TWI649430B - 鋼板及鍍敷鋼板 - Google Patents

Abstract

鋼板具有特定化學組成，且以面積率計具有肥粒鐵：0~30%，且變靭鐵：70~100%所示之組織。在將被方位差為15°以上之晶界包圍，且圓等效直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率以面積率計為20~100%。固熔C之晶界個數密度、或固熔C及固熔B之合計晶界個數密度為1個/nm² 以上且4.5個/nm² 以下。且，析出至晶界之雪明碳鐵平均粒徑為2μm以下。

Description

鋼板及鍍敷鋼板

本發明是有關一種鋼板及鍍敷鋼板。

近年，以提升汽車油耗為目的而要求各種構件之輕量化，對此，持續發展使用於構件之鐵合金等鋼板的高強度化所帶來之薄化、以及將Al合金等輕金屬應用於各種構件。然而，當與鋼等重金屬比較時，Al合金等輕金屬雖有比強度高的優點，但卻有價格明顯高昂的缺點。故，Al合金等輕金屬僅限應用於特殊用途。因此，為了以更低廉的價格達成各種構件之輕量化，並使其可應用於更廣泛的範圍，會要求鋼板之高強度化所帶來的薄化。

鋼板一旦高強度化，一般來說成形性(加工性)等材料特性就會劣化。所以，開發高強度鋼板時，不使材料特性劣化又可謀求高強度化即為其重要課題。對鋼板會依其用途而要求延展性、延伸凸緣加工性、衝緣加工性、延展性、疲勞耐久性、耐衝撞性及耐蝕性等，且兼顧該等材料特性及強度是很重要的。

例如，藉由剪切或衝孔加工進行沖裁或開孔後，會施行以延伸凸緣加工或衝緣加工為主體之壓製成形，而會要求良好之延伸凸緣性。

對於上述良好之延伸凸緣性的課題，例如專利文獻1中揭示藉由限制TiC之尺寸而可提供一種延展性、延伸凸緣性及材質均一性優異的熱軋鋼板。又，專利文獻2中揭示藉由規定氧化物之種類、尺寸及個數密度而可提供一種延伸凸緣性及疲勞特性優異的熱軋鋼板。並且，專利文獻3中揭示藉由規定肥粒鐵相之面積率、及肥粒鐵相與第二相的硬度差，而可提供一種強度參差小且延展性及擴孔性優異的熱軋鋼板。

然而，若為上述專利文獻1所揭示之技術，則必須在鋼板組織中確保95%以上之肥粒鐵相。因此，即便在設為480 MPa級(TS為480 MPa以上)時也必須含有0.08%以上的Ti，以確保充分強度。另一方面，在具有95%以上之軟質肥粒鐵相的鋼中，當藉由TiC之析出強化來確保480MPa以上的強度時，延展性降低會成為問題。又，若為專利文獻2所揭示之技術，則必須添加La或Ce等稀有金屬。因此，專利文獻2所揭示之技術皆有合金元素之限制的課題。

又，如上述，近年對於汽車構件越來越要求應用高強度鋼板。在冷壓高強度鋼板而成形時，變得容易於成形中由延伸凸緣成形部位之邊緣發生龜裂。這是因在下料加工時被導入衝孔端面之應變使得只有邊緣部之加工硬化進展而造成。以往之延伸凸緣性之試驗評價方法是使用擴孔試驗。然而，在擴孔試驗中幾乎未分布圓周方向之應變就發生破裂，但在實際之零件加工中會存在應變分布，因此會有破裂部周邊之應變或應力梯度對破裂極限所造成的影響存在。因此，如果是高強度鋼板，即使在擴孔試驗中顯示了充分的延伸凸緣性，在進行冷壓時，仍會有因應變分布而導致龜裂產生的情況。

專利文獻1、2中揭示僅規定以光學顯微鏡觀察之組織，而藉以提升擴孔性。但，即使是在考慮到應變分布的情況下，能否確保充分之延伸凸緣性仍不明確。又，上述用於構件之鋼板中，在剪切或衝孔加工而形成之端面會產生瑕疵或微小破損，而有龜裂從所產生的該些瑕疵或微小破損開始進展，以致於疲勞破裂之疑慮。因此，在上述鋼板的端面，為了提升疲勞耐久性必須不使瑕疵及微小破損產生。作為產生於其等端面之瑕疵或微小破損，有平行於端面之板厚方向的破損發生。該破損稱為「剝落」。該「剝落」特別是在540MPa級之鋼板中有約80%左右會發生，而在780MPa級之鋼板中幾乎100%會發生。又，該「剝落」之發生與擴孔率無關。即使擴孔率為譬如50%、100%，剝落仍會發生。

如此，為了兼顧高強度性及特別是如成形性之各種材料特性，在例如專利文獻4中揭示了一種藉由令鋼組織為90%以上的肥粒鐵，且令剩餘部分為變韌鐵，以兼顧高強度及延展性、擴孔性的鋼板之製造方法。然而，經本發明人等參照專利文獻進行試驗，結果專利文獻4所記載之組成的鋼於衝孔後發生了「剝落」。

又，例如專利文獻2、3中揭示有一種藉由添加Mo使析出物微細化，而成為高強度且達成優異延伸凸緣性之高張力熱軋鋼板的技術。然而，針對應用有上述專利文獻2、3所揭示技術的鋼板，經本發明人等參照專利文獻進行試驗，結果專利文獻5或6所記載之組成的鋼於衝孔後亦發生了「剝落」。因此，專利文獻2、3所揭示之技術中，對於抑制剪切或衝孔加工所形成之端面上的瑕疵或微小破損之技術可說是毫無揭示。

又，另一方面，若如上述利用薄化而達成輕量化時，會有因腐蝕而導致汽車的使用壽命變短的傾向。而進一步，為了提升鋼板的防鏽性，對於鍍敷鋼板的要求也逐漸增強。

先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：國際專利公開第2013/161090號 專利文獻2：日本專利特開2005-256115號公報 專利文獻3：日本專利特開2011-140671號公報 專利文獻4：日本專利特開平6-293910號公報 專利文獻5：日本專利特開2002-322540號公報 專利文獻6：日本專利特開2002-322541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高強度並具有優異延伸凸緣性，且鮮少發生剝落之鋼板及鍍敷鋼板。

用以解決課題之手段 根據以往之知識見解，延伸凸緣性(擴孔性)的改善，如專利文獻1~3所示，是藉由控制夾雜物、組織均質化、單一組織化及/或減低組織間之硬度差等來進行。換言之，以往是藉由控制以光學顯微鏡觀察之組織，來謀求延伸凸緣性等之改善。

然而，本發明人等有鑑於僅控制以光學顯微鏡觀察之組織，仍無法提升有應變分布存在時之延伸凸緣性，因而著眼於各結晶粒之粒內方位差，而進行了精闢研討。其結果發現，藉由將結晶粒內之方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率控制在一定範圍內，即可使延伸凸緣性大幅提升。

並且，本發明人等還發現只要固熔C之晶界個數密度、或固熔C及固熔B之合計晶界個數密度為1個/nm² 以上且4.5個/nm² 以下，且鋼板中析出至晶界的雪明碳鐵平均粒徑為2μm以下的話，就可抑制剝落且亦可抑制源自端面的破損，因此可更加提升延伸凸緣性。

