TWI646206B

TWI646206B - Steel plate

Info

Publication number: TWI646206B
Application number: TW106126707A
Authority: TW
Inventors: 藪翔平; 上西朗弘; 林宏太郎
Original assignee: 日商新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2016-12-22
Filing date: 2017-08-08
Publication date: 2019-01-01
Also published as: TW201823485A

Abstract

[課題]提供一種可獲得優異強度及成形性，尤其是在高速加工時之成形性也優異的鋼板。 [解決手段]一種鋼板，具有預定之化學組成；並且，具有以下所示鋼組織：以面積率計，肥粒鐵：5%~80%、由變靭鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵或殘留沃斯田鐵、或是該等之任意組合所構成之硬質組織：20%~95%；並且，在垂直於厚度方向的面內之線上的前述硬質組織之線段率的標準偏差：令鋼板厚度為t時，在距表面深度3t/8至t/2為止的深度範圍內為0.050以下。

Description

鋼板

本發明是有關適合用作以汽車之車體構造零件為首之機械構造零件等的高強度鋼板。

為了抑制來自汽車之二氧化碳氣體排出量，使用有高強度鋼板之汽車車體持續向輕量化發展。並且，為了確保搭乘者之安全性，也逐漸多於車體使用高強度鋼板。為了更加發展車體之輕量化，進一步提升強度是很重要的。而另一方面，依據車體零件不同，也會要求優異成形性。例如，對於骨架系零件用之高強度鋼板，會要求優異延伸率及擴孔性。特別是，對於使用在汽車之骨架構件的部件(副車架)及加強件(補強構件)的高強度鋼板，不僅要求良好延展性，還要求優異擴孔性及彎曲性。

然而，要兼顧強度之提升及成形性之提升是有困難的。雖然已提案有一種以兼顧強度之提升及成形性之提升為目的之技術，但即便利用該等技術仍無法得到充分的特性。又，近年來，提案有一種謀求更加提升強度且以兼顧成形性之提升為目的之技術，但要提升成形性，尤其是要提升擴孔性及彎曲性是有困難的。另一方面，隨著鋼板生產性的提升，在已提升鋼板之品質調查時的試驗速度之條件下雖可期待優異擴孔性，但以以往之鋼板，要在加工速度快的情況下提升擴孔性是有困難的。

先前技術文獻專利文獻專利文獻1：日本專利特開2009-13488號公報專利文獻2：日本專利特開2012-36497號公報專利文獻3：日本專利特開2006-207016號公報專利文獻4：日本專利特開2009-256773號公報專利文獻5：日本專利特開2002-88447號公報專利文獻6：日本專利特開2010-65307號公報專利文獻7：日本專利特開2010-121175號公報

發明概要發明欲解決之課題本發明之目的在於提供一種可獲得優異強度及成形性，尤其是在高速加工時之成形性也優異的鋼板。

用以解決課題之手段本發明人等為解決上述課題，進行了精闢研討。其結果，了解到以往之鋼板中存在有帶狀組織，其是由變靭鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵或是該等之任意組合所構成之硬質組織連成帶狀的組織，且帶狀組織會成為應力集中位置，而助長孔隙生成。而且，也了解到起因於帶狀組織而導致孔隙之生成位置密集存在，因此會促進孔隙之連結。亦即，辨明了帶狀組織會影響擴孔性及彎曲性。並且，本發明人等發現到要提升擴孔性及彎曲性，抑制帶狀組織是很重要的。更進一步地，本發明人等也發現到藉由抑制帶狀組織，便可提升成形時之表面性狀。

帶狀組織是因在熔製階段中Mn等合金元素會偏析，且在熱軋延及冷軋延中，有合金元素偏析之區域會在軋延方向上拉伸而形成的。因此，要抑制帶狀組織，抑制合金元素之偏析是很重要的。又，本發明人等發現到，要抑制帶狀組織，在精整軋延前，於高溫下導入晶格缺陷而使沃斯田鐵之再結晶發生、以及提高合金偏析部之Si濃度是極為有效的。亦即，藉由再結晶，會促進合金元素沿著再結晶沃斯田鐵粒之晶界擴散，合金元素便會分布為網狀，而抑制合金元素之偏析。更進一步地，本發明人等發現到，藉由使其含有Si而提高Mn偏析部之Si濃度，便會在冷卻時更均質地形成肥粒鐵而可有效消除帶狀組織。根據上述方法，不需以往之長時間加熱或添加高價合金元素，就可以有效消除帶狀組織。

擴孔性是依照JIS T 1001、JIS Z 2256或JFS T 1001所規定之方法進行評估。一般而言，擴孔試驗之試驗速度是設為0.2mm/秒。然而，本發明人等卻發現到以下情況：依試驗速度不同，所得之試驗結果會不同；以及，試驗速度為0.2mm/秒左右之試驗中所獲得之結果並未充分反映高速加工時之擴孔性。吾等認為這是因為隨著加工速度上升，應變速度也跟著上升之故。因此，對於高速加工時之擴孔性的評估，在令規定有試驗速度之上限值即1mm/秒左右的擴孔試驗中獲得的結果可說是很重要的。而且，本發明人等也發現到，如上述進行而消除帶狀組織後之鋼板，其在試驗速度為1mm/秒之擴孔試驗中獲得之結果良好。

