FIB反覆進行試樣切削與觀察的連續切片SEM觀察、或3維EBSP觀察，需要龐大的測量時間與技術知識之累積。
本發明人等視前述觀察方法並非一般之分析方法而不採用，探索更簡易且精度高之評價指標。結果發現，只要以肥粒鐵晶界之碳化物個數(B)相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數(A)的比率(B/A)作為指標，即可定量地評價冷成形性；及前述比率(B/A)大於1時即可顯著提升冷成形性。
因鋼板之冷成形時產生的翹曲、夾入、折入均由剪切帶之形成所帶來的應變之局部化所導致，故藉於肥粒鐵晶界存在碳化物，緩和剪切帶之形成及應變之局部化，即可抑制翹曲、夾入、折入的產生。
[特徵要件(b)]
退火後之鋼板組織中，藉將肥粒鐵粒徑設為5μm以上， 可改善冷成形性。肥粒鐵粒徑小於5μm時，硬度增加，冷成形時變得容易產生龜裂裂痕，故將肥粒鐵粒徑設為5μm以上。以7μm以上為佳。另一方面，肥粒鐵粒徑大於50μm時，因抑制滑動傳播之結晶晶界的碳化物個數減少，冷成形性下降，故將肥粒鐵粒徑設為50μm以下。以38μm以下為佳。
[特徵要件(c)]
本發明鋼板組織所含有之碳化物的平均粒徑小於0.4μm時，因鋼板之硬度顯著地增加，冷成形性下降，故將前述碳化物之平均粒徑設為0.4μm以上。以0.6μm以上為佳。另一方面，本發明鋼板組織所含有之碳化物的平均粒徑大於2.0μm時，因冷成形時碳化物將成為龜裂之起點，故將前述碳化物之平均粒徑設為2.0μm以下。以1.95μm以下為佳。
[特徵要件(d)]
波來鐵面積率大於6%時，因鋼板之硬度顯著地增加，冷成形性下降，故將波來鐵面積率設為6%以下。以5%以下為佳。
[特徵要件(e)]
藉由將鋼板之維克氏硬度設為120HV以上且170HV以下，可提升冷成形性。維克氏硬度小於120HV時，因冷成形時容易產生翹曲，故將維克氏硬度設為120HV以上。以130HV以上為佳。另一方面，維克氏硬度大於170HV時延性下降，冷成形時容易產生內部裂痕，故將維克氏硬度設為170HV以下。以160HV以下為佳。
接著，說明前述組織之觀察及測量方法。
碳化物之觀察係以掃描型電子顯微鏡進行。觀察之前，先利用剛砂紙之濕式研磨及藉以具1μm之平均粒子尺寸的鑽石研磨粒研磨組織觀察用之試樣，將觀察面作成鏡面後，於3%硝酸-醇溶液中蝕刻組織。觀察倍率於3000倍中選擇可判別肥粒鐵與碳化物組織的倍率。以選擇之倍率隨機地拍攝複數板厚1/4層中30μm×40μm之視野。例如，拍攝8張以上互相不重複之區域。
對所得之組織影像測量碳化物之面積。由碳化物之面積求得圓等效直徑(=2×√(面積/3.14))，將其平均值作為碳化物粒徑。碳化物面積之測量可使用影像解析軟體(例如，三谷商事股份有限公司製Win ROOF)，詳細地測量解析區域中所含的碳化物之面積。再者，為抑制噴頭造成的測量誤差擴大，將面積0.01μm2以下之碳化物排除在評價對象之外。
使用前述組織影像計算肥粒鐵晶界存在之碳化物的個數，自總碳化物數減去肥粒鐵晶界上之碳化物數，算出肥粒鐵粒內的碳化物個數。依據計算及算出之碳化物個數，算出肥粒鐵晶界碳化物之碳化物個數(B)相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數(A)的比率(B/A)。又，面積0.01μm2以下之碳化物不列入計算。
以前述順序將試樣之觀察面研磨成鏡面後，以3%硝酸-醇溶液蝕刻，並以光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡觀察經蝕刻之組織，再對拍攝下來之影像使用線分法測量 肥粒鐵粒徑。
接著，說明本發明製造方法。
本發明製造方法之特徵係一貫地管理熱軋延步驟之條件、捲取步驟之條件及2階段退火步驟之條件，來進行鋼板之組織控制。
