TWI627290B - Steel plate - Google Patents

Abstract

一種鋼板，其具有預定之化學組成與下述表示之金屬組織：以面積分率計，肥粒鐵：50%~95%，粒狀變韌鐵：5%~48%，回火麻田散鐵：2%~30%，上部變韌鐵、下部變韌鐵、新生麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵：合計為5%以下，及回火麻田散鐵之面積分率與回火麻田散鐵之維氏硬度之積：800~10500。

Description

鋼板

本發明是有關一種適用於汽車零件之鋼板。

為了抑制源自於汽車之二氧化碳廢氣的排出量，使用了高強度鋼板之汽車車體持續向輕量化發展。又，為了確保搭乘者之安全性，也多半於車體使用高強度鋼板。為了使車體朝向更輕量化發展，更進一步的強度提高是重要的。其中一方面，視車體之零件而異，而被要求有優良的成形性。例如，對骨架系供零件用之高強度鋼板，就被要求有優良的伸長性及擴孔性。

但是，強度提高與成形性提高二者兼得是困難的。已提案出以強度提高與成形性提高二者兼得作目的之技術(專利文獻1~3)，但依據此等文獻仍無法獲得充分的特性。 [先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]：日本特開7-11383號公報 [專利文獻2]：日本特開6-57375號公報 [專利文獻2]：特開平7-207413號公報

[發明欲解決之課題] 本發明之目的係在提供一種具有高強度且可以獲得優良的伸長性及擴孔性的鋼板。 [用以解決課題之手段]

為了解決上述課題，本發明者等進行專心研討。其結果判別出下述情事是重要的：在金屬組織中，除了肥粒鐵及回火麻田散鐵外，使其含有5%以上面積分率之粒狀變韌鐵，且上部變韌鐵、下部變韌鐵、新生麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵之面積分率合計為5%以下。上部變韌鐵及下部變韌鐵主要是由差排密度高之變韌肥粒鐵(bainitic ferrite)及硬質雪明碳鐵所構成，故伸長性差。一方面，粒狀變韌鐵主要是由差排密度低之變韌肥粒鐵所構成，且幾乎不含有硬質雪明碳鐵，因此，其是比肥粒鐵更硬，比上部變韌鐵及下部變韌鐵為柔軟。據此，粒狀變韌鐵表現出比上部變韌鐵及下部變韌鐵更為優異的伸長性。粒狀變韌鐵由於是比肥粒鐵硬，比回火麻田散鐵柔軟，因此在擴孔加工之際，會抑制自肥粒鐵與回火麻田散鐵之界面發生空隙。

本案之發明者們根據這些知識見解更進行了深入的研究，因而想到以下所示之發明各種態樣。

[1]一種鋼板，其特徵在於：其以質量%計具有下列所表示之化學組成： C：0.05%~0.1%， P：0.04%以下， S：0.01%以下， N：0.01%以下， O：0.006%以下， Si及Al：合計為0.20%~2.50%， Mn及Cr：合計為1.0%~3.0%， Mo：0.00%~1.00%， Ni：0.00%~1.00%， Cu：0.00%~1.00%， Nb：0.000%~0.30%， Ti：0.000%~0.30%， V：0.000%~0.50%， B：0.0000%~0.01%， Ca：0.0000%~0.04%， Mg：0.0000%~0.04%， REM：0.0000%~0.04%，及 剩餘部分：Fe及雜質；並且 該鋼板以面積分率計具有以下表示之金屬組織： 肥粒鐵：50%~95%， 粒狀變韌鐵：5%~48%， 回火麻田散鐵：2%~30%， 上部變韌鐵、下部變韌鐵、新生麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵：合計在5%以下，及 回火麻田散鐵之面積分率與回火麻田散鐵之維氏硬度之積：800~10500。

(2)如(1)所記載之鋼板，其在前述化學組成中存在： Mo：0.01%~1.00%， Ni：0.05%~1.00%，或 Cu：0.05%~1.00%， 或者此等任意之組合。

(3)如(1)或(2)所記載之鋼板，其在前述化學組成中存在： Nb：0.005%~0.30%， Ti：0.005%~0.30%，或 V：0.005%~0.50%， 或者此等任意之組合。

(4)如(1)~(3)中任一項所記載之鋼板，其在前述化學組成中存在： B：0.0001%~0.01%。

(5)如(1)~(4)中任一項所記載之鋼板，其在前述化學組成中，存在： Ca：0.0005%~0.04%， Mg：0.0005%~0.04%，或 REM：0.0005%~0.04%， 或者此等任意之組合。