本案之發明人等根據前述知識見解進一步反覆進行精闢研討之結果，想出以下所示發明的各種態樣。

(1) 一種鋼板，其特徵在於具有以下所示化學組成：以質量%計， C：0.05%以上且0.40%以下、 Si：大於2.0%且6.0%以下、 Mn：1.50%以上且10.00%以下、酸可溶性Al：0.01%以上且1.00%以下、 P：0.10%以下、 S：0.01%以下、 N：0.01%以下、 Ti：0.0%以上且0.2%以下、 Nb：0.0%以上且0.2%以下、 V：0.0%以上且0.2%以下、 Cr：0.0%以上且1.0%以下、 Mo：0.0%以上且1.0%以下、 Cu：0.0%以上且1.0%以下、 Ni：0.0%以上且1.0%以下、 Ca：0.00%以上且0.01%以下、 Mg：0.00%以上且0.01%以下、 REM：0.00%以上且0.01%以下、 Zr：0.00%以上且0.01%以下，且剩餘部分：Fe及不純物；並且，具有以下所示鋼組織：以面積率計，肥粒鐵：5%~80%、由變靭鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵或殘留沃斯田鐵、或是該等之任意組合所構成之硬質組織：20%~95%；且，在垂直於厚度方向的面內之線上的前述硬質組織之線段率的標準偏差：令鋼板厚度為t時，在距表面深度為3t/8至t/2為止的深度範圍內為0.050以下。

(2) 如(1)之鋼板，其中前述鋼組織中成立：以面積率計，前述殘留沃斯田鐵：5.0%以上。

(3) 如(1)或(2)之鋼板，其中前述化學組成中成立：以質量%計， Ti：0.003%以上且0.2%以下、 Nb：0.003%以上且0.2%以下、或 V：0.003%以上且0.2%以下、或是該等之任意組合。

(4) 如(1)至(3)中任一項之鋼板，其中前述化學組成中成立：以質量%計， Cr：0.005%以上且1.0%以下、 Mo：0.005%以上且1.0%以下、 Cu：0.005%以上且1.0%以下、或 Ni：0.005%以上且1.0%以下、或是該等之任意組合。

(5) 如(1)至(4)中任一項之鋼板，其中前述化學組成中成立：以質量%計， Ca：0.0003%以上且0.01%以下、 Mg：0.0003%以上且0.01%以下、 REM：0.0003%以上且0.01%以下、或 Zr：0.0003%以上且0.01%以下、或是該等之任意組合。

發明效果根據本發明，由於鋼組織適當，因此可獲得優異強度及成形性，亦可獲得優異之高速加工時之成形性。又，根據本發明，藉由抑制帶狀組織，便能夠抑制超高張力鋼板成形時所發生之條紋狀表面缺陷，而可獲得優異外觀。

用以實施發明之形態以下說明本發明之實施形態。

首先，說明本發明實施形態之鋼板及用於製造該鋼板之鋼胚的化學組成。如後所述，本發明實施形態之鋼板是歷經鋼胚之多軸壓縮加工、熱軋延、冷軋延及退火等而製造。因此，鋼板及鋼胚的化學組成不僅考慮到鋼板特性，還考慮到該些處理。在以下說明中，鋼板及鋼胚中所含之各元素含量單位「%」，如果沒有特別指明，均是指「質量%」。本實施形態之鋼板具有以下所示化學組成：以質量%計，C：0.05%以上且0.40%以下、Si：大於2.0%且6.0%以下、Mn：1.50%以上且10.00%以下、酸可溶性Al：0.01%以上且1.00%以下、P：0.10%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Ti：0.0%以上且0.2%以下、Nb：0.0%以上且0.2%以下、V：0.0%以上且0.2%以下、Cr：0.0%以上且1.0%以下、Mo：0.0%以上且1.0%以下、Cu：0.0%以上且1.0%以下、Ni：0.0%以上且1.0%以下、Ca：0.00%以上且0.01%以下、Mg：0.00%以上且0.01%以下、REM(稀土類金屬：rare earth metal)：0.00%以上且0.01%以下、Zr：0.00%以上且0.01%以下，且剩餘部分：Fe及不純物。不純物可例示如：礦石或廢料等原材料中所含有者、及在製造步驟中所含有者。

(C：0.05%以上且0.40%以下) C有助於提升拉伸強度。當C含量低於0.05%時，無法得到充分拉伸強度，例如780MPa以上的拉伸強度。因此，要令C含量為0.05%以上，且宜令其為0.07%以上。另一方面，如果C含量超過0.40%，麻田散鐵會變為硬質，而熔接性劣化。因此，要令C含量為0.40%以下，且宜令其為0.35%以下。

(Si：大於2.0%且6.0%以下) Si會助長肥粒鐵相的生成，而抑制硬質組織之帶狀分布。如果Si含量少，往Mn偏析部之Si濃化量會不充分，而無法充分抑制帶狀分布。因此，為了充分獲得該作用所帶來的效果，要令Si含量為大於2.0%，且宜令其為大於2.5%。另一方面，如果Si含量大於6.0%，合金偏析部之肥粒鐵相穩定化效果會高於Mn的沃斯田鐵相穩定化效果，而助長帶狀組織的形成。因此，要令Si含量為6.0%以下，且宜令其為5.0%以下。又，視Mn含量不同而含有Si，藉此便可更有效地抑制帶狀分布。Si含量宜設為Mn含量之1.0倍以上且1.3倍以下。