將經連續鑄造所需成分組成之熔鋼的鋼片直接加熱、或暫時冷卻後加熱，用以熱軋延，於800℃以上且900℃以下之溫度域中結束前述熱軋延之最終軋延。藉於前述鋼片施行如此之熱軋延，可得由微細波來鐵與變韌鐵所構成的鋼板組織。
於400℃以上且550℃以下之溫度域中捲取經結束前述最終軋延之熱軋鋼板。取出經捲取之熱軋鋼板並施行酸洗後，施行2階段退火，退火後，以控制在1℃/小時以上且30℃/小時以下之冷卻速度冷卻至650℃，接著，冷卻至室溫。
前述2階段退火步驟係將熱軋鋼板於第1階段退火步驟中保持於650℃以上且720℃以下之溫度域內3小時以上且60小時以下，於第2階段退火步驟中保持於725℃以上且790℃以下之溫度域內3小時以上且50小時以下的退火步驟。
以下，詳細地說明熱軋延步驟(特別是最終軋延步驟)及捲取步驟。
[熱軋延步驟]
暫時冷卻後加熱鋼片用以熱軋延時，加熱溫度以1000 ℃以上且1250℃以下為佳，加熱時間以0.5小時以上且3小時以下為佳。於直接將鋼片用於熱軋延時，鋼片溫度以1000℃以上且1250℃以下為佳。
鋼片溫度或鋼片加熱溫度大於1250℃、或鋼片加熱時間大於3小時時，自鋼片表層之脫碳顯著，淬火前之加熱時鋼板表層之沃斯田鐵粒異常地成長，冷成形性下降。因此，鋼片溫度或鋼片加熱溫度以1250℃以下為佳，鋼片加熱時間以3小時以下為佳。較佳者是1200℃以下、2.5小時以下。
鋼片溫度或鋼片加熱溫度小於1000℃、或鋼片加熱時間小於0.5小時時，鑄造中生成之微觀偏析或巨觀偏析並未消除，於鋼片內部殘留局部濃化有Si或Mn等合金元素之區域，冷成形性下降。因此，鋼片溫度或鋼片加熱溫度以1000℃以上為佳，鋼片加熱時間以0.5小時以上為佳。較佳者是1050℃以上、1小時以上。
[熱軋延之最終軋延步驟]
熱軋延之最終軋延係於800℃以上且900℃以下之溫度域結束。最終溫度小於800℃時，鋼材之變形阻力增加，軋延負荷將顯著地上升，又，軋輥磨耗量增加，生產性下降。因此，將本發明之最終溫度設為800℃以上。以830℃以上為佳。
最終溫度大於900℃時，通過Run Out Table(ROT：輸送台)時將生成厚之鏽皮，因該鏽皮而於鋼板表面產生瑕疵，於冷成形時，將以瑕疵為起點產生龜裂。因此，將最 終溫度設為900℃以下。以870℃以下為佳。
[最終軋延後至熱軋鋼板之捲取步驟的溫度條件]
於ROT上冷卻最終軋延後之熱軋鋼板時，冷卻速度以10℃/秒以上且100℃/秒以下為佳。冷卻速度小於10℃/秒時，將於冷卻途中生成厚之鏽皮，未能抑制因該鏽皮而產生之瑕疵，故冷卻速度以10℃/秒以上為佳。較佳者是15℃/秒以上。
於鋼板表層至內部以大於100℃/秒之冷卻速度冷卻時，最表層部將過剩地冷卻，而產生變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織。捲取後於取出冷卻至100℃~室溫之熱軋鋼板線圈時，將於低溫變態組織產生微小裂痕。而於酸洗中不易去除該微小裂痕。並且，於冷成形時將以微小裂痕作為起點產生龜裂。為抑制最表層部產生變韌鐵或麻田散鐵等低溫變態組織，冷卻速度以100℃/秒以下為佳。較佳者是90℃/秒以下。
再者，前述冷卻速度係指於最終軋延後之熱軋鋼板通過無注水區間後，自於注水區間接受水冷卻時至捲取之目標溫度於ROT上冷卻時，自各注水區間之冷卻設備接受的冷卻能，並非指自開始注水點至藉由捲取機捲取之溫度的平均冷卻速度。
[捲取步驟]
將捲取溫度設為400℃以上且550℃以下。捲取溫度小於400℃時，捲取前未變態之沃斯田鐵將變態成硬之麻田散 鐵，於取出熱軋鋼板線圈時將於熱軋鋼板表層產生裂痕，冷成形性下降。為抑制前述變態，將捲取溫度設為400℃以上。以430℃以上為佳。
捲取溫度大於550℃時，將生成層狀間隔大之波來鐵，生成熱穩定性高之厚的針狀碳化物。該針狀碳化物於2階段退火後仍殘留。鋼板之冷成形時，將以該針狀碳化物作為起點產生龜裂，故將捲取溫度設為550℃以下。以520℃以下為佳。