本發明主旨如下。

(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：0.008~0.150%、 Si：0.01~1.70%、 Mn：0.60~2.50%、 Al：0.010~0.60%、 Ti：0~0.200%、 Nb：0~0.200%、 Ti＋Nb：0.015~0.200%、 Cr：0~1.0%、 B：0~0.10%、 Mo：0~1.0%、 Cu：0~2.0%、 Ni：0~2.0%、 Mg：0~0.05%、 REM：0~0.05%、 Ca：0~0.05%、 Zr：0~0.05%、 P：0.05%以下、 S：0.0200%以下、 N：0.0060%以下，且 剩餘部分：Fe及不純物；並且， 具有以下所示組織： 以面積率計， 肥粒鐵：0~30%，且 變靭鐵：70~100%； 在將被方位差為15°以上之晶界包圍，且圓等效直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率以面積率計為20~100%； 固熔C之晶界個數密度、或固熔C及固熔B之合計晶界個數密度為1個/nm² 以上且4.5個/nm² 以下；且， 析出至晶界之雪明碳鐵平均粒徑為2μm以下。

(2) 如(1)所記載之鋼板，其拉伸強度為480MPa以上； 前述拉伸強度與鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的積為19500mm・MPa以上。

(3) 如(1)或(2)所記載之鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由 Cr：0.05~1.0%、及 B：0.0005~0.10% 所構成群組中之1種以上。

(4) 如(1)~(3)之任一項所記載之鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由 Mo：0.01~1.0%、 Cu：0.01~2.0%、及 Ni：0.01%~2.0% 所構成群組中之1種以上。

(5) 如(1)~(4)之任一項所記載之鋼板，其中前述化學成分以質量%計含有選自於由 Ca：0.0001~0.05%、 Mg：0.0001~0.05%、 Zr：0.0001~0.05%、及 REM：0.0001~0.05% 所構成群組中之1種以上。

(6) 一種鍍敷鋼板，其特徵在於在如(1)~(5)之任一項所記載之鋼板表面形成有鍍層。

(7) 如(6)所記載之鍍敷鋼板，其中前述鍍層為熔融鍍鋅層。

(8) 如(6)所記載之鍍敷鋼板，其中前述鍍層為合金化熔融鍍鋅層。

發明效果 根據本發明，可提供一種高強度並具有優異延伸凸緣性，且鮮少發生剝落之鋼板及鍍敷鋼板。根據本發明，可以提供一種鋼板及鍍敷鋼板，其為高強度，且對於嚴苛延伸凸緣性、以及尤其對於剪切或衝孔加工所形成之構件端面上的破損(剝落)之耐性特別優異，且其在540MPa級以上，甚至780MPa級以上之鋼板等級之表面性狀及衝緣性優異。本發明之鋼板及鍍敷鋼板為高強度，並且可應用於要求嚴苛之延展性及延伸凸緣性的構件。

用以實施發明之形態 以下說明本發明之實施形態。

「化學組成」 首先，就本發明實施形態之鋼板的化學組成進行說明。以下說明中，鋼板所含各元素的含量單位即「%」，只要無特別說明則意指「質量%」。本實施形態之鋼板具有以下所示化學組成：C：0.008~0.150%、Si：0.01~1.70%、Mn：0.60~2.50%、Al：0.010~0.60%、Ti：0~0.200%、Nb：0~0.200%、Ti＋Nb：0.015~0.200%、Cr：0~1.0%、B：0~0.10%、Mo：0~1.0%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mg：0~0.05%、稀土類金屬(rare earth metal：REM)：0~0.05%、Ca：0~0.05%、Zr：0~0.05%、P：0.05%以下、S：0.0200%以下、N：0.0060%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：0.008~0.150%」 C會與Nb、Ti等結合而在鋼板中形成析出物，且藉由析出強化而有助於提升鋼之強度。若C含量低於0.008%，便無法充分獲得該效果。因此，要將C含量設在0.008%以上。C含量宜設為0.010%以上，設為0.018%以上更佳。另一方面，若C含量超過0.150%，則變韌鐵中之方位分散容易變大，而使得粒內方位差為5~14°的結晶粒比率不足。又，若C含量超過0.150%，對延伸凸緣性有害之雪明碳鐵會增加，導致延伸凸緣性劣化。因此，要將C含量設在0.150%以下。且，C含量宜設為0.100%以下，設為0.090%以下更佳。

「Si：0.01~1.70%」 Si是作為熔鋼之脫氧劑而發揮功能。若Si含量低於0.01%，便無法充分獲得該效果。因此，要將Si含量設在0.01%以上。Si含量宜設為0.02%以上，設為0.03%以上更佳。另一方面，若Si含量超過1.70%，延伸凸緣性會劣化，或者會產生表面瑕疵。又，若Si含量超過1.70%，則變態點會過度上升，而必須提高軋延溫度。此時，熱軋延中之再結晶明顯受到促進，粒內方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。又，若Si含量超過1.70%，當鋼板表面形成有鍍層時容易產生表面瑕疵。因此，要將Si含量設在1.70%以下。且，Si含量宜在1.60%以下，較佳為1.50%以下，更佳為1.40%以下。

「Mn：0.60~2.50%」 Mn是藉由固熔強化或藉由提升鋼之淬火性，而有助於提升鋼之強度。若Mn含量低於0.60%，則無法充分獲得該效果。因此，要將Mn含量設在0.60%以上。Mn含量宜設為0.70%以上，設為0.80%以上更佳。另一方面，若Mn含量超過2.50%，淬火性會變得過剩，變韌鐵中之方位分散的程度會變大。其結果，粒內方位差為5~14°的結晶粒比率會不足，而延伸凸緣性劣化。因此，要將Mn含量設在2.50%以下。且，Mn含量宜設為2.30%以下，設為2.10%以下更佳。

「Al：0.010~0.60%」 Al作為熔鋼之脫氧劑是很有效的。若Al含量低於0.010%，便無法充分獲得該效果。因此，要將Al含量設在0.010%以上。Al含量宜設為0.020%以上，設為0.030%以上更佳。另一方面，若Al含量超過0.60%，則熔接性或韌性等會劣化。因此，要將Al含量設在0.60%以下。且，Al含量宜設為0.50%以下，設為0.40%以下更佳。

「Ti：0~0.200%、Nb：0~0.200%、Ti＋Nb：0.015~0.200%」 Ti及Nb是作為碳化物(TiC、NbC)而微細地析出於鋼中，並藉由析出強化而提升鋼之強度。又，Ti及Nb會藉由形成碳化物而固定C，以抑制對延伸凸緣性有害之雪明碳鐵的生成。更進一步地，Ti及Nb會使粒內方位差為5~14°之結晶粒比率明顯提升，而可提升鋼之強度，並可提升延伸凸緣性。若Ti及Nb之合計含量低於0.015%，加工性會劣化，且在軋延中破損的頻率會變高。因此，要將Ti及Nb之合計含量設在0.015%以上，設在0.018%以上更佳。又，Ti含量宜在0.015%以上，較佳為0.020%以上，更佳為0.025%以上。又，Nb含量宜在0.015%以上，較佳為0.020%以上，更佳為0.025%以上。另一方面，若Ti及Nb之合計含量超過0.200%，粒內方位差為5~14°的結晶粒比率會不足，而延伸凸緣性劣化。因此，要將Ti及Nb之合計含量設為0.200%以下，設為0.150%以下更佳。又，若Ti含量超過0.200%，延展性會劣化。因此，要將Ti含量設在0.200%以下。且，Ti含量宜設為0.180%以下，設為0.160%以下更佳。又，若Nb含量超過0.200%，延展性會劣化。因此，要將Nb含量設在0.200%以下。且，Nb含量宜設為0.180%以下，設為0.160%以下更佳。