(Mn：1.50%~10.00%) Mn有助於提升拉伸強度。當Mn含量低於1.50%時，無法得到充分拉伸強度，例如780MPa以上的拉伸強度。因此，要令Mn含量為1.50%以上。Mn可在不添加高價合金元素的情況下，就提高殘留沃斯田鐵分率。由此觀點看來，宜令Mn含量為1.70%以上，較佳為2.00%以上。另一方面，如果Mn含量大於10.00%，MnS的析出量會增加，低溫韌性會劣化。因此，要令Mn含量為10.00%以下。由熱軋延及冷軋延中之生產性的觀點看來，宜令Mn含量為4.00%以下，較佳為3.00%以下。

(酸可溶性Al：0.01%以上且1.00%以下) 酸可溶性Al具有將鋼脫氧，以使鋼板健全化的作用。如果酸可溶性Al含量低於0.01%，便無法充分獲得該作用所帶來的效果。因此，要令酸可溶性Al含量為0.01%以上，且宜令其為0.02%以上。另一方面，如果酸可溶性Al含量大於1.00%，則熔接性會降低，且氧化物系夾雜物會增加而導致表面性狀劣化。因此，要令酸可溶性Al含量為1.00%以下，且宜令其為0.80%以下。再者，酸可溶性Al並未成為Al₂ O₃ 等不溶於酸的化合物，而可溶於酸。

(P：0.10%以下) P並非必要元素，且是作為例如鋼中的不純物而含有。由熔接性的觀點看來，P含量越低越好。特別是，當P含量大於0.10%時，熔接性會明顯降低。因此，要令P含量為0.10%以下，且宜令其為0.03%以下。要減低P含量需花費成本，若欲減低到低於0.0001%，成本會顯著上升。因此，也可令P含量為0.0001%以上。且，由於P有助於強度的提升，故亦可令P含量為0.01%以上。

(S：0.01%以下) S並非必要元素，且是作為例如鋼中的不純物而含有。由熔接性的觀點看來，S含量越低越好。S含量越高，MnS的析出量越增加，而低溫韌性會越加降低。特別是，當S含量大於0.01%時，熔接性及低溫韌性明顯降低。因此，要令S含量為0.01%以下，且宜設為0.003%以下，較佳為0.0015%以下。要減低S含量需花費成本，若欲減低到低於0.001%，成本會顯著上升，而若欲減低到低於0.0001%，成本便會更顯著上升。因此，可令S含量為0.0001%以上，也可令其為0.001%以上。

(N：0.01%以下) N並非必要元素，且是作為例如鋼中的不純物而含有。由熔接性的觀點看來，N含量越低越好。特別是，當N含量大於0.01%時，熔接性會明顯降低。因此，要令N含量為0.01%以下，且宜令其為0.006%以下。要減低N含量需花費成本，若欲減低到低於0.0001%，成本會顯著上升。因此，也可令N含量為0.0001%以上。

Ti、Nb、V、Cr、Mo、Cu、Ni、Ca、Mg、REM及Zr並非必要元素，而是亦能以預定量為限度適當含有於鋼板中之任意元素。

(Ti：0.0%以上且0.2%以下、Nb：0.0%以上且0.2%以下、V：0.0%以上且0.2%以下) Ti、Nb及V有助於提升強度。因此，也可含有Ti、Nb或V、或者是該等之任意組合。為了充分獲得此效果，宜令Ti含量、Nb含量或V含量、或者是該等之任意組合為0.003%以上。另一方面，如果Ti含量、Nb含量或V含量、或者是該等之任意組合大於0.2%，則熱軋延及冷軋延會變得困難。因此，要將Ti含量、Nb含量或V含量，或者是該等之任意組合設在0.2%以下。亦即，宜滿足Ti：0.003%以上且0.2%以下、Nb：0.003%以上且0.2%以下、或V：0.003%以上且0.2%以下，或是滿足該等之任意之組合。

(Cr：0.0%以上且1.0%以下、Mo：0.0%以上且1.0%以下、Cu：0.0%以上且1.0%以下、Ni：0.0%以上且1.0%以下) Cr、Mo、Cu及Ni有助於提升強度。因此，也可含有Cr、Mo、Cu或Ni，或是該等之任意組合。為了充分獲得此效果，宜令Cr含量、Mo含量、Cu含量或Ni含量、或者是該等之任意組合為0.005%以上。另一方面，如果Cr含量、Mo含量、Cu含量或Ni含量、或者是該等之任意組合大於1.0%，上述作用所帶來的效果會達飽和而徒增成本。因此，要將Cr含量、Mo含量、Cu含量或Ni含量、或者是該等之任意組合設在1.0%以下。亦即，宜滿足Cr：0.005%以上且1.0%以下、Mo：0.005%以上且1.0%以下、Cu：0.005%以上且1.0%以下、或Ni：0.005%以上且1.0%以下，或滿足該等之任意組合。