(6)如(1)~(5)中任一項所記載之鋼板，其於表面具有熔融鍍鋅層。

(7)如(1)~(5)中任一項所記載之鋼板，其於表面具有合金化熔融鍍鋅層。

[發明效果] 依據本發明，由於在金屬組織中含有適當面積分率的粒狀變韌鐵等，故可獲得高強度，優良伸長性及擴孔性。

以下，就本發明實施形態作說明。

首先，說明本實施形態之鋼板的金屬組織。詳細係如後所述者，但本發明實施形態之鋼板是經過鋼之熱軋、冷軋、退火、回火等而被製造的。因此，鋼板之金屬組織不僅考量了鋼板之特性，也考量了其等處理中的相變態等。本實施形態之鋼板係具有以下所示之金屬組織：以面積分率計，肥粒鐵：50%~95%，粒狀變韌鐵：5%~48%，回火麻田散鐵：2%~30%，上部變韌鐵、下部變韌鐵、新生麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵：合計在5%以下，回火麻田散鐵之面積分率與回火麻田散鐵之維氏硬度之積：800~10500。

(肥粒鐵：50%~95%) 肥粒鐵由於是軟質組織，故容易變形，有助於增高伸長性。肥粒鐵亦有助於由沃斯田鐵變成粒狀變韌鐵之相變態。肥粒鐵面積分率低於50%下，則無法得到足夠的粒狀變韌鐵。據此，肥粒鐵之面積分率是在50%以上，較佳是在60%以上。一方面，肥粒鐵之面積分率超過95%，則無得到足夠的拉伸強度。據此，肥粒鐵之面積分率是在95%以下，較佳是在90%以下。

(粒狀變韌鐵：5%~48%) 粒狀變韌鐵主要是由約10 ¹³m/m ³等級之差排密度低的變韌肥粒鐵所構成，且幾乎不含有硬質雪明碳鐵，因此，其比肥粒鐵更硬，比上部變韌鐵及下部變韌鐵為柔軟。因此，粒狀變韌鐵表現出比上部變韌鐵及下部變韌鐵更為優異的伸長性。粒狀變韌鐵由於是比肥粒鐵硬，比回火麻田散鐵柔軟，在擴孔加工之際，會抑制自肥粒鐵與回火麻田散鐵之界面發生有空隙。粒狀變韌鐵之面積分率低於5%，就無法獲充分獲得此等效果。據此，粒狀變韌鐵之面積分率是在5%以上，較佳是在10%以上。一方，粒狀變韌鐵之面積分率在超過48%，則必然地會有肥粒鐵及/或回火麻田散鐵之面積分率不足。據此，粒狀變韌鐵之面積分率是在48%以下，較佳是在40%以下。

(回火麻田散鐵：2%~30%) 回火麻田散鐵由於其差排密度高，有助於提升拉伸強度。回火麻田散鐵由於含有微細碳化物，亦有助於增高擴孔性。回火麻田散鐵之面積分率在低於2%，無法獲得足夠之拉伸強度，例如，無法獲得590MPa以上之拉伸強度。據此，回火麻田散鐵之面積分率是在2%以上，較佳是在10%以上。一方面，回火麻田散鐵之面積分率超過30%，鋼板全體之差排密度就變得過高，而無法獲得足夠的伸長性及擴孔性。據此，回火麻田散鐵之面積分率是在30%以下，較佳是在20%以下。

(上部變韌鐵、下部變韌鐵、新生麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵：合計在5%以下) 上部變韌鐵及下部變韌鐵主要是由是約為1.0×10 ¹⁴m/m ³之差排密度高的變韌肥粒鐵及硬質雪明碳鐵所構成，上部變韌鐵進一步含有殘留沃斯田鐵。新生麻田散鐵則含有硬質雪明碳鐵。上部變韌鐵、下部變韌鐵及新生麻田散鐵之差排密度是高的。因此，上部變韌鐵、下部變韌鐵及新生麻田散鐵是會使得伸長性降低。殘留沃斯田鐵在變形中因加工引起變態而朝向麻田散鐵變態，進而使得擴孔性明顯地劣化。波來鐵由於含有硬質雪明碳鐵，在擴孔加工之際，會變成空隙發生之起點。因此，上部變韌鐵、下部變韌鐵、新生麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵之面積分率愈低愈好。特別是，上部變韌鐵、下部變韌鐵、新生麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵之面積分率合計超過5%，伸長性或擴孔性或者此二者會明顯降低。據此，上部變韌鐵，下部變韌鐵，新生麻田散鐵，殘留沃斯田鐵及波來鐵之面積分率合計是設在5%以下。又，殘留沃斯田鐵之面積分率中，不含有在上部變韌鐵所包含之殘留沃斯田鐵的面積分率。