「P：0.05%以下」 P為不純物。由於P會使韌性、延展性及熔接性等劣化，因此P含量越低越好。若P含量超過0.05%，延伸凸緣性會明顯劣化。因此，要將P含量設在0.05%以下。且，P含量宜設為0.03%以下，設為0.02%以下更佳。P含量之下限並無特別規定，但過度之減低在製造成本的觀點上並不理想。因此，也可將P含量設在0.005%以上。

「S：0.0200%以下」 S為不純物。S不僅會引起熱軋延時之破損，還會形成使延伸凸緣性劣化之A系夾雜物。因此，S含量越低越好。當S含量超過0.0200%時，延伸凸緣性會明顯劣化。故，要將S含量設在0.0200%以下。且，S含量宜設為0.0150%以下，設為0.0060%以下更佳。S含量之下限並無特別規定，但過度之減低在製造成本的觀點上並不理想。因此，也可將S含量設在0.0010%以上。

「N：0.0060%以下」 N為不純物。N會較C優先與Ti及Nb形成析出物，並使對C之固定有效的Ti及Nb減少。因此，N含量越低越好。當N含量超過0.0060%時，延伸凸緣性會明顯劣化。因此，要將N含量設在0.0060%以下。且，N含量宜設在0.0050%以下。N含量之下限並無特別規定，但過度之減低在製造成本的觀點上並不理想。因此，也可將N含量設在0.0010%以上。

Cr、B、Mo、Cu、Ni、Mg、REM、Ca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。

「Cr：0~1.0%」 Cr有助於提升鋼之強度。雖然不含Cr仍可達成所期望之目的，但為了充分獲得該效果，宜將Cr含量設在0.05%以上。另一方面，當Cr含量超過1.0%時，上述效果會飽和而經濟效益降低。因此，要將Cr含量設在1.0%以下。

「B：0~0.10%」 B會偏析於晶界，且當與固熔C一起存在時會提高晶界強度。為了充分獲得該效果，宜將B含量設在0.0002%以上。並且，B會提升淬火性，使得容易形成對衝緣性來說較佳之微觀組織即連續冷卻變態組織。因此，B含量較佳是設為0.0005%以上，設為0.001%以上更佳。但當晶界中僅有固熔B存在而固熔C並不存在於晶界時，由於並無如固熔C之晶界強化效果，因此容易發生「剝落」。又，當不含有B時，若捲取溫度在650℃以下，以些許晶界偏析元素即B置換固熔C會有助於提升晶界強度，但若捲取溫度超過650℃，由於固熔C及固熔B之合計晶界個數密度低於1個/nm² ，因此推測會產生斷裂面破損。另一方面，當B含量超過0.10%時，上述效果會飽和而經濟效益降低。因此，要將B含量設在0.10%以下。又，當B含量超過0.002%時，會有產生鋼胚破損的情況。因此，B含量宜設為0.002%以下。

「Mo：0~1.0%」 Mo會提升淬火性並形成碳化物，而具有提高強度的效果。雖然不含Mo仍可達成所期望之目的，但為了充分獲得該效果，宜將Mo含量設在0.01%以上。另一方面，當Mo含量超過1.0%時，會有延展性及熔接性降低的情況。因此，要將Mo含量設在1.0%以下。

「Cu：0~2.0%」 Cu會提升鋼板強度，並提升耐蝕性及鏽皮之剝離性。雖然不含Cu仍可達成所期望之目的，但為了充分獲得該效果，宜將Cu含量設為0.01%以上，設為0.04%以上更佳。另一方面，當Cu含量超過2.0%時，會有產生表面瑕疵的情況。因此，要將Cu含量設為2.0%以下，設為1.0%以下更佳。

「Ni：0~2.0%」 Ni會提升鋼板強度，並提升韌性。雖然不含Ni仍可達成所期望之目的，但為了充分獲得該效果，宜將Ni含量設為0.01%以上。另一方面，當Ni含量超過2.0%時，延展性會降低。因此，要將Ni含量設在2.0%以下。

「Mg：0~0.05%、REM：0~0.05%、Ca：0~0.05%、Zr：0~0.05%」 Ca、Mg、Zr及REM皆會控制硫化物或氧化物的形狀而提升韌性。雖然不含Ca、Mg、Zr及REM仍能達成所期望之目的，但為了充分獲得該效果，選自於由Ca、Mg、Zr及REM所構成群組中的1種以上之含量宜設在0.0001%以上，設在0.0005%以上更佳。另一方面，若Ca、Mg、Zr或REM任一者之含量超過0.05%，則延伸凸緣性會劣化。因此，Ca、Mg、Zr及REM的含量皆要設在0.05%以下。

「金屬組織」 接下來，說明本發明實施形態的鋼板之組織(金屬組織)。以下說明中，各組織之比率(面積率)單位即「%」，只要無特別說明則意指「面積%」。本實施形態之鋼板具有以下所示組織：肥粒鐵：0~30%、及變韌鐵：70~100%。

「肥粒鐵：0~30%」 只要肥粒鐵之面積率為30%以下，就可在不使衝緣性大幅劣化的情況下提高延展性。又，肥粒鐵由於在結晶粒內C會積存而變態，因此有晶界中固熔C變少的傾向。另一方面，若肥粒鐵的面積率超過30%，會變得難以將固熔C之晶界個數密度控制在1個/nm² 以上且4.5個/nm² 以下的範圍內。因此，要將肥粒鐵的面積率設為0~30%。

「變韌鐵：70~100%」 藉由以變韌鐵為主相，而可提高延伸凸緣加工及衝緣加工性。為了充分獲得該效果，要將變韌鐵的面積率設為70~100%。

鋼板之組織亦可含有波來鐵或麻田散鐵、或者該兩者。與變韌鐵同樣地，波來鐵之疲勞特性及延伸凸緣性良好。而波來鐵與變韌鐵比較起來，變韌鐵之衝孔加工部的疲勞特性較為良好。波來鐵的面積率宜設為0~15%。只要波來鐵的面積率在此範圍內，便可獲得衝孔加工部之疲勞特性更良好的鋼板。由於麻田散鐵會對延伸凸緣性造成不良影響，因此宜將麻田散鐵的面積率設在10%以下。肥粒鐵、變韌鐵、波來鐵及麻田散鐵以外之組織面積率宜設為10%以下，較佳為5%以下，更佳為3%以下。