以下，更詳細地說明本發明製造方法之2階段退火步驟。
取出熱軋鋼板線圈並施行酸洗後，施行於2個溫度域中保持的2階段型之退火(2階段退火)。藉於熱軋鋼板施行2階段退火，可控制碳化物之穩定性，促進肥粒鐵晶界中碳化物之生成，並提高肥粒鐵晶界之碳化物的球化率。另，取出熱軋鋼板線圈後，直到結束2階段退火步驟及2階段退火步驟後之冷卻步驟前，並未冷軋延前述熱軋鋼板。藉由冷軋延細粒化肥粒鐵粒，鋼板變得不易軟質化，有鋼板之維克氏硬度未為120HV以上且170HV以下的疑慮。
[第1階段退火步驟]
第1階段退火係於AC1點以下之溫度域中進行。藉由該退火，使碳化物粗大化，並使合金元素濃化，提高碳化物之熱穩定性。之後，升溫至AC1點以上且A3點以下之溫度域中，使組織中生成沃斯田鐵。之後，緩冷卻，使沃斯田鐵變態成肥粒鐵，提高沃斯田鐵中之碳濃度。
藉由緩冷卻，碳原子吸著於殘留於沃斯田鐵之碳化物，碳化物與沃斯田鐵覆蓋肥粒鐵之晶界，最後可將鋼板組織作為肥粒鐵之晶界大量存在有球化碳化物的組織。
於AC1點以上且A3點以下之溫度域中保持，殘留碳化物少時，冷卻中將生成波來鐵、及棒狀碳化物、板狀碳化物。生成波來鐵、及棒狀碳化物、板狀碳化物時，鋼板之冷成形將顯著地下降。因此，AC1點以上且A3點以下之溫度域中的保持下，增加殘留碳化物之個數對提升冷成形性係為重要。
於前述第1階段退火步驟中形成之鋼板組織中，小於AC1點之溫度域中，因促進碳化物之熱穩定化，故可於前述AC1點以上且A3點以下之溫度域之保持下期待增加殘留碳化物的個數。
將第1階段退火之退火溫度(第1階段退火溫度)設為650℃以上且720℃以下。第1階段退火溫度小於650℃時，碳化物之穩定化並未充分，第2階段退火時不易於沃斯田鐵中殘留碳化物。因此，將第1階段退火溫度設為650℃以上。以670℃以上為佳。另一方面，第1階段退火溫度大於720℃時，將於碳化物之穩定性上升前生成沃斯田鐵，而不易控制前述組織變化，故將第1階段退火溫度設為720℃以下。以700℃以下為佳。
將第1階段退火之退火時間(第1階段退火時間)設為3小時以上且60小時以下。第1階段退火時間小於3小時時，碳化物之穩定化並未充分，第2階段退火時不易於沃斯 田鐵中殘留碳化物。因此，將第1階段退火時間設為3小時以上。以5小時以上為佳。另一方面，第1階段退火時間大於60小時時，未能期待碳化物能更穩定化，且生產性下降，故將第1階段退火時間設為60小時以下。以55小時以下為佳。
[第2階段退火步驟]
將第2階段退火之退火溫度(第2階段退火溫度)設為725℃以上且790℃以下。第2階段退火溫度小於725℃時，沃斯田鐵之生成量少，肥粒鐵晶界之碳化物個數(B)下降。因此，將第2階段退火溫度設為725℃以上。以715℃以下為佳。另一方面，第2階段退火溫度大於790℃時，將不易於沃斯田鐵中殘留碳化物，不易控制前述組織變化，故將第2階段退火溫度設為790℃以下。以770℃以下為佳。
將第2階段退火之退火時間(第2階段退火時間)設為3小時以上且50小時以下。第2階段退火時間小於3小時時，沃斯田鐵之生成量少，且肥粒鐵粒內之碳化物未充分熔解，而不易增加肥粒鐵晶界之碳化物個數。因此，將第2階段退火時間設為3小時以上。以6小時以上為佳。另一方面，第2階段退火時間大於50小時時，因不易於沃斯田鐵中殘留碳化物，故將第2階段退火時間設為50小時以下。以45小時以下為佳。
2階段退火後以控制在1℃/小時以上且30℃/小時以下之冷卻速度將鋼板冷卻至650℃。緩冷卻第2階段退火中生成之沃斯田鐵，變態成肥粒鐵，並使碳吸著於沃斯田鐵中殘留之碳化物。冷卻速度以慢為佳，但小於1℃/小時 時，因冷卻所需之時間增加，生產性下降，故將冷卻速度設為1℃/小時以上。以5℃/小時以上為佳。