肥粒鐵、粒狀變韌鐵、回火麻田散鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵、新生麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵之鑑別及特定出面積分率可利用，例如，電子線背散射繞射(electron back scattering diffraction：EBSD)法，X線測定，或是掃描式電子顯微鏡(scanning electron microscope：SEM)來觀察。進行SEM觀察時，例如，使用硝太(Nital)試劑或里培拉(Lepera)液腐蝕試料，以1000倍~50000倍之倍率觀察平行於在軋壓方向及厚度方向之截面及/或垂直於軋壓方向之截面。鋼板之金屬組織可以由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度1/4左右之區域的金屬組織作為代表。例如，鋼板之厚度若為1.2mm，則可用由鋼材表面起算之深度為0.3mm左右之區域的金屬組織作為代表。

肥粒鐵之面積分率，例如，可使用SEM觀察得到之電子通道化對比圖像來特定出。電子通道化對比圖像是以結晶粒內結晶方位差作為對比的差來表示，電子通道化對比圖像中對比均一之部分是肥粒鐵。在此方法中，例如，由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度之1/8至3/8之區域作為觀察對象。

殘留沃斯田鐵之面積分率可以，例如，用X線測定來特定出。在此方法中，例如，由鋼材表面起直到之該鋼板厚度之1/4為止之部分利用機械研磨及化學研磨予以除去，使用MoKα線作為特性X線。因此，利用下式，由體心立方晶格(bcc)相之(200)及(211)以及面心立方晶格(fcc)相之(200)、(220)及(311)之繞射峰積分強度比算出殘留沃斯田鐵之面積分率。 Sγ＝(I _200f＋I _220f＋I _311f)/(I _200b＋I _211b)×100 (Sγ為殘留沃斯田鐵之面積分率；I _200f、I _220f、I _311f分別表示fcc相之(200)、(220)、(311)之繞射峰強度；I _200b、I _211b分別表示bcc相之(200)、(211)之繞射峰強度。)

新生麻田散鐵之面積分率可利用，例如，場致發射型掃描電子顯微鏡(field emission-scanning electron microscope：FE-SEM)觀察及X線測定來特定出。在此方法中，例如，由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度之1/8至3/8之區域作為觀察對象，來使用腐蝕用里培拉液。由於不能被里培拉液腐蝕之組織是新生麻田散鐵及殘留沃斯田鐵，故藉由自不能被里培拉液腐蝕區域的面積分率減去以X線測定所特定之殘留沃斯田鐵之面積分率Sγ，就可以特定出新生麻田散鐵之面積分率。新生麻田散鐵之面積分率可，例如，使用SEM觀察得到的電子通道化對比圖像來特定出。電子通道化對比圖像中，差排密度高，在粒內帶有塊體(block)、小包(packet)等下部組織之區域是新生麻田散鐵。

上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵是可，例如，利用FE-SEM觀察而特定出。在此方法中，例如，由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度之1/8至3/8之區域作為觀察對象，使用腐蝕用硝太試劑。此外，如下所示，基於雪明碳鐵之位置及變體，鑑別出上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵。上部變韌鐵含有在長條狀（lath）之變韌肥粒鐵界面上之雪明碳鐵或殘留沃斯田鐵。下部變韌鐵含有位在長條狀之變韌肥粒鐵之內部的雪明碳鐵。變韌肥粒鐵與雪明碳鐵之間的結晶方位之關係為1種，因此在下部變韌鐵中含有的雪明碳鐵是具有相同的變異。回火麻田散鐵含有在麻田散鐵長條狀內部中之雪明碳鐵。麻田散鐵針與雪明碳鐵之間結晶方位之關係為2種以上，故在回火麻田散鐵中所含有之雪明碳鐵具有多個變異。基於此種雪明碳鐵之位置及變異，可鑑別上部變韌鐵、下部變韌鐵及回火麻田散鐵，並特定出此等之面積分率。

波來鐵可例如，利用光學顯微鏡觀來鑑別，因而特定出其面積分率。在此方法中，例如，由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度之1/8至3/8之區域作為觀察對象，使用腐蝕用硝太試劑。光學顯微鏡觀察下顯示出暗對比之區域是波來鐵。

粒狀變韌鐵是利用習知之腐蝕法且使用掃描型電子顯微鏡之2次電子影像觀察，也無法與肥粒鐵區別。本發明者經銳意檢討，其發現粒狀變韌鐵在粒內具有微小結晶方位差。因此，藉由檢測出晶粒內之微小結晶方位差，而可與肥粒鐵區別。在此，就粒狀變韌鐵之面積分率之具體的特定方法加以說明。在此方法中，例如，由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度之1/8至3/8之區域作為觀察對象，利用EBSD法，在該區域內之複數個處所(像素)之結晶方位以0.2μm之間隔加以測定，由其結果計算出GAM(顆粒平均錯誤方位(grain average misorientation))值。在此計算中，相鄰像素間之結晶方位差在5°以上之情況，當作此等像素之間存在有晶界，計算被此等晶界所包圍之區域內相鄰像素間之結晶方位差，並求得該差之平均值。此平均值為GAM值。如此，變韌肥粒鐵就檢測出具有微小結晶方位差。GAM值在0.5°以上之區域是屬於粒狀變韌鐵、上部變韌鐵、下部變韌鐵、回火麻田散鐵、波來鐵或新生麻田散鐵中任一者。因此，由GAM值在0.5°以上區域之面積分率，減去上部變韌鐵、下部變韌鐵、回火麻田散鐵、波來鐵及新生麻田散鐵之合計面積分率而得的值，就是粒狀變韌鐵之面積分率。