(Ca：0.00%以上且0.01%以下、Mg：0.00%以上且0.01%以下、REM：0.00%以上且0.01%以下、Zr：0.00%以上且0.01%以下) Ca、Mg、REM及Zr有助於夾雜物的微細分散化，而提高韌性。因此，也可含有Ca、Mg、REM或Zr、或是該等之任意組合。為了充分獲得此效果，宜令Ca含量、Mg含量、REM含量或Zr含量、或該等之任意組合為0.0003%以上。另一方面，如果Ca含量、Mg含量、REM含量或Zr含量、或是該等之任意組合大於0.01%，表面性狀便會劣化。因此，要將Ca含量、Mg含量、REM含量或Zr含量、或是該等之任意組合設在0.01%以下。亦即，宜滿足Ca：0.0003%以上且0.01%以下、Mg：0.0003%以上且0.01%以下、REM：0.0003%以上且0.01%以下、或Zr：0.0003%以上且0.01%以下，或滿足該等之任意組合。

REM(稀土類金屬)是指Sc、Y以及鑭系元素之合計17種類之元素，「REM含量」則意指該等17種元素的合計含量。鑭系元素在工業上是以譬如稀土金屬合金的形態添加。

接下來，就本發明實施形態之鋼板鋼組織進行說明。本實施形態之鋼板具有以下所示鋼組織：以面積率計，肥粒鐵：5%~80%；由變靭鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵或殘留沃斯田鐵、或是該等之任意組合所構成之硬質組織：20%~95%；且，在垂直於厚度方向的面內之線上的硬質組織之線段率的標準偏差：令鋼板厚度為t時，在距表面深度為3t/8至t/2為止的深度範圍內為0.050以下。

(肥粒鐵：5%~80%) 如果肥粒鐵面積率低於5%，會難以確保10%以上之致斷延伸率(EL)。因此，要令肥粒鐵面積率為5%以上，且宜令其為10%以上，較佳為20%以上。另一方面，如果肥粒鐵面積率超過80%，會無法獲得充分拉伸強度，例如780MPa以上的拉伸強度。因此，要令肥粒鐵面積率為80%以下，且以70%以下為佳。

(硬質組織：20%~95%) 如果硬質組織之面積率低於20%，會無法獲得充分拉伸強度，例如780MPa以上的拉伸強度。因此，要令硬質組織的面積率為20%以上，且宜令其為30%以上。另一方面，如果硬質組織的面積率超過95%，會無法獲得充分延展性。因此，要令硬質組織之面積率為95%以下，且宜令其為90%以下，較佳為80%以下。

(殘留沃斯田鐵(殘留γ)：5.0%以上) 若殘留沃斯田鐵之面積率在5.0%以上，便易於獲得12%以上之致斷延伸率。因此，殘留沃斯田鐵之面積率宜設為5.0%以上，設為10.0%以上更佳。殘留沃斯田鐵之面積率上限並未受到限定，但以現在的技術水準，要製造殘留沃斯田鐵之面積率超過30.0%的鋼板並不容易。

肥粒鐵面積率及硬質組織面積率可利用如下方式進行測定。首先，在鋼板寬度的1/4之位置上，利用使垂直於寬度方向之截面露出的方式採取試樣，並以Le Pera蝕刻液腐蝕該截面。接著，拍攝由鋼板表面起算深度為3t/8到t/2為止之區域的光學顯微鏡照片。此時，倍率是設為譬如200倍。藉由使用Le Pera蝕刻液進行腐蝕，觀察面大致可區分為黑色部分及白色部分。並且，在黑色部分可含有肥粒鐵、變韌鐵、碳化物及波來鐵。黑色部分中，在粒內含有層狀組織的部分是相當於波來鐵。黑色部分中，在粒內不含層狀組織且不含下部組織的部分是相當於肥粒鐵。黑色部分中，亮度特別低且直徑為1μm~5μm左右的球狀部分是相當於碳化物。且，黑色部分中，在粒內含有下部組織的部分是相當於變韌鐵。因此，藉由測定黑色部分中在粒內不含層狀組織且不含下部組織之部分的面積率，便可獲得肥粒鐵面積率，而藉由測定黑色部分中在粒內含有下部組織之部分的面積率，便可獲得變韌鐵面積率。又，白色部分之面積率是麻田散鐵、回火麻田散鐵或殘留沃斯田鐵之合計面積率。因此，可由變靭鐵的面積率、以及麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵的合計面積率求得硬質組織的面積率。由該光學顯微鏡照片可測定硬質組織之圓等效平均直徑r，其用於測定下述之硬質組織之線段率的標準偏差。

殘留沃斯田鐵的面積分率，可利用例如X射線測定來進行特定。此時，由定量金屬組織學的觀點來看，可將以X射線測定求出之殘留沃斯田鐵的體積分率轉換為殘留沃斯田鐵的面積分率。在此方法中，是例如以機械研磨及化學研磨自鋼板表面起除去至該鋼板厚度之1/4的部分後，使用MoKα線作為特性X射線。然後，利用下式，從體心立方晶格(bcc)相之(200)及(211)、以及面心立方晶格(fcc)相之(200)、(220)及(311)的繞射峰之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是殘留沃斯田鐵之面積分率；I_200f 、I_220f 、I_311f 分別表示fcc相的(200)、(220)、(311)之繞射峰強度；I_200b 、I_211b 則分別表示bcc相的(200)、(211)之繞射峰強度。)