各組織之比率(面積率)，可藉由以下方法求得。首先，以硝太蝕劑蝕刻由鋼板採取之試樣。蝕刻後，使用光學顯微鏡在板厚之1/4深度位置上，於300μm×300μm之視野中取得組織照片，並對所得之組織照片進行圖像解析。藉由該圖像解析，即可獲得肥粒鐵之面積率、波來鐵之面積率、以及變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率。接著，使用經以LePera液腐蝕的試樣，且使用光學顯微鏡在板厚之1/4深度位置上，於300μm×300μm之視野中取得組織照片，並對所得之組織照片進行圖像解析。藉由該圖像解析，即可獲得殘留沃斯田鐵及麻田散鐵的合計面積率。更進一步地，使用由軋延面法線方向起表面切削至板厚之1/4深度為止的試樣，並藉由X射線繞射測定求出殘留沃斯田鐵之體積率。由於殘留沃斯田鐵之體積率與面積率同等，故將其作為殘留沃斯田鐵之面積率。然後，藉由從殘留沃斯田鐵及麻田散鐵的合計面積率減去殘留沃斯田鐵的面積率，以獲得麻田散鐵的面積率，並且從變韌鐵及麻田散鐵的合計面積率減去麻田散鐵的面積率，以獲得變韌鐵的面積率。如此一來，便可獲得肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵個別的面積率。

本實施形態之鋼板中，在將被方位差為15°以上之晶界包圍，且圓等效直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率以面積率計為20~100%。粒內方位差是使用多用於結晶方位解析之電子背向散射繞射圖樣解析(electron back scattering diffraction：EBSD)法而求得。粒內方位差是在組織中以方位差為15°以上之邊界為晶界，並將該晶界所圍繞之區域定義為結晶粒時的值。

為了要獲得強度及加工性之均衡優異的鋼板，粒內方位差為5~14°的結晶粒是很有效的。藉由增加粒內方位差為5~14°之結晶粒的比率，即可維持所欲之鋼板強度，並可提升延伸凸緣性。當粒內方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率以面積率計為20%以上時，可獲得所欲之鋼板強度與延伸凸緣性。由於粒內方位差為5~14°之結晶粒的比率高亦無妨，因此其上限為100%。

如後述，若控制精整軋延之後段3段的累積應變，在肥粒鐵或變韌鐵之粒內便會產生結晶方位差。吾等認為其原因如下。藉由控制累積應變，沃斯田鐵中之差排會增加，在沃斯田鐵粒內以高密度形成差排壁，而形成幾個晶胞區塊。這些晶胞區塊具有不同結晶方位。如上述，從高差排密度且含有不同結晶方位之晶胞區塊的沃斯田鐵進行變態，藉此肥粒鐵或變韌鐵即使在相同粒內，仍會有結晶方位差且差排密度亦會變高。因此，粒內之結晶方位差與該結晶粒所含之差排密度是相關的。一般來說，粒內之差排密度增加會帶來強度的提升，但另一方面也會使加工性降低。然而，粒內方位差控制在5~14°的結晶粒可不使加工性降低卻仍可提升強度。因此，本實施形態之鋼板中，要將粒內方位差為5~14°的結晶粒比率設為20%以上。粒內方位差低於5°的結晶粒，加工性優異但難以高強度化。而，粒內方位差超過14°的結晶粒在結晶粒內變形能力不同，因此對延伸凸緣性之提升並無助益。

粒內方位差為5~14°的結晶粒比率可用以下方法測定。首先，針對由鋼板表面起板厚t之1/4深度位置(1/4t部)的軋延方向垂直截面，以0.2μm之測定間隔將軋延方向上200μm、軋延面法線方向上100μm的區域進行EBSD解析，以獲得結晶方位資訊。於此，EBSD解析是使用以熱場發射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)及EBSD檢測器(TSL製HIKARI檢測器)構成之裝置，並以200~300點/秒鐘的解析速度來實施。接著，對於所獲得之結晶方位資訊，將方位差為15°以上且圓等效直徑在0.3μm以上之區域定義為結晶粒，並計算結晶粒之粒內平均方位差，以求出粒內方位差為5~14°的結晶粒比率。上述所定義之結晶粒或粒內平均方位差可利用附屬於EBSD解析裝置之軟體「OIM Analysis(註冊商標)」算出。

本實施形態中所謂「粒內方位差」是表示結晶粒內之方位分散，即「Grain Orientation Spread(GOS)」。如同「利用EBSD法及X射線繞射法所進行之不鏽鋼的塑性變形之錯向解析」─木村英彥等著，日本機械學會論文集(A編)，71卷，712號，2005年，p.1722-1728所記載，粒內方位差的值是以同一結晶粒內作為基準之結晶方位與所有測定點間之錯向的平均值之方式而求出。本實施形態中，作為基準的結晶方位是將同一結晶粒內之所有測定點平均化後的方位。而，GOS的值可利用附屬於EBSD解析裝置之軟體「OIM Analysis(註冊商標)Version 7.0.1」算出。

本實施形態中，延伸凸緣性是以使用有鞍型成形品之鞍型延伸凸緣試驗法進行評估。圖1A及圖1B是顯示本實施形態之鞍型延伸凸緣試驗法所使用之鞍型成形品的圖，圖1A為立體圖，圖1B為平面圖。鞍型延伸凸緣試驗法，具體而言，是將模擬了由如圖1A及圖1B所示之直線部及圓弧部所構成之延伸凸緣形狀的鞍型成形品1壓製加工，並使用當下之臨界成形高度來評估延伸凸緣性。本實施形態之鞍型延伸凸緣試驗法中，是使用令角隅部2之曲率半徑R為50~60mm且令角隅部2之開口角θ為120°之鞍型成形品1，來測定在將角隅部2衝孔時之餘隙設為11%時的臨界成形高度H(mm)。於此，所謂餘隙，是表示衝孔模和衝頭的間隙與試驗片之厚度的比。由於餘隙實際上是藉由衝孔工具與板厚的組合而決定，因此所謂11%意指滿足10.5~11.5%的範圍。臨界成形高度H之判定，是在成形後以目視觀察有無具有板厚之1/3以上長度之裂痕存在，並令其為無裂痕存在之臨界的成形高度。

以往，作為對應延伸凸緣成形性之試驗法而使用的擴孔試驗，幾乎未分布圓周方向之應變就發生破斷。因此，與實際之延伸凸緣成形時之破裂部周邊的應變或應力梯度不同。又，擴孔試驗是在板厚貫通之破斷發生之時間點的評價等，並非反映出原本之延伸凸緣成形的評價。另一方面，本實施形態所使用之鞍型延伸凸緣試驗可評估考慮到應變分布之延伸凸緣性，因此可進行反映出原本之延伸凸緣成形的評價。

根據本實施形態之鋼板，可獲得480MPa以上的拉伸強度。亦即，可獲得優異拉伸強度。拉伸強度之上限並無特別限定。但在本實施形態之成分範圍中，實質拉伸強度上限為1180MPa左右。拉伸強度可藉由製作JIS-Z2201所記載之5號試驗片，並依照JIS-Z2241所記載之試驗方法進行拉伸試驗而測定。

根據本實施形態之鋼板，可獲得19500mm・MPa以上的拉伸強度與鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的積。亦即，可獲得優異延伸凸緣性。該積之上限並無特別限定。但在本實施形態之成分範圍中，實質之該積的上限為25000mm・MPa左右。