(回火麻田散鐵之面積分率與回火麻田散鐵之維氏硬度的積：800~10500) 鋼板之拉伸強度並不只是依存在回火麻田散鐵之面積分率，亦依存於回火麻田散鐵之硬度。回火麻田散鐵之面積分率與維氏硬度之積低於800，無法獲得足夠之拉伸強度，例如，5900MPa以上之拉伸強度。因此，此積是設定在800以上，較佳是在1000以上。此積在超過10500時，就無有足夠之擴孔性，而例如，作成形性及衝撞安全性之指標中一者的拉伸強度與擴孔率之積的值則低於30000MPa・%。因此，此積是設定在10500以下，較佳是在9000以下。

其次，就本發明實施形態的鋼板及其製造上所使用之化學組成加以說明。如上所述，本發明實施形態之鋼板是鋼胚經熱軋、冷軋、退火及回火等而製造的。因此，鋼板及鋼胚之化學組成不僅考量了鋼板之特性，也考量了其等處理而獲得的。以下說明中，在鋼板及鋼胚所含有的各個元素之含量的單位「%」，若沒有特別指明，均是指「質量%」。本實施形態之鋼板具有下述表示之化學組成：以質量%計，C：0.05%~0.1%，P：0.04%以下，S：0.01%以下，N：0.01%以下，O：0.006%以下，Si及Al：合計為0.20%~2.50%，Mn及Cr：合計為1.0%~3.0%，Mo：0.00%~1.00%，Ni：0.00%~1.00%，Cu：0.00%~1.00%，Nb：0.000%~0.30%，Ti：0.000%~0.30%，V：0.000%~0.50%，B：0.0000%~0.01%，Ca：0.0000%~0.04%，Mg：0.0000%~0.04%，REM(稀土類金屬：rare earth metal)：0.0000%~0.04%，及剩餘部分：Fe雜質。雜質方面是以礦石及廢料等的原材料中所含有者、或者在製造步驟中所含有者，來例示說明。

(C：0.05%~0.1%) C是有助於拉伸強度增高。C含量是低於0.05%，無法獲得足夠之拉伸強度，例如，590MPa以上之拉伸強度。因此，C含量設在0.05%以上，較佳設在0.06%以上。一方面，C含量超過0.1%時，由於會抑制肥粒鐵之生成，無法得到足夠的伸長性。因此，C含量是在0.1%以下，較佳是在0.09%以下。

(P：0.04%以下) P並非必要元素，且是作為例如，鋼中的雜質而被含有。P會使擴孔性降低，會於鋼板板厚方向之中心偏析而讓韌性降低，或會使熔接部脆化。因此，P含量愈低愈好。特別是，P含量若超過0.04%，則擴孔性顯著降低。因此，P含量是在0.04%以下，較佳是在0.01%以下。再者，在P含量的降低上需要成本，且欲降低到低於0.0001%時，會使成本顯著上升。因此，P含量亦可在0.0001%以上。

(S：0.01%以下) S並非必要元素，且是作為例如，鋼中的雜質而被含有。S會使熔接性降低，會使鑄造時及熱軋時之製造性降低，或者形成粗大之MnS，而會使擴孔性降低。因此，S含量愈低愈好。特別是，S含量若超過0.01%，熔接性之降低，製造性之降低與擴孔性之降低皆顯著。因此，S含量是在0.01%以下，較佳是在0.005%以下。再者，在S含量的降低上需要成本，且欲降低到低於0.0001%時，會使成本顯著上升。因此，S含量亦可在0.0001%以上。

(N：0.01%以下) N並非必要元素，且是作為例如，鋼中的雜質而被含有。N形成粗大之氮化物，而粗大之氮化物使得彎曲性及擴孔性降低，使熔接時發生有氣孔。因此，N含量愈低愈好。特別是，N含量若超過0.01%，則擴孔性顯著降低，氣孔發生是顯著的。因此，N含量是在0.01%以下，較佳是在0.008%以下。在N含量的降低上需要成本，且欲降低到低於0.0005%時，會使成本顯著上升。因此，N含量亦可在0.0005%以上。