(在垂直於厚度方向的面內之線上的硬質組織之線段率的標準偏差：令鋼板厚度為t時，在距表面深度為3t/8至t/2為止的深度範圍內為0.050以下) 鋼板在擴孔加工等施加局部性大變形的加工中，會歷經頸縮或鋼組織內之孔隙產生及連結，而發生斷裂。在鋼板收縮時的拉伸變形中，鋼板的中心部會成為應力集中位置，通常孔隙主要會發生在自鋼板表面起t/2的位置。然後，孔隙會連結，一旦孔隙粗大化至t/8以上之大小，就會以該粗大化之孔隙為起點發生斷裂。成為上述斷裂起點之孔隙的發生部位，是存在於距表面之深度為3t/8到t/2為止之範圍中的硬質組織。因此，距表面之深度為3t/8到t/2為止的深度範圍中之硬質組織的分布會大大影響擴孔性。

而且，在上述深度範圍內之硬質組織的線段率之標準偏差大，是表示厚度方向上之硬質組織的比例變動大，即意味著鋼組織成為帶狀組織。特別是當硬質組織之線段率的標準偏差大於0.050時，帶狀組織明顯，且應力集中位置的密度有局部性較高，而無法獲得充分擴孔性。因此，硬質組織之線段率的標準偏差，在距表面之深度為3t/8到t/2為止的深度區域內是設為0.050以下，且以設為0.040以下為佳。

在此，說明測定硬質組織之線段率的標準偏差的方法。

首先，對以與測定面積率同樣的方式拍攝之光學顯微鏡照片施以圖像處理，並二值化為黑色部分與白色部分。圖1是顯示二值化後之像的一例。接著，由觀察對象之圖像的深度3t/8的部分到深度t/2的部分，每r/30設定線段的起點(r是硬質組織之圓等效平均直徑)。由於觀察對象的深度範圍是從3t/8到t/2為止之厚度t/8的區域，因此起點的數量為15t/4r。然後，由各起點設定在垂直於厚度方向的方向上例如軋延方向上延伸之長度為50r的線段，測定該線段上之硬質組織的線段率。並且，算出15t/4r條線段間的線段率之標準偏差。

圓等效平均直徑r及鋼板厚度t並無限定。例如，圓等效平均直徑r為5μm~15μm，鋼板厚度t為1mm~2mm(1000μm~2000μm)。設定線段之起點的間隔並無限定，也可隨著對象之圖像的解析度、像素數目及測定作業時間等而進行變更。例如，即使將間隔設為r/10左右，仍可獲得與設為r/30時同等的結果。

距離表面之深度為3t/8到t/2為止的深度範圍，理論上可無限地細分化，且垂直於厚度方向的面也無限地存在。然而，並無法對其等全部測定線段率。而另一方面，根據上述測定方法，可用微小間隔將上述深度範圍充分細分化，而獲得與無限地細分化時同等的結果。例如，圖1中，在X-X線上硬質組織的線段率高，而在Y-Y線上硬質組織的線段率低。

根據本實施形態，可獲得例如780MPa以上之拉伸強度，且在JIS Z 2256所規定之方法中，將擴孔試驗速度設為1mm/秒而測定時，可獲得30%以上之擴孔率(hole expansion ratio：HER)。又，以讓拉伸方向為與軋延方向直交之方向的方式，由鋼板採取JIS5號拉伸試驗片，並以JIS Z 2241所規定的方法測定時，可獲得10%以上之致斷延伸率。

接下來，說明本發明實施形態的鋼板之製造方法。在本發明實施形態的鋼板之製造方法中，依序進行具有上述化學組成之鋼胚的多軸壓縮加工、熱軋延、冷軋延及退火。

(多軸壓縮加工) 鋼胚可例如使用轉爐或電爐等熔製上述化學組成之熔鋼，並藉由連續鑄造法而製造。也可以採用造塊法、薄扁鋼胚鑄造法等來取代連續鑄造法。

在供給至多軸壓縮加工之前，將鋼胚加熱至950℃~1300℃。加熱後之保持時間並無限定，但從擴孔性的觀點來看，以設為30分鐘以上為佳，並且從抑制過度之氧化皮耗損的觀點來看，宜設為10小時以下，設為5小時以下更佳。進行直送軋延或直接軋延時，也可不加熱鋼胚而直接供給至多軸壓縮加工。

如果供給至多軸壓縮加工之鋼胚溫度低於950℃，合金元素的擴散會明顯延遲，而無法抑制帶狀組織的形成。因此，要令鋼胚溫度為950℃以上，且宜令其為1020℃以上。另一方面，如果供給至多軸壓縮加工之鋼胚溫度超過1300℃，則會徒增製造成本、或增加氧化皮耗損而降低產率。因此，要令鋼胚溫度在1300℃以下，且宜令其在1250℃以下。