本實施形態之鋼板中，在肥粒鐵或變韌鐵等光學顯微鏡組織中觀察到之各組織面積率與粒內方位差為5~14°之結晶粒比率，並無直接關係。換言之，例如，即使有具有相同肥粒鐵面積率及變韌鐵面積率的鋼板，粒內方位差為5~14°之結晶粒比率也未必相同。因此，若僅控制肥粒鐵面積率及變韌鐵面積率，並無法獲得相當於本實施形態之鋼板的特性。

本實施形態之鋼板中，固熔C之晶界個數密度、或固熔C及固熔B之合計晶界個數密度為1個/nm² 以上且4.5個/nm² 以下。藉由將固熔C之晶界個數密度、或固熔C及固熔B之合計晶界個數密度設為1個/nm² 以上且4.5個/nm² 以下，便可不讓「剝落」發生，並提升延伸凸緣性。這是由於固熔C與固熔B會強化晶界之故。因此，為了充分獲得該效果，要將固熔C之晶界個數密度、或固熔C及固熔B之合計晶界個數密度設為1個/nm² 以上。另一方面，若固熔C之晶界個數密度、或固熔C及固熔B之合計晶界個數密度超過4.5個/nm² ，則延伸凸緣性會降低。推測這是由於晶界中固熔C或固熔B過多，而使晶界變脆弱所致。因此，要將固熔C之晶界個數密度、或固熔C及固熔B之合計晶界個數密度設為4.5個/nm² 以下。

本實施形態之鋼板中，析出至晶界之雪明碳鐵平均粒徑為2μm以下。藉由將析出至晶界之雪明碳鐵平均粒徑設為2μm以下，便可提升延伸凸緣性。延伸凸緣成形會在成形中產生孔隙且會連結，而發生龜裂。因此，如果晶界中有粗大雪明碳鐵存在，成形時雪明碳鐵會破損，而變得容易產生孔隙。再者，即便是雪明碳鐵，只要是形成波來鐵之片層者就算存在也不會有問題。這是由於雪明碳鐵的形狀不易破損，或雪明碳鐵被α相包夾，而不易形成孔隙之故。由於雪明碳鐵之平均粒徑越小越好，因此設為1.5μm以下較佳，設為1.0μm以下更佳。

析出至晶界之雪明碳鐵平均粒徑，是由供試鋼之鋼板板寬的1/4W或3/4W位置切出試樣，自前述試樣之1/4厚處採取穿透型電子顯微鏡樣品，並以搭載有200kV之加速電壓的場發射型電子槍(Field Emission Gun：FEG)之穿透型電子顯微鏡進行觀察。在晶界觀察到之析出物是藉由解析繞射圖，而可確認為雪明碳鐵。再者，本實施形態中之雪明碳鐵平均粒徑是定義為：測定一視野中所觀察到之所有雪明碳鐵的粒徑，由該測定值算出之平均值。

為了測定存在於晶界及粒內之固熔C及固熔B，會使用三維原子探針法。三維原子探針法是使用位置靈敏型原子探針(Position Sensitive Atom Probe, PoSAP)。位置靈敏型原子探針是在1988年由牛津大學的A.Cerezo等所開發之裝置。該裝置具備位置靈敏型檢測器(position sensitive detector)作為原子探針之檢測器，且其是在分析時不使用光圈(aperture)即可同時測定到達檢測器之原子的飛行時間與位置的裝置。

只要使用該裝置，不僅可將存在於試樣表面之合金中的所有構成元素以原子等級之空間解析度顯示為二維分布圖，還可利用場蒸發現象來使試樣表面每次蒸發一層原子層，藉由在深度方向上擴張二維分布圖，而可顯示為三維分布圖並進行分析。晶界觀察中，為了製作含有晶界部之AP用針狀試樣，會使用FIB(聚焦離子束)裝置(日立製作所製FB2000A)，且為了將所切出之試樣藉由電解研磨作成針狀，會以任意形狀掃描光束使晶界部成為針前端部。利用因SIM(掃描離子顯微鏡)之溝道現象(channeling phenomenon)而在方位不同之結晶粒產生對比的情況，觀察該試樣並特定出晶界後，以離子束切斷該試樣。位置靈敏型原子探針是CAMECA公司製的OTAP。測定條件是將試樣位置溫度設為約70K，探針總電壓設為10~15kV，並將脈衝比設為25%。對各試樣之晶界、粒內分別測定三次，並以該平均值為代表值。將由測定值除去背景雜訊等所得之值定義為每單位晶界面積之原子密度，並以其作為晶界個數密度(晶界偏析密度)(個/nm² )。因此，所謂存在於晶界之固熔C，指的正是存在於晶界之C原子。又，所謂存在於晶界之固熔B，指的正是存在於晶界之B原子。

本實施形態中所謂固熔C的晶界個數密度，是定義為存在於晶界之固熔C的每晶界單位面積之個數(密度)。本實施形態中所謂固熔B的晶界個數密度，是定義為存在於晶界之固熔B的每晶界單位面積之個數(密度)。根據三維原子微探法，能以原子分布圖三維地了解原子的分布，因此可確認到在晶界位置上C原子及B原子的個數多。再者，只要是析出物，就能以原子數、其他原子的位置關係(Ti等)來特定。

接下來，說明本發明實施形態之鋼板的製造方法。在此方法中，依序進行熱軋延、空冷、第1冷卻及第2冷卻。

「熱軋延」 熱軋延包含粗軋延及精整軋延。熱軋延中會將具有上述化學成分的鋼胚(鋼片)加熱，並進行粗軋延。鋼胚加熱溫度是設為下述式(1)所示之SRTmin℃以上且1260℃以下。 SRTmin＝[7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273)＋10000/{4.29-log([Nb]×[C])}-273)]/2…(1) 此處，式(1)中之[Ti]、[Nb]、[C]是表示以質量%計之Ti、Nb及C的含量。

若鋼胚加熱溫度低於SRTmin℃，Ti及/或Nb便無法充分熔體化。若在鋼胚加熱時Ti及/或Nb未熔體化，則難以使Ti及/或Nb微細析出為碳化物(TiC、NbC)，而難以藉由析出強化來提升鋼之強度。又，若鋼胚加熱溫度低於SRTmin℃，便會難以形成碳化物(TiC、NbC)來固定C，而難以抑制生成對衝緣性有害之雪明碳鐵。又，若鋼胚加熱溫度低於SRTmin℃，粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會容易不足。因此，要將鋼胚加熱溫度設為SRTmin℃以上。另一方面，若鋼胚加熱溫度超過1260℃，會因剝落(scale off)而導致產率降低。因此，要將鋼胚加熱溫度設為1260℃以下。

鋼胚加熱後，不須特別等待即對於由加熱爐抽出之鋼胚進行粗軋延，而獲得粗軋件。若粗軋延之結束溫度低於1000℃，粗軋延中之熱變形阻力會增加，而有阻礙粗軋延之操作的情形。因此，要將粗軋延之結束溫度設在1000℃以上。另一方面，若粗軋延之結束溫度超過1150℃，晶界中之固熔C的晶界個數密度會有在1個/nm² 以下的情況。推測這是因為Ti及Nb會在沃斯田鐵中析出為粗大之TiC及NbC，而固熔C減少的緣故。並且，若粗軋延之結束溫度超過1150℃，會有熱軋板強度降低的情況。這是因為TiC及NbC粗大地析出的緣故。