(O：0.006%以下) O並非必要元素，且是作為例如，鋼中的雜質而被含有。O形成粗大之氧化物，而粗大之氧化物使得彎曲性及擴孔性降低，使熔接時發生有氣孔。因此，O含量愈低愈好。特別是，O含量若超過0.006%，則擴孔性顯著降低，氣孔發生是顯著的。因此，O含量是在0.006%以下，較佳是在0.005%以下。在O含量的降低上需要成本，且欲降低到低於0.0005%時，會使成本顯著上升。因此，O含量亦可在0.0005%以上。

(Si及Al：合計為0.20%~2.50%) Si及Al有助於粒狀變韌鐵之生成。粒狀變韌鐵是，多數個變韌肥粒鐵在其等界面所存在之差排回復而構成一塊的組織。因此，若在變韌肥粒鐵之界面存在有雪明碳鐵，在該處就不會生成粒狀變韌鐵。Si及Al會抑制雪明碳鐵之生成。Si及Al之含量若合計在低於0.20%時，雪明碳鐵會生成過多，就無法得到足夠的粒狀變韌鐵。因此，Si及Al之含量合計是設在0.20%以上，較佳是設在0.30%以上。一方面，Si及Al之含量合計若超過2.50%，則熱軋中易發生有鋼胚龜裂。因此，Si及Al之含量合計是設在2.50%以下，較佳是設在2.00%以下。亦可只含有Si與Al任一者，亦可Si及Al兩者皆含有。

Mn及Cr：合計為1.0%~3.0%， Mn及Cr在冷軋後之退火或鍍敷之際，會抑制肥粒鐵變態，而有助於強度之增高。Mn及Cr之含量合計在低於1.0%時，肥粒鐵之面積分率變得過多，而無法得到足夠之拉伸強度，例如，無法得到590MPa以上之拉伸強度。因此，Mn及Cr之含量合計是設在1.0%以上，較佳是設在1.5%以上。Mn及Cr之含量合計超過3.0%時，肥粒鐵之面積分率變得過少，而無法得到足夠之拉伸強度。因此，Mn及Cr之含量合計是設在3.0%以下，較佳是設在2.8%以下。亦可只含有Mn及Cr中任一者，亦可Mn及Cr兩者皆含有。

Mo，Ni，Cu，Nb，Ti，V，B，Ca，Mg及REM非必要元素，其等是在鋼板及鋼中有限度地適當調整預定量之任意元素。

(Mo：0.00%~1.00%，Ni：0.00%~1.00%，Cu：0.00%~1.00%) Mo，Ni及Cu在冷軋後之退火或鍍敷之際，會抑制肥粒鐵變態，而有助於強度之增高。因此，亦可含有Mo，Ni或Cu或者其等的任意組合。為了得到足夠的此效果，較佳的是，Mo含量設在0.01%以上，Ni含量設在0.05%以上，Cu含量設在0.05%以上。但是，Mo含量是超過1.00%，或Ni含量是超過1.00%，或者Cu含量是超過1.00%時，肥粒鐵之面積分率變得過少，而無法得到足夠之伸長性。因此，Mo含量，Ni含量及Cu含量任一者皆被設在1.00%以下。即，較佳是符合Mo：0.01%~1.00%，Ni：0.05%~1.00%，或Cu：0.05%~1.00%，或者此等任意之組合。

(Nb：0.000%~0.30%，Ti：0.000%~0.30%，V：0.000%~0.50%) Nb，Ti及V藉由在冷軋後之退火步驟等中將沃斯田鐵細粒化來增加沃斯田鐵之晶界面積，促進肥粒鐵變態。因此，亦可含有Ni，Ti或V或者其等的任意組合。為得到足夠的此效果，較佳的是，Nb含量設在0.005%以上，Ti含量設在0.005%以上，V含量設在0.005%以上。但是，Nb含量是超過0.30%，Ti含量是超過0.30%，或V含量是超過0.50%，肥粒鐵之面積分率變得過多，而無法得到足夠之拉伸強度。因此，Nb含量設為0.30%以下，Ti含量設為0.30%以下，V含量設為0.50%以下。即，較佳是符合Nb：0.005%~0.30%，Ti：0.005%~0.30%，或V：0.005%~0.50%，或者此等任意之組合。

(B：0.0000%~0.01%) B是在冷軋後之退火等中在沃斯田鐵之晶界上偏析，並抑制肥粒鐵變態。因此，B亦可被包含於其中。為得到足夠的此效果，較佳的是，B含量設在0.0001%以上。但是，B含量若超過0.01%時，肥粒鐵之面積分率設得過低，而無法得到足夠的伸長性。因此，將B含量設為0.01%以下。即，較佳是B：0.0001%~0.01%來構成。