另一方面，冷卻速度大於30℃/小時時，因沃斯田鐵變態成波來鐵，鋼板之硬度增加，冷成形性下降，故將冷卻速度設為30℃/小時以下。以26℃/小時以下為佳。
將退火後之鋼板以前述冷卻速度冷卻至650℃後再冷卻至室溫。並未特別限定冷卻至室溫之冷卻速度。
另，第1階段退火及第2階段退火可使用箱退火或連續退火之任一者。箱退火亦可使用箱型退火爐。又，2階段退火之氣體環境並未特別限定為特定之氣體環境。可為例如，95%以上氮氣環境、95%以上氫氣環境、大氣環境之任一氣體環境。
如以上說明，依據本發明製造方法，可得實質上具粒徑5μm以上且50μm以下之肥粒鐵與球化碳化物的組織，肥粒鐵晶界之碳化物個數(B)相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數(A)的比率(B/A)大於1，且維克氏硬度為120HV以上且170HV以下的冷成形性與熱處理後延性優異之鋼板。
實施例
接著，說明實施例，實施例之條件係用以確認本發明之可實施性及效果所使用的條件之一例，本發明並未受該一條件例所限定。只要不脫離本發明要旨，可達成本發明目的的話，即可使用各種條件來得到本發明。
(實施例1)
為調查成分組成之影響，對表1-1、表1-2(本發明鋼板 之成分組成)及表2-1、表2-2(比較鋼板之成分組成)所示之成分組成的連續鑄造鑄片(鋼片)，以以下條件實施自熱軋延步驟至2階段退火步驟的步驟，製作表3所示之特性評價用的試樣(發明鋼A-1~Z-1及比較鋼AA-1~AZ-1)。另，表1-1、表1-2之No.A~Z鋼片均具有本發明鋼板之成分組成。另一方面，表2-1、表2-2之No.AA-AZ鋼片的成分組成均於本發明鋼板之成分組成範圍外。
換言之，以1240℃加熱1.8小時表1及表2所示之成分組成的各個鋼片後，進行熱軋延，並以最終溫度820℃結束最終軋延。之後，於ROT上以45℃/秒之冷卻速度冷卻，以捲取溫度510℃進行捲取，製造熱軋鋼板線圈。接著，取出前述熱軋鋼板線圈並酸洗後，為進行第1階段退火而將酸洗後之熱軋鋼板線圈裝入箱型退火爐，控制包含95%氫及5%氮的退火氣體環境，自室溫加熱至705℃並保持36小時，使熱軋鋼板線圈內之溫度分布均一化。之後，為進行第2階段退火而加熱至760℃，保持10小時，之後，以10℃/小時之冷卻速度冷卻至650℃，接著爐內冷卻至室溫，製作特性評價用之試樣。
以前述方法觀察前述試樣之組織，並測量肥粒鐵粒徑、及碳化物的個數。接著，將前述試樣裝入氣體環境退火爐，於950℃中保持20分鐘，保持後進行50℃之油冷卻。之後，進行回火使硬度成為400HV。檢索退火後之試樣表面，製作板厚2mm的JIS5號試驗片，於室溫下進行拉伸試驗後求出熱處理後延性。將標點間距離設為50mm，以試驗速度3mm/min進行拉伸試驗。以10%以上作為良好。
表3顯示肥粒鐵粒徑(μm)、維克氏硬度(HV)、肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率(晶界碳化物數/粒內碳化物數)、及熱處理後延性(%)。
如表3所示，本發明鋼板(A-1~Z-1)中，維克氏硬度均係170HV以下、肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率(晶界碳化物數/粒內碳化物數)均大於1。因硬度係冷成形性之指標，故可知本發明鋼板 (A-1~Z-1)之冷成形性優異。
相對於此，比較鋼板AA-1中Si量多，比較鋼板AB-1中C量多，比較鋼板AD-1中Mn量多，維克氏硬度均大於170HV。
比較鋼板AH-1中C量少，A3點高，故無法淬火。比較鋼板AE-1中Si量少，不僅維克氏硬度小於120HV，熱處理後延性下降。其他比較鋼板中，因成分組成於本發明鋼板之成分組成範圍外，故熱處理後延性下降。
(實施例2)