若粗軋延結束到精整軋延開始為止的時間超過150秒鐘，會有晶界中之固熔C量晶界個數密度在1個/nm² 以下的情況。推測這是因為Ti及Nb會在沃斯田鐵中析出為粗大之TiC及NbC，而固熔C減少的緣故。並且，也會有熱軋板強度降低的情況。這是因為TiC及NbC粗大地析出的緣故。另一方面，若粗軋延結束到精整軋延開始為止的時間低於30秒鐘，在精整軋延開始前及道次間，於鋼板基鐵之表面鏽皮間會產生成為細紋、紡錘鏽皮缺陷之起點的起泡，因而有容易生成該些鏽皮缺陷的情況。

利用精整軋延，可製得熱軋鋼板。為了令粒內方位差為5~14°的結晶粒比率在20%以上，在令精整軋延中後段3段(最終3道次)之累積應變為0.5~0.6後，再進行後述冷卻。這是由於以下所示理由。粒內方位差為5~14°的結晶粒是藉由以較低溫在相平衡(Paraequilibrium)狀態下變態而生成。因此，在熱軋延中將變態前之沃斯田鐵的差排密度限定於某範圍，並將之後的冷卻速度限定於某範圍，藉此即可控制粒內方位差為5~14°的結晶粒的生成。

亦即，藉由控制在精整軋延之後段3段的累積應變及之後的冷卻，便可控制粒內方位差為5~14°的結晶粒之成核頻率及之後的成長速度。其結果，可控制冷卻後所得之鋼板中粒內方位差為5~14°之結晶粒的面積率。更具體地來說，藉由精整軋延而導入之沃斯田鐵的差排密度主要與成核頻率有關，而軋延後之冷卻速度則主要與成長速度有關。

若精整軋延之後段3段的累積應變低於0.5，導入之沃斯田鐵的差排密度會不充分，而粒內方位差為5~14°之結晶粒比率會低於20%。因此，要將後段3段之累積應變設為0.5以上。另一方面，若精整軋延之後段3段的累積應變超過0.6，熱軋延中會發生沃斯田鐵之再結晶，而變態時之蓄積差排密度會降低。其結果，粒內方位差為5~14°的結晶粒比率會低於20%。因此，要將後段3段之累積應變設為0.6以下。

精整軋延之後段3段的累積應變(εeff.)是依以下式(2)而求出。 εeff.＝Σεi(t, T)…(2) 此處， εi(t, T)＝εi0/exp{(t/τR)^2/3 }、 τR＝τ0・exp(Q/RT)、 τ0＝8.46×10^-9 Q＝183200J、 R＝8.314J/K・mol； εi0是表示軋縮時之對數應變，t表示在該道次之至冷卻開始前的累積時間，T則表示該道次之軋延溫度。

若將軋延結束溫度設為低於Ar₃ ℃，則變態前之沃斯田鐵的差排密度會過度升高，而難以令粒內方位差為5~14°的結晶粒在20%以上。因此，要將精整軋延之結束溫度設為Ar₃ ℃以上。

精整軋延宜使用直線配置多數台軋延機，並在1個方向上連續軋延而獲得預定厚度的串聯式軋延機來進行。又，當使用串聯式軋延機進行精整軋延時，會在軋延機與軋延機之間進行冷卻(軋台間冷卻)，控制精整軋延中之鋼板溫度使其為Ar₃ ℃以上~Ar₃ +150℃以下的範圍。若精整軋延時之鋼板最高溫度超過Ar₃ ＋150℃，由於粒徑會變得過大而有韌性劣化的疑慮。並且，若精整軋延時之鋼板最高溫度超過Ar₃ ＋150℃，γ粒會在精整軋延結束後之冷卻開始之前成長粗大化，且晶界之固熔B及固熔C的晶界個數密度會增加。

藉由進行如上述條件的熱軋延，便可限定變態前之沃斯田鐵的差排密度範圍，而可以所欲比率獲得粒內方位差為5~14°之結晶粒。

Ar₃ 是根據鋼板之化學成分，利用考慮到軋縮對變態點之影響的下述式(3)而算出。 Ar₃ ＝970-325×[C]＋33×[Si]＋287×[P]＋40×[Al]-92×([Mn]＋[Mo]＋[Cu])-46×([Cr]＋[Ni])…(3) 此處，[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]分別顯示C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Ni之以質量%計的含量。未含有之元素則計算為0%。

若精整軋延中之最終道次的軋縮率低於3%，通板形狀會劣化，而有對熱捲料形成時之捲料的捲取形狀、或製品板厚精準度產生不良影響的疑慮。另一方面，若精整軋延中之最終道次的軋縮率超過20%，會因過度導入應變而使得鋼板內部的差排密度增加至所需以上。精整軋延結束後，差排密度高的區域由於應變能量高，因此容易變態為肥粒鐵組織。藉由上述變態而形成之肥粒鐵，由於不太會將碳固熔就析出，因此原含於母層中之碳容易集中於沃斯田鐵與肥粒鐵的界面，除了晶界之固熔C的晶界個數密度會增加之外，粗大的Nb及Ti的碳化物會變得容易析出至界面。如上述，當精整軋延中固熔N、Ti減少時，會因上述理由而無法期待鋼板之強度提升，且會變得容易發生「剝落」。因此，要將精整軋延中之最終道次的軋縮率控制在3%以上且20%以下之範圍內。

若精整軋延中之最終道次的軋延速度低於400mpm，則γ粒會成長粗大化，晶界之固熔C的晶界個數密度會增加。因此，精整軋延中之最終道次的軋延速度要設為400mpm以上。另一方面，針對軋延速度之上限值，即使不特別限定仍可獲得本發明效果，但在設備限制上以1800mpm以下較為實際。因此，精整軋延中之最終道次的軋延速度是設為1800mpm以下。

「空冷」 該製造方法中，在精整軋延結束後僅進行熱軋鋼板的空冷2秒鐘以下之時間。若該空冷時間超過2秒鐘，晶界之固熔B及固熔C的晶界個數密度會增加。因此，該空冷時間要設為2秒鐘以下。

「第1冷卻、第2冷卻」 2秒鐘以下之空冷後，依序進行熱軋鋼板之第1冷卻及第2冷卻。第1冷卻是以10℃/s以上之冷卻速度，將熱軋鋼板冷卻至600~750℃之第1溫度區為止。第2冷卻是以30℃/s以上之冷卻速度，將熱軋鋼板冷卻至400~600℃之第2溫度區為止。在第1冷卻與第2冷卻之間，會將熱軋鋼板保持於第1溫度區0~10秒鐘。而，在第2冷卻後，宜將熱軋鋼板空冷。