(Ca：0.0000%~0.04%，Mg：0.0000%~0.04%，REM：0.0000%~0.04%) Ca，Mg及REM是抑制氧化物及硫化物之形態，而助於擴孔性的增高。因此，亦可含有Ca，Mg或REM或者其等的任意組合。為得到足夠的此效果，較佳的是，Ca含量、Mg含量及REM含量任一者皆在0.0005%以上。但是，Ca含量若是超過0.04%，或Mg含量若超過0.04%，或REM含量若是超過0.04%，則會形成粗大氧化物而無法得到足夠擴孔性。因此，Ca含量、Mg含量及REM含量任一者皆設在0.04%以下，較佳是設在0.01%以下。即，較佳是符合Ca：0.0005%~0.04%，Mg：0.0005%~0.04%，或REM：0.0005%~0.04%，或者此等任意之組合。

REM是屬於Sc，Y及鑭系之元素合計17種元素的總稱，REM含量是此等元素合計之含量。REM是例如被包含在混合稀土金屬(mischmetal)內，REM之添加可為，例如，添加混合稀土金屬，或者添加金屬La，金屬Ce等金屬REM。

依據本實施形態，可以得到，例如，590MPa以上之拉伸強度，15000MPa・%以上之TS×EL(拉伸強度×全伸長率)，30000MPa・%以上TS×λ(拉伸強度×擴孔率)。即得到高強度且可以獲得優良的伸長性及擴孔性板。此一鋼板是容易成形為例如汽車之骨架零件，且可確保衝撞時之安全性。

接下來說明本發明實施形態之鋼板之製造方法。在本發明之實施形態的鋼板製造方法中，是將具有上述化學組成之鋼胚依序進行熱軋、酸洗、冷軋、退火及回火。

熱軋是在1100℃以上之溫度開始，在Ar ₃點以上之溫度結束。冷軋則是設定軋縮率為30%以上80%以下。退火則是，保持溫度設在Ac ₁點以上，保持時間設在10秒以上，其後之冷卻則是由700℃開始到Mf點為止之溫度範圍中的冷卻速度設定在0.5℃/秒以上4℃/秒以下。回火則是在150℃以上400℃以下之溫度範圍中保持2秒以上。

開始熱軋之溫度若低於1100℃，則會有無法使得Fe以外元素在Fe中充分固溶。因此，熱軋是在1100℃以上之溫度開始。開始熱軋溫度為例如，鋼胚加熱溫度。作為鋼胚者可使用，例如，連續鑄造得到的鋼胚，薄鋼胚鑄造所作製之鋼胚。鋼胚亦在鑄造後以保持在原先1100℃以上溫度之狀態下供給至熱軋設備，亦可冷卻到低於1100℃之後再加熱而供給到熱軋設備。

讓熱軋終結之溫度在低於Ar ₃點時，沃斯田鐵及肥粒鐵會被包含在熱軋鋼板之金屬組織中，由於沃斯田鐵與肥粒鐵之間的機械特性不同，會在有冷軋之類的熱軋後處理上變得困難。因此，熱軋在Ar ₃點以上之溫度終結。熱軋在Ar ₃點以上之溫度終結時，可以比較地減輕熱軋中之軋壓荷重。

熱軋包含粗軋壓及最後軋壓，最後軋壓亦可將粗軋壓得到的多個鋼板經接合而成者，進行連續地軋壓。捲取溫度設在450℃以上650℃以下。

酸洗進行1次或2次。藉由酸洗，去除熱軋鋼板之表面的氧化物，以增高化成處理性及鍍敷性。

要在冷軋之軋縮率低於30%的情況下，會有將冷軋鋼板的形狀保持成平坦是困難的，不能得到足夠之延展性。因此，冷軋之軋縮率設定在30%以上，較佳是設定在50%以上。一方面，冷軋之軋縮率若超過80%，會有軋壓荷重過大，或者會促進冷軋後之退火中肥粒鐵過度再結晶。因此，冷軋之軋縮率設定在80%以下，較佳是設定在70%以下。

在退火中，藉由保持在Ac ₁點以上之溫度達10秒以上，生成沃斯田鐵。沃斯田鐵，經過後冷卻而變態成肥粒鐵、粒狀變韌鐵或麻田散鐵。若保持溫度是在低於Ac ₁點，或者保持時間低於10秒時，無法生充分地形成沃斯田鐵。因此，保持溫度設在Ac ₁點以上，保持時間設在10秒以上。