多軸壓縮加工中，會對950℃~1300℃之鋼胚進行寬度方向之壓縮加工及厚度方向之壓縮加工。藉由多軸壓縮加工，可將鋼胚中之Mn等合金元素已濃化的部分細分化、或可導入晶格缺陷。因此，在多軸壓縮加工中合金元素會均等地擴散，並抑制後續步驟中之帶狀組織的形成，而可獲得極為均質的組織。且，寬度方向之壓縮加工特別有效。亦即，藉由多軸壓縮加工，在寬度方向上連結存在之合金元素的濃化部會微細地分裂，而合金元素便會平均地分散。其結果，便可在短時間內實現僅以長時間加熱而導致之合金元素擴散所無法實現之組織均質化。

如果每1次寬度方向之壓縮加工的變形率低於3%，則藉由塑性變形而導入之晶格缺陷的量會不夠，無法促進合金元素的擴散，而無法抑制帶狀組織的形成。因此，每1次寬度方向之壓縮加工的變形率要設在3%以上，且以設在10%以上為佳。另一方面，如果每1次寬度方向之壓縮加工的變形率大於50%，便會產生鋼胚破裂，或者鋼胚形狀會變得不均一而導致以熱軋延所得之熱軋鋼板的尺寸精確度降低。因此，每1次寬度方向之壓縮加工的變形率要設在50%以下，且以設在40%以下為佳。

如果每1次厚度方向之壓縮加工的變形率低於3%，則藉由塑性變形而導入之晶格缺陷的量會不夠，無法促進合金元素的擴散，而無法抑制帶狀組織的形成。又，因為形狀不良，在熱軋延之際恐有鋼胚對軋輥的軋入不良之虞。因此，每1次厚度方向之壓縮加工的變形率要設在3%以上，且以設在10%以上為佳。另一方面，如果每1次厚度方向之壓縮加工的變形率大於50%，便會產生鋼胚破裂，或者鋼胚形狀會變得不均一而導致以熱軋延所得之熱軋鋼板的尺寸精確度降低。因此，每1次厚度方向之壓縮加工的變形率要設在50%以下，且以設在40%以下為佳。

如果寬度方向之軋延量與厚度方向之軋延量的差過大時，在與軋延量小之方向垂直的方向上，Mn等合金元素無法充分擴散，而有無法充分抑制帶狀組織之形成的情況。特別是當軋延量的差超過20%時，會容易形成帶狀組織。因此，要令寬度方向及厚度方向之間的軋延量差為20%以下。

只要進行至少1次多軸壓縮加工，就可以抑制帶狀組織的形成。抑制帶狀組織之形成的效果，會因重複進行多軸壓縮加工而變得明顯。因此，多軸壓縮加工的次數是設為1次以上，且以設為2次以上為佳。當進行2次以上之多軸壓縮加工時，也可在多軸壓縮加工之間再加熱鋼胚。另一方面，如果多軸壓縮加工的次數超過5次，則會徒增製造成本、或增加氧化皮耗損而降低產率。此外，會有鋼胚厚度變得不均一而難以熱軋延的情況。因此，多軸壓縮加工的次數宜設為5次以下，較佳是設為4次以下。

(熱軋延) 熱軋延中，會進行多軸壓縮加工後之鋼胚的粗軋延，之後再進行精整軋延。供給至精整軋延之鋼胚溫度是設為1050℃~1150℃，且在精整軋延中會進行第1軋延，然後進行第2軋延，並在650℃以下捲取。第1軋延中是將在1050℃~1150℃之溫度區的軋縮率(第1軋縮率)設在70%以上，而第2軋延中是將在850℃~950℃之溫度區的軋縮率(第2軋縮率)設在50%以下。

如果供給至第1軋延之鋼胚溫度低於1050℃，則精整軋延中的變形阻力高，而變得難以操作。因此，要令供給至第1軋延之鋼胚溫度為1050℃以上，且宜令其為1070℃以上。另一方面，如果供給至精整軋延之鋼胚溫度超過1150℃，氧化皮耗損會增加而產率降低。因此，要令供給至第1軋延之鋼胚溫度為1150℃以下，且宜令其為1130℃以下。

第1軋延中，在1050℃~1150℃之溫度區(沃斯田鐵單相區)會發生再結晶。如果該溫度區中之軋縮率(第1軋縮率)低於70%，會無法穩定獲得結晶粒微細且為球狀的沃斯田鐵單相組織，且在之後容易形成帶狀組織。因此，要令第1軋縮率為70%以上，且宜令其為75%以上。第1軋延可在單一軋台進行，也可在多數個軋台進行。

如果第2軋延之850℃~950℃的溫度區中之軋縮率(第2軋縮率)大於50%，捲取時會因未再結晶沃斯田鐵導致扁平之帶狀組織形成，而無法獲得所欲之標準偏差。因此，要令第2軋縮率為50%以下。第2軋延可在單一軋台進行，也可在多數個軋台進行。

如果第2軋延之結束溫度低於850℃，並不會充分發生再結晶，而容易形成帶狀組織。因此，要將結束溫度設在850℃以上，且以設在870℃以上為佳。另一方面，如果結束溫度高於1000℃，結晶粒便容易成長，而難以獲得微細組織。因此，要將結束溫度設在1000℃以下，且以設在950℃以下為佳。