為熱軋延之最終軋延、鋼板之捲取步驟及2階段退火步驟等各別條件的影響，如以下地製作No.A-2~Z-2之試驗用鋼板。換言之，首先，以1240℃分別將表1-1及表1-2所示之成分組成的鋼片No.A~Z加熱1.8小時後，進行熱軋延，以表4所示之條件結束熱軋延之最終軋延，之後，於ROT上以45℃/秒之冷卻速度冷卻，並以表4所示之捲取溫度捲取，製造板厚3.0mm的熱軋鋼板線圈。
酸洗前述熱軋鋼板線圈後，以表4所示之退火條件施行2階段型之箱退火。自退火後之熱軋鋼板擷取板厚3.0mm之特性評價用的資料，並測量肥粒鐵粒徑(μm)、維克氏硬度(HV)、肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率(晶界碳化物數/粒內碳化物數)、及熱處理後延性(%)。於表5顯示結果。
[表4]
如表5所示，本發明鋼板中之維克氏硬度均係170HV以下，肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數的比率大於1。硬度係冷成形性之指標，故可知本發明鋼板之冷成形性均優異。此外，因本發明鋼板均具有10%以上之熱處理後延性，故可知熱處理後延性係良好。
相對於此，因比較鋼板之製造條件係本發明製造方法之製造條件範圍外，故維克氏硬度上升。又，一部分之比較鋼板中晶界碳化物數/粒內碳化物數亦下降。
[表5]
產業上之可利用性
如前述，依據本發明，可提供冷成形性與熱處理後延性優異之鋼板與其製造方法。因此，本發明於鋼板製造及利用產業上之可利用性高。

Claims (5)

  1. 一種鋼板，其成分組成以質量%計，含有：C：0.10~0.40%、Si：0.30~1.00%、Mn：0.30~1.00%、Al：0.001~0.10%、P：0.02%以下、S：0.01%以下，且剩餘部分係由Fe及雜質所構成；前述鋼板之特徵在於：肥粒鐵晶界之碳化物個數(B)相對於肥粒鐵粒內之碳化物個數(A)的比率(B/A)大於1，肥粒鐵粒徑係5μm以上且50μm以下，碳化物之平均粒徑係0.4μm以上且2.0μm以下，波來鐵面積率係6%以下，維克氏硬度係120HV以上且170HV以下。
  2. 如請求項1之鋼板，其中前述鋼板以質量%計，更含有N：0.01%以下、O：0.02%以下之1種或2種。
  3. 如請求項1或2之鋼板，其中前述鋼板以質量%計，更含有下述1種或2種以上：Ti：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、 B：0.01%以下、Nb：0.10%以下、V：0.10%以下、Cu：0.10%以下、W：0.10%以下、Ta：0.10%以下、Ni：0.10%以下、Sn：0.05%以下、Sb：0.05%以下、As：0.05%以下、Mg：0.05%以下、Ca：0.05%以下、Y：0.05%以下、Zr：0.05%以下、La：0.05%以下、Ce：0.05%以下。
  4. 一種鋼板之製造方法，係製造如請求項1至3中任1項之鋼板，該方法之特徵在於：(i)將具有如請求項1至3中任1項之鋼板之成分組成的鋼片直接加熱、或暫時冷卻後加熱進行熱軋延，並於800℃以上且900℃以下之溫度域中結束最終軋延製得熱軋鋼板後，再以400℃以上且550℃以下捲取；(ii)取出捲取後之熱軋鋼板且施行酸洗後，施行2階段型之退火：施行於650℃以上且720℃以下之溫度域中 保持3小時以上且60小時以下的第1階段退火，並施行於725℃以上且790℃以下之溫度域中保持3小時以上且50小時以下的第2階段退火；及(iii)以控制在1℃/小時以上且30℃/小時以下之冷卻速度將前述退火後之熱軋鋼板冷卻至650℃，接著冷卻至室溫。
  5. 如請求項4之鋼板之製造方法，其中進行前述熱軋延之鋼片的溫度係1000~1250℃。
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