自退火後之冷卻中的700℃起到Mf點為止的溫度範圍中可生成粒狀變韌鐵及麻田散鐵。如上所述，粒狀變韌鐵是，多數個變韌肥粒鐵在其等界面所在存在之差排回復而構成一塊的組織。如此的差排回復在700℃以下之溫度範圍可使其發生。但是，在此溫度範圍中的冷卻速度超過4℃/秒時，就無法使差排充分地回復，而有粒狀變韌鐵之面積分率不足之情事。因此，宜將此一溫度範圍中的平均冷卻速度設在4℃/秒以下。一方面，在溫度範圍之冷卻速度在低於0.5℃/秒時，就有未充分地生成麻田散鐵。因此，宜將此一溫度範圍中的平均冷卻速度設在0.5℃/秒以上。

藉由回火，就可自新生麻田散鐵得到回火麻田散鐵。回火之保持溫度在低於150℃時，新生麻田散鐵不會被充分地回火，故有無法充分地得到回火麻田散鐵之情事。因此，保持溫度設在150℃以上。保持溫度超過400℃超時，回火麻田散鐵之差排密度會降低，就無得到足夠的拉伸強度，例如，無得到590MPa以上之拉伸強度。因此，保持溫度設在400℃以下。保持時間若低於2秒，新生麻田散鐵不會被充分地回火，故有無法充分地得到回火麻田散鐵之情事。因此，保持時間設為2秒以上。

如此一來便可製造本發明實施形態之鋼板。

鋼板上亦可進行電氣鍍敷處理、蒸著鍍敷處理等鍍敷處理，更甚者，其亦可在鍍敷處理後進行合金化處理。鋼板亦可進行有機皮膜形成、薄膜積層、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等之表面處理。

在鋼板上進行作為鍍敷處理之熔融鍍鋅處理之情況下，例如，加熱或冷卻鋼板之溫度至其為下述溫度，並使鋼板通板鋅鍍敷浴，該溫度是比鋅鍍敷浴之溫度更低40℃溫度以上之溫度且比鋅鍍敷浴之溫度更高50℃之溫度以下之溫度。藉由熔融鍍鋅處理，就可得到於表面具有熔融鍍鋅層之鋼板，即熔融鍍鋅鋼板。熔融鍍鋅層具有，例如，Fe：7質量%以上15質量%以下，及剩餘部分：Zn、Al及雜質表示之化學組成。

熔融鍍鋅處理後進行合金化處理時，例如，加熱熔融鍍鋅鋼板至460℃以上600℃以下之溫度。此溫度若低於460℃，則合金化不足。此溫度若超過600℃超，則有合金化過多，耐蝕性劣化。藉由合金化處理，可得到於表面具有合金化熔融鍍鋅層之鋼板，即合金化熔融鍍鋅鋼板。

再者，上述實施形態均僅是用於表示實施本發明時的具體化之例，並非透過其等而用以限定地解釋本發明之技術性範圍者。亦即，本發明只要沒有脫離本身技術思想或主要特徵的下，均可以用各種形式實施。

[實施例] 接下來說明本發明之實施例。實施例之條件係用以確認本發明之可實施性及效果所採用的一條件例，本發明不受此一條件例限定。只要能在不脫離本發明之宗旨下達成本發明之目的，本發明為可以採用各種條件而形成者。

(第1試驗) 在第1試驗中，製造出具有表1~表2所示之化學組成的鋼胚，熱軋此等鋼胚而得到熱軋鋼板。表1~表2中的空白欄位表示該元素之含量低於檢測極限，剩餘部分是Fe及雜質。表1~表2中的底線則表示該數值在超出本發明的範圍外。

[表1]

[表2]

其後，進行熱軋鋼板之酸洗、冷軋、退火及回火而得到鋼板。熱軋，冷軋，退火以及回火之條件表示在表3~表5。各鋼板中之肥粒鐵面積分率f _F、粒狀變韌鐵面積分率f _GB、回火麻田散鐵面積分率f _M，以及上部變韌鐵，下部變韌鐵、新生麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵合計面積分率f _T是在表6~表8顯示。表6~表8中亦顯示回火麻田散鐵之面積分率f _M與維氏硬度Hv之積。表6~表8中的底線則表示該數值在超出本發明的範圍外。

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

[表8]

因此，進行各個鋼板之拉伸試驗及擴孔試驗。在拉伸試驗中，自鋼板採取與軋壓方向呈直角之日本工業規格JIS5號試驗片，依據JISZ2242測定拉伸強度TS及全拉伸率EL。擴孔試驗則依據JISZ2256之記載測定擴孔率λ。這些結果顯示於表9~表11中。表9~表11中的底線則表示該數值在超出本發明所期望的範圍外。在此所稱期望範圍是TS在590MPa以上，TS×EL在15000MPa・%以上，TS×λ在30000MPa・%以上。

[表9]

[表10]

[表11]