如果捲取溫度高於650℃，表面性狀會因內部氧化而劣化。因此，要令捲取溫度為650℃以下，且宜令其在450℃以下，較佳為50℃以下。如果從精整軋延之溫度到捲取溫度為止的冷卻速度低於5℃/s，便難以獲得均質組織，在之後的退火中會變得難以獲得均質的鋼組織。因此，要將從精整軋延之溫度到捲取溫度為止的冷卻速度設為5℃/s以上，且以設為30℃/s以上為佳。5℃/s以上之冷卻速度可藉由例如水冷而實現。

(冷軋延) 冷軋延會在例如熱軋鋼板之酸洗後進行。由使冷軋鋼板之組織均質化、微細化的觀點來看，冷軋延之軋縮率宜設為40%以上。

(退火) 退火是進行例如連續退火。如果退火溫度低於(Ac₁ +10)℃，逆變態過程不會充分發生，而無法獲得面積率為20%以上的硬質組織。因此，要將退火溫度設在(Ac₁ +10)℃以上，且以設在(Ac₁ +20)℃以上為佳。另一方面，如果退火溫度超過(Ac₃ +100)℃，則生產性會降低，或沃斯田鐵成為粗粒而無法獲得面積率為5%以上之肥粒鐵。因此，要將退火溫度設在(Ac₃ +100)℃以下，且以設在(Ac₃ +50)℃以下為佳。此處，Ac₁ 及Ac₃ 是由各個鋼之成分所定義的溫度，當令「%元素」為該元素含量(質量%)，例如令「%Mn」為Mn含量(質量%)時，分別以如下之式1、式2表示。 Ac₁ (℃)=723-10.7(%Mn)-16.9(%Ni)+29.1(%Si)+16.9(%Cr) (式1) Ac₃ (℃)=910-203√%C-15.2(%Ni)+44.7(%Si)+104(%V)+31.5(%Mo)　　(式2)

退火時間並無特別限定，但宜設為60秒鐘以上。這是為了明顯減低未再結晶組織，而穩定確保均質之鋼組織。退火後，宜以1℃/秒以上且15℃/秒以下的平均冷卻速度，將鋼板冷卻至(Ac₁ +10)℃以下之溫度區為止。這是為了確保充分面積率的肥粒鐵。且，宜以35℃/秒以上的平均冷卻速度，由(Ac₁ +10)℃以下之溫度區冷卻至200℃以上且350℃以下的溫度區，並在 200℃以上且350℃以下的溫度區保持200秒鐘以上。這是為了藉由確保硬質組織之延展性來提高擴孔性。

如此一來，便可製造本發明實施形態的鋼板。

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者，並非用以透過其等而限定解釋本發明之技術範圍者。亦即，本發明只要沒有脫離其技術思想或其主要特徵，即能以各種形式實施。

實施例製造具有表1所示化學組成的鋼胚，並將鋼胚於1250℃加熱1小時後，以表2所示條件進行多軸壓縮加工。接著，將鋼胚再加熱至1250℃，並進行粗軋延而得到粗軋延板。然後，將粗軋延板於1250℃再加熱1小時，並以表2所示條件進行精整軋延而製得熱軋鋼板。又，該實驗中是因實驗設備之故而不得不降低鋼胚溫度，所以會進行再加熱，但如果能不降低鋼胚溫度而直接輸送，也可不進行再加熱。精整軋延中，以4段進行第1軋延，並以2段進行第2軋延，而在捲取後會保持於捲取溫度1小時。然後，進行熱軋鋼板之酸洗，並以表2所示軋縮率進行冷軋延而製得厚度為1.0mm的冷軋鋼板。接著，以表3所示溫度進行連續退火。連續退火中，將升溫速度設為表3所示之速度，並將退火時間設為100秒鐘。保持100秒鐘後，以表3所示之第1平均冷卻速度冷卻至表3所示之第1冷卻停止溫度，再以40℃/秒之第2平均冷卻速度進一步冷卻至表3所示之第2冷卻停止溫度，並保持於表3所示之保持溫度300秒鐘，然後以10℃/秒的平均冷卻速度冷卻至約30℃之室溫為止。表1所示化學組成的剩餘部分為Fe及不純物。表1中的底線表示該數值超出本發明範圍外。表2及表3的底線則表示該數值超出適於製造本發明鋼板的範圍外。

[表1]

[表2]

[表3]

然後，觀察所製得之冷軋鋼板的鋼組織。鋼組織之觀察，是藉由上述方法測定肥粒鐵面積率、硬質組織面積率(變靭鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之合計面積率)、波來鐵及碳化物之合計面積率、以及硬質組織之線段率的標準偏差。並將該些結果顯示於表4中。表4中的底線表示該數值超出本發明範圍外。