若第1冷卻之冷卻速度低於10℃/s，粒內結晶方位差為5~14°之結晶粒比率會不足。另，若第1冷卻之冷卻停止溫度低於600℃，會難以獲得以面積率計在5%以上之肥粒鐵，且粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。又，若第1冷卻之冷卻停止溫度超過750℃，會難以獲得以面積率計在70%以上之變韌鐵，且粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。又，若在600~750℃之保持時間超過10秒鐘，會容易生成對衝緣性有害之雪明碳鐵，並且，析出至晶界之雪明碳鐵平均粒徑大多會超過2μm。此外，若在600~750℃之保持時間超過10秒鐘，多有難以獲得以面積率計在70%以上之變韌鐵的情況，且粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。

若第2冷卻之冷卻速度低於30℃/s，會容易生成對衝緣性有害之雪明碳鐵，且粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。而，若第2冷卻之冷卻停止溫度低於400℃或超過600℃，粒內結晶方位差為5~14°的結晶粒比率會不足。

若捲取溫度超過600℃，固熔C之晶界個數密度會低於1個/nm² ，而發生破裂面破損。且，肥粒鐵面積率也會變高。因此，要將捲取溫度設為600℃以下，設為550℃以下更佳。另一方面，若捲取溫度低於400℃，由於析出至晶界之雪明碳鐵平均粒徑會超過2μm，因此擴孔值會劣化。故，要將捲取溫度設為400℃以上，設為450℃以上更佳。

第1冷卻及第2冷卻之冷卻速度上限並無特別限定，但考慮到冷卻設備之設備能力，亦可設為200℃/s以下。

如此一來，便可製得本實施形態之鋼板。

上述製造方法是藉由控制熱軋延之條件，而將加工差排導入沃斯田鐵。而且，藉由控制冷卻條件而使所導入之加工差排適度殘留是很重要的。亦即，即便單獨控制熱軋延之條件或冷卻條件，仍無法製得本實施形態之鋼板，而適當控制熱軋延及冷卻條件之兩者是很重要的。有關上述以外之條件，只要是使用例如在第2冷卻之後以公知方法捲取等公知方法即可，並無特別限定。

為了除去表面之鏽皮，亦可進行酸洗。只要熱軋延及冷卻之條件如上述，即使之後進行冷軋延、熱處理(退火)、鍍敷等，仍可獲得同樣的效果。

冷軋延中，宜將軋縮率設為90%以下。若冷軋延之軋縮率超過90%，會有延展性降低的情況。而，不進行冷軋延亦可，冷軋延之軋縮率下限即為0%。如上述，在維持熱軋原板的狀態下即具有優異成形性。另一方面，維持固熔狀態之Ti、Nb、Mo等會聚集並析出於因冷軋延而被導入之差排上，而可提升降伏強度或拉伸強度。因此，可使用冷軋延以調整強度。藉由冷軋延，即可獲得冷軋鋼板。

一旦熱處理(退火)溫度超過840℃，利用熱軋延而精心製作的組織會因沃斯田鐵化而被消除。又，一般來說，在退火後，相較於熱軋延由於是在短時間內冷卻至室溫，因此麻田散鐵變多，而有延伸凸緣性大幅劣化的傾向。因此，退火溫度宜設為840℃以下。且，退火溫度之下限並無特別設定。這是由於如上述，在維持不進行退火之熱軋原板的狀態下即具有優異成形性之故。

本實施形態之鋼板表面亦可形成有鍍層。亦即，作為本發明之其他實施形態可舉例鍍敷鋼板。鍍層是例如：電鍍層、熔融鍍層或合金化熔融鍍層。熔融鍍層及合金化熔融鍍層可舉例譬如由鋅及鋁之至少任一者所構成之層。具體而言，可列舉：熔融鍍鋅層、合金化熔融鍍鋅層、熔融鍍鋁層、合金化熔融鍍鋁層、熔融Zn-Al鍍層以及合金化熔融Zn-Al鍍層等。特別是，由鍍敷之容易程度及防蝕性的觀點來看，以熔融鍍鋅層及合金化熔融鍍鋅層較佳。

熔融鍍敷鋼板或合金化熔融鍍敷鋼板，是藉由對於前述本實施形態之鋼板施行熔融鍍敷或合金化熔融鍍敷而製造。於此，所謂合金化熔融鍍敷，是指施行熔融鍍敷而在表面形成熔融鍍層，接著，施行合金化處理以將熔融鍍層作成合金化熔融鍍層。施行鍍敷之鋼板可為熱軋鋼板，亦可為對熱軋鋼板施行冷軋延及退火後的鋼板。熔融鍍敷鋼板或合金化熔融鍍敷鋼板因具有本實施形態之鋼板，且在表面設置有熔融鍍層或合金化熔融鍍層，故可達成本實施形態之鋼板的作用效果，且可達成優異防鏽性。而，施行鍍敷前亦可將Ni等附於表面作為預鍍。

當對鋼板施行熱處理(退火)時，在進行熱處理後，使其直接浸漬於熔融鋅鍍浴中，而在鋼板表面形成熔融鍍鋅層亦可。此時，熱處理之原板可為熱軋鋼板，亦可為冷軋鋼板。形成熔融鍍鋅層後，進行再加熱並進行使鍍層與基鐵合金化之合金化處理，而形成合金化熔融鍍鋅層亦可。

本發明實施形態之鍍敷鋼板，由於在鋼板表面形成有鍍層，故具有優異防鏽性。因此，經使用例如本實施形態之鍍敷鋼板而使汽車之構件薄化的情況下，可防止因構件腐蝕而導致汽車之使用壽命縮短。

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

接下來，說明本發明之實施例。實施例中之條件是為了確認本發明之可實施性以及效果而採用的一個條件例，本發明並不受限於此一條件例。只要能在不脫離本發明之宗旨下達成本發明之目的，本發明可採用各種條件。

熔製具有表1所示化學組成的鋼並製造鋼片，將所得之鋼片加熱至表2及表3所示加熱溫度，以熱軋進行粗軋延後，接著以表2及表3所示條件進行精整軋延。精整軋延後之熱軋鋼板板厚為2.2~3.4mm。表2及表3中之「經過時間」是由粗軋延結束到精整軋延開始為止的經過時間。表1中之空欄意指分析值低於檢測極限。表1中的底線表示該數值在超出本發明範圍外，表3中之底線則表示超出適於製造本發明鋼板的範圍外。

[表1]

[表2]

[表3]

Ar₃ (℃)是依表1所示成分並使用式(3)而求得。 Ar₃ ＝970-325×[C]＋33×[Si]＋287×[P]＋40×[Al]-92×([Mn]＋[Mo]＋[Cu])-46×([Cr]＋[Ni])…(3)

完工3段之累積應變是由式(2)求得。 εeff.＝Σεi(t, T) …(2) 此處， εi(t, T)＝εi0/exp{(t/τR)^2/3 }、 τR＝τ0・exp(Q/RT)、 τ0＝8.46×10^-9 Q＝183200J、 R＝8.314J/K・mol； εi0是表示軋縮時之對數應變，t表示在該道次之至冷卻開始前的累積時間，T則表示該道次之軋延溫度。

針對所製得之熱軋鋼板，根據以下所示方法求出各組織之組織分率(面積率)、以及粒內方位差為5~14°的結晶粒比率。並將其結果顯示於表4及表5。表5中的底線是表示該數值超出本發明範圍外。