如表9~表11所示者，本發明範圍內之試料，可以得到高強度，優異伸長性及擴孔性。

試料編號1由於C含量過低，故強度低。試料編號5由於C含量過高，伸長性及擴孔性低。試料編號6由於Si及Al之總含量過低，擴孔性低。試料編號10由於Si及Al之總含量過高，熱軋中發生有鋼胚龜裂。試料編號11由於Mn及Cr總含量過低，故強度低。試料編號15由於Mn及Cr總含量過高，伸長性及擴孔性低。試料編號18由於P含量過高，擴孔性低。試料編號21由於S含量過高，擴孔性低。試料編號23由於N含量過高，擴孔性低。試料編號25由於O含量過高，擴孔性低。

試料編號28由於Mo含量過高，伸長性及擴孔性低。試料編號31由於Ni含量過高，伸長性及擴孔性低。試料編號34由於Cu含量過高，伸長性及擴孔性低。試料編號37由於Nb含量過高，強度低，擴孔性低。試料編號40由於Ti含量過高，強度低，擴孔性低。試料編號43由於V含量過高，強度低，擴孔性低。試料編號46由於B含量過高，伸長性低。試料編號49由於Ca含量過高，擴孔性低。試料編號52由於Mg含量過高，擴孔性低。試料編號55由於REM含量過高，擴孔性低。

試料編號59由於合計面積分率f _T過高，擴孔性低。試料編號62由於面積分率f _GB及面積分率f _M過低，合計面積分率f _T過高，擴孔性低。試料編號64由於面積分率f _F過度，面積分率f _M及合計面積分率f _T過高，故伸長性低。試料編號67由於面積分率f _GB過低，合計面積分率f _T過高，擴孔性低。試料編號69由於合計面積分率f _GB過高，擴孔性低。試料編號70由於面積分率f _GB過低，合計面積分率f _T過高，擴孔性低。試料編號72由於面積分率f _GB過低，合計面積分率f _T過高，擴孔性低。試料編號74由於合計面積分率f _GB過低，擴孔性低。試料編號75由於合計面積分率f _GB過低，擴孔性低。試料編號77由於面積分率f _GB過低，合計面積分率f _T過高，擴孔性低。試料編號79由於面積分率f _GB過低，合計面積分率f _T過高，擴孔性低。試料編號80由於面積分率f _GB過低，合計面積分率f _T過高，擴孔性低。試料編號84由於面積分率f _M過低，合計面積分率f _T過高，擴孔性低。試料編號87由於面積分率f _M過低，合計面積分率f _T過高，擴孔性低。試料編號90由於面積分率f _M與維氏硬度Hv之積過低，擴孔性低。試料編號91由於面積分率f _M過低，合計面積分率f _T過高，擴孔性低。試料編號93由於面積分率f _M與氏硬度Hv之積過低，擴孔性低。

[産業上之利用可能性] 本發明可利用於例如與適用於汽車零件之鋼板相關連的產業。

Claims (7)

1. 一種鋼板，其特徵在於：其以質量%計具有下列所表示之化學組成： C：0.05%~0.1%， P：0.04%以下， S：0.01%以下， N：0.01%以下， O：0.006%以下， Si及Al：合計為0.20%~2.50%， Mn及Cr：合計為1.0%~3.0%， Mo：0.00%~1.00%， Ni：0.00%~1.00%， Cu：0.00%~1.00%， Nb：0.000%~0.30%， Ti：0.000%~0.30%， V：0.000%~0.50%， B：0.0000%~0.01%， Ca：0.0000%~0.04%， Mg：0.0000%~0.04%， REM：0.0000%~0.04%，及 剩餘部分：Fe及雜質；並且 該鋼板以面積分率計具有以下表示之金屬組織： 肥粒鐵：50%~95%， 粒狀變韌鐵：5%~48%， 回火麻田散鐵：2%~30%， 上部變韌鐵、下部變韌鐵、新生麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵：合計在5%以下，及 回火麻田散鐵之面積分率與回火麻田散鐵之維氏硬度之積：800~10500。
2. 如請求項1之鋼板，其在前述化學組成中，存在： Mo：0.01%~1.00%， Ni：0.05%~1.00%，或 Cu：0.05%~1.00%， 或者此等任意之組合。
3. 如請求項1之鋼板，其在前述化學組成中，存在： Nb：0.005%~0.30%， Ti：0.005%~0.30%，或 V：0.005%~0.50%， 或者此等任意之組合。
4. 如請求項1之鋼板，其在前述化學組成中，存在： B：0.0001%~0.01%。
5. 如請求項1之鋼板，其在前述化學組成中，存在： Ca：0.0005%~0.04%， Mg：0.0005%~0.04%，或 REM：0.0005%~0.04%， 或者此等任意之組合。
6. 如請求項1至5項中任一項之鋼板，其於表面具有熔融鍍鋅層。
7. 如請求項1至5項中任一項之鋼板，其於表面具有合金化熔融鍍鋅層。