並且，測定所製得之冷軋鋼板的拉伸強度TS、致斷延伸率EL及擴孔率HER。拉伸強度TS及致斷延伸率EL之測定中，採取令與軋延方向成直角的方向為長邊方向之JIS5號試驗片，並依據JIS Z 2241進行拉伸試驗。擴孔率HER之測定中，由冷軋鋼板採取90mm方形的試驗片，並依據JIS Z 2256(或JIS T 1001)之規定進行擴孔試驗。此時，將擴孔試驗速度設為1mm/秒。該些結果亦顯示於表4。表4中的底線表示該數值在超出所欲範圍外。此處所謂的所欲範圍是拉伸強度TS在780MPa以上，致斷延伸率EL在10%以上，且擴孔率HER在30%以上。

又，藉由目視進行成形時之外觀檢查。外觀檢查是以下述方法進行。首先，將鋼板切斷為寬40mm×長100mm，並研磨其表面至可看見金屬光澤為止，而做成試驗片。在板厚t與彎曲半徑R之比(R/t)為2.0、2.5之2個水準下，以彎曲稜線成為軋延方向的條件對試驗片進行90度V彎曲試驗。試驗後以目視觀察彎曲部之表面性狀。當在比(R/t)為2.5之試驗中確認到表面有凹凸模樣或龜裂時，判斷為不良。當在比(R/t)為2.5之試驗中並未確認到凹凸模樣及龜裂，但在比(R/t)為2.0之試驗中確認到表面有凹凸模樣或龜裂時，判斷為良。當在比(R/t)為2.5之試驗及比(R/t)為2.0之試驗的任一者中，於表面皆未確認到凹凸模樣或龜裂時，則判斷為優。此結果亦顯示於表4。

[表4]

如圖4所示，在本發明範圍內的試樣No.2、No.3、No.9、No.14、No.16、No.18~No.22及No.24~No.32中，可得到優異的拉伸強度、致斷延伸率及擴孔性。在其等之中，試樣No.18等因殘留沃斯田鐵(殘留γ)之面積率在5.0%以上，故可獲得較試樣No.29更優異之致斷延伸率。

另一方面，試樣No.1中，C含量過低，肥粒鐵面積率過高，且硬質組織之面積率過低，因此拉伸強度低。試樣No.11中，Si含量過低，且硬質組織之線段率的標準偏差過大，因此擴孔率低。試樣No.12中，Si含量過高，且硬質組織之線段率的標準偏差過大，因此擴孔率低。而試樣No.13中，Mn含量過低，因此拉伸強度低。

試樣No.4、No.5、No.8、No.10、No.17及No.23中，硬質組織之線段率的標準偏差過大，因此擴孔率低。試樣No.6中，肥粒鐵面積率過高，硬質組織的面積率過低，且硬質組織之線段率的標準偏差過大，因此拉伸強度及擴孔率低。試樣No.7中，多軸壓縮加工之厚度方向變形率過低，因此無法進行之後的熱軋延。而試樣No.15中，肥粒鐵面積率過低，且硬質組織的面積率過高，因此致斷延伸率低。

產業上之可利用性本發明可利用於例如與適用於汽車零件的鋼板相關之產業。

圖1是顯示求算硬質組織之線段率的方法的圖。

Claims

一種鋼板，其特徵在於具有以下所示化學組成：以質量%計， C：0.05%以上且0.40%以下、 Si：大於2.0%且6.0%以下、 Mn：1.50%以上且10.00%以下、酸可溶性Al：0.01%以上且1.00%以下、 P：0.10%以下、 S：0.01%以下、 N：0.01%以下、 Ti：0.0%以上且0.2%以下、 Nb：0.0%以上且0.2%以下、 V：0.0%以上且0.2%以下、 Cr：0.0%以上且1.0%以下、 Mo：0.0%以上且1.0%以下、 Cu：0.0%以上且1.0%以下、 Ni：0.0%以上且1.0%以下、 Ca：0.00%以上且0.01%以下、 Mg：0.00%以上且0.01%以下、 REM：0.00%以上且0.01%以下、 Zr：0.00%以上且0.01%以下，且剩餘部分：Fe及不純物；並且，具有以下所示鋼組織：以面積率計，肥粒鐵：5%~80%、由變靭鐵、麻田散鐵、回火麻田散鐵或殘留沃斯田鐵、或是該等之任意組合所構成之硬質組織：20%~95%；且，在垂直於厚度方向的面內之線上的前述硬質組織之線段率的標準偏差：令鋼板厚度為t時，在距表面深度為3t/8至t/2為止的深度範圍內為0.050以下。
如請求項1之鋼板，其中前述鋼組織中成立：以面積率計，前述殘留沃斯田鐵：5.0%以上。
如請求項1或2之鋼板，其中前述化學組成中成立：以質量%計， Ti：0.003%以上且0.2%以下、 Nb：0.003%以上且0.2%以下、或 V：0.003%以上且0.2%以下、或是該等之任意組合。
如請求項1或2之鋼板，其中前述化學組成中成立：以質量%計， Cr：0.005%以上且1.0%以下、 Mo：0.005%以上且1.0%以下、 Cu：0.005%以上且1.0%以下、或 Ni：0.005%以上且1.0%以下、或是該等之任意組合。
如請求項1或2之鋼板，其中前述化學組成中成立：以質量%計， Ca：0.0003%以上且0.01%以下、 Mg：0.0003%以上且0.01%以下、 REM：0.0003%以上且0.01%以下、或 Zr：0.0003%以上且0.01%以下、或是該等之任意組合。