「各組織之組織分率(面積率)」 首先，以硝太蝕劑蝕刻由鋼板採取之試樣。蝕刻後，使用光學顯微鏡在板厚之1/4深度的位置上，於300μm×300μm之視野中取得組織照片，並對所得之組織照片進行了圖像解析。藉由該圖像解析，得到肥粒鐵之面積率、波來鐵之面積率、以及變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率。接著，使用經以LePera液腐蝕的試樣，且使用光學顯微鏡在板厚之1/4深度的位置上，於300μm×300μm之視野中取得組織照片，並對所得之組織照片進行了圖像解析。藉由該圖像解析，得到殘留沃斯田鐵及麻田散鐵的合計面積率。更進一步地，使用由軋延面法線方向進行表面切削至板厚之1/4深度為止的試樣，並用X射線繞射測定求得殘留沃斯田鐵之體積率。由於殘留沃斯田鐵之體積率與面積率同等，故將其作為殘留沃斯田鐵之面積率。然後，藉由從殘留沃斯田鐵及麻田散鐵的合計面積率減去殘留沃斯田鐵的面積率，而獲得麻田散鐵的面積率，並從變韌鐵及麻田散鐵的合計面積率減去麻田散鐵的面積率，而獲得變韌鐵的面積率。如此一來，便得到肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵個別的面積率。

「粒內方位差為5~14°之結晶粒比率」 針對由鋼板表面起板厚t之1/4深度位置(1/4t部)的軋延方向垂直截面，以0.2μm之測定間隔將軋延方向上200μm、軋延面法線方向上100μm的區域進行EBSD解析，而獲得結晶方位資訊。於此，EBSD解析是使用以熱場發射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)及EBSD檢測器(TSL製HIKARI檢測器)構成之裝置，並以200~300點/秒的解析速度來實施。接著，對於所獲得之結晶方位資訊，將方位差為15°以上且圓等效直徑在0.3μm以上之區域定義為結晶粒，並計算結晶粒之粒內平均方位差，而求得粒內方位差為5~14°的結晶粒比率。上述所定義之結晶粒或粒內平均方位差是使用附屬於EBSD解析裝置之軟體「OIM Analysis(註冊商標)」而算出。

接下來，在拉伸試驗中，求出降伏強度及拉伸強度，並藉由鞍型延伸凸緣試驗求得凸緣的臨界成形高度。然後，以拉伸強度(MPa)與臨界成形高度(mm)之積作為延伸凸緣性的指標，當積為19500mm・MPa以上時則判斷為延伸凸緣性優異。又，當拉伸強度(TS)在480MPa以上時，判斷為高強度。將該些結果顯示於表4及表5中。表5中的底線是表示該數值超出本發明範圍外。

拉伸試驗是相對於軋延方向由直角方向採取JIS5號拉伸試驗片，並使用該試驗片依據JISZ2241進行試驗。

鞍型延伸凸緣試驗是使用令角隅之曲率半徑為R60mm且令開口角θ為120°之鞍型成形品，並將在衝孔角隅部時之餘隙設為11%而進行。臨界成形高度是在成形後以目視觀察有無具有板厚之1/3以上長度的裂痕存在，並令其為無裂痕存在之臨界的成形高度。

為了調查剝落的程度，進行鋼板之衝孔並觀察其端面。衝孔條件是依據擴孔試驗(JFS T 1001-1996)而進行。將鋼板衝孔10處，並將破裂面破損在2處以下者判斷為OK，3處以上者判斷為NG。析出至晶界之雪明碳鐵平均粒徑、固熔C之晶界個數密度、或固熔C及固熔B之合計晶界個數密度，則是利用上述方法進行觀測。將該些結果顯示於表4及表5中。表5中的底線是表示該數值超出本發明範圍外。

[表4]

[表5]

本發明例(試驗No.1~21)中，可獲得480MPa以上之拉伸強度、以及19500mm・MPa以上之拉伸強度與鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的積。

試驗No.22~27是化學成分在本發明範圍外之比較例。試驗No.28~47為比較例，其等之製造條件超出所欲範圍外之結果， 以光學顯微鏡所觀察之組織、粒內方位差為5~14°之結晶粒比率、雪明碳鐵之平均粒徑、固熔C之晶界個數密度、以及固熔C及固熔B之合計晶界個數密度中任1項或多數項並未滿足本發明範圍。該些例子中，有延伸凸緣性之指標未滿足目標值的情況，或有發生剝落的情況。並且，在部分例子中，拉伸強度也變低。

產業上之可利用性 根據本發明，可提供一種可應用於高強度且要求嚴苛延伸凸緣性的構件之延伸凸緣性優異的高強度熱軋鋼板。其等鋼板有助於提升汽車之油耗等，因此在產業上之可利用性高。

1‧‧‧鞍型成形品

2‧‧‧角隅部

H‧‧‧臨界成形高度

R‧‧‧曲率半徑

θ‧‧‧開口角

圖1A是顯示鞍型延伸凸緣試驗法所使用之鞍型成形品的立體圖。 圖1B是顯示鞍型延伸凸緣試驗法所使用之鞍型成形品的平面圖。

Claims (8)

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：0.008~0.150%、 Si：0.01~1.70%、 Mn：0.60~2.50%、 Al：0.010~0.60%、 Ti：0~0.200%、 Nb：0~0.200%、 Ti＋Nb：0.015~0.200%、 Cr：0~1.0%、 B：0~0.10%、 Mo：0~1.0%、 Cu：0~2.0%、 Ni：0~2.0%、 Mg：0~0.05%、 REM：0~0.05%、 Ca：0~0.05%、 Zr：0~0.05%、 P：0.05%以下、 S：0.0200%以下、 N：0.0060%以下，且 剩餘部分：Fe及不純物；並且， 具有以下所示組織： 以面積率計， 肥粒鐵：0~30%，且 變靭鐵：70~100%； 在將被方位差為15°以上之晶界包圍，且圓等效直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內方位差為5~14°的結晶粒佔總結晶粒的比率以面積率計為20~100%； 固熔C之晶界個數密度、或固熔C及固熔B之合計晶界個數密度為1個/nm²以上且4.5個/nm²以下；且， 析出至晶界之雪明碳鐵平均粒徑為2μm以下。
2. 如請求項1之鋼板，其拉伸強度為480MPa以上； 前述拉伸強度與鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的積為19500mm・MPa以上。
3. 如請求項1或2之鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由 Cr：0.05~1.0%、及 B：0.0005~0.10% 所構成群組中之1種以上。
4. 如請求項1或2之鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由 Mo：0.01~1.0%、 Cu：0.01~2.0%、及 Ni：0.01%~2.0% 所構成群組中之1種以上。
5. 如請求項1或2之鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由 Ca：0.0001~0.05%、 Mg：0.0001~0.05%、 Zr：0.0001~0.05%、及 REM：0.0001~0.05% 所構成群組中之1種以上。
6. 一種鍍敷鋼板，其特徵在於在如請求項1或2之鋼板表面形成有鍍層。
7. 如請求項6之鍍敷鋼板，其中前述鍍層為熔融鍍鋅層。
8. 如請求項6之鍍敷鋼板，其中前述鍍層為合金化熔融鍍鋅層。