TWI656037B - High strength steel plate - Google Patents

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虻川玄紀
林邦夫
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Abstract

本發明係提供一種高強度鋼板，其包含板厚中心部、與配置於該板厚中心部之單側或兩側的表層軟化部，且該高強度鋼板之拉伸強度為800MPa以上；該高強度鋼板之特徵在於：各表層軟化部具有大於10μm至板厚之30%以下的厚度，前述表層軟化部之平均維氏硬度係板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍且在0.90倍以下，前述表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下。

Description

高強度鋼板
本發明涉及一種高強度鋼板，更詳而言之係涉及拉伸強度為800MPa以上、較佳為1100MPa以上之高強度鋼板。
背景技術 近年來，由與環境保護相關之改善燃料消耗量之觀點，係強烈尋求汽車用鋼板之高強度化。一般來說，超高強度冷軋鋼板無法適用沖壓成形或撐壓成形(bulging)等可適用於軟鋼板之成形手法，其成形手法係以彎曲成形為主體。並且為了高強度化，除了良好的彎曲性，亦須有高彎曲荷重。因此，使用超高強度冷軋鋼板作為汽車構造零件時，良好的彎曲性與彎曲荷重即為重要的選擇基準。
然，鋼板之彎曲加工中，會對彎曲外周表層部之圓周方向施加很大的拉伸應力，另一方面會對彎曲內周表層部施加很大的壓縮應力，故表層部狀態會大大影響超高強度冷軋鋼板之彎曲性。因此，周知藉由於表層具有軟質層，可緩和彎曲加工時產生於鋼板表面之拉伸應力、壓縮應力，從而改善彎曲性。而有關所述於表層具有軟質層的高強度鋼板，專利文獻1~3即有揭示如下之鋼板及該等之製造方法。
首先，專利文獻1中記載有一種高強度鍍敷鋼板及其製造方法，該高強度鍍敷鋼板之特徵在於：其從鋼板與鍍敷層之界面往鋼板側依序具有：含有Si及/或Mn之氧化物的內部氧化層、包含前述內部氧化層之軟質層、與由以麻田散鐵與變韌鐵為主體之組織構成之硬質層；並且滿足前述軟質層之平均深度T為20μm以上、及前述內部氧化層之平均深度t為4μm以上且小於前述T。
接下來專利文獻2記載有一種高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法，該高強度熔融鍍鋅鋼板之特徵在於：從鋼板表面起算100μm位置之維氏硬度減去從鋼板表面起算深度20μm位置之維氏硬度所得之値(△Hv)在30以上。
然後專利文獻3記載有一種高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法，該高強度熔融鍍鋅鋼板之特徵在於：從表層往板厚方向5μm位置之維氏硬度係板厚方向1/2位置之硬度的80%以下，從表層往板厚方向15μm位置之硬度係板厚方向1/2位置之維氏硬度的90%以上。
不過，專利文獻1~3中任一文獻皆未針對軟質層硬度不均予以充分檢討。譬如專利文獻1中記載了軟質層具有內部氧化層，但此時可推定在軟質層內於氧化物與其以外之組織之間硬度會產生不均。軟質層若硬度不均，則具有所述軟質層之鋼板有無法達成充分彎曲性之情況。又，專利文獻1~3中任一文獻皆未言及控制表層之軟質層與內部之硬質層之間的遷移帶之硬度傾斜。而且，因表層具有軟質層故推定彎曲荷重會變差，但專利文獻1~3中任一文獻皆未言及彎曲荷重。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開2015-34334號公報 專利文獻2：日本特開2015-117403號公報 專利文獻3：國際公開第2016/013145號
發明概要 發明欲解決之課題 本發明之目的在於提供一種利於解決上述習知技術存在之問題，且具有可適用作為汽車零件用素材之彎曲加工性的高強度鋼板。
用以解決課題之手段 本發明人等為解決有關超高強度鋼板之彎曲性的問題積極努力進行了檢討。首先，本發明人等參考以往之見解，製造於表層具有軟質層之鋼板，以調查彎曲性。於表層具有軟質層之鋼板可發現彎曲性皆獲改善。此時可知，進一步降低軟質層之平均硬度及進一步增厚軟質層之厚度，大致有改善彎曲性，且彎曲荷重變差之傾向。然，本發明人等持續更詳細調查後，以各種方法進行表層之軟質化時，僅調整表層之軟質層的平均硬度及軟質層的厚度，即發現了鋼板之彎曲性無法充分獲得改善、或彎曲荷重顯著變差之情形。
因此，本發明人等進行了更詳細之檢討。結果發現了，將具有某特徴之鋼板熔接於母材單面或雙面，並以特定條件進行熱軋延或退火所製得之多層鋼板可在不使彎曲荷重變差下而最能改善彎曲性。而利用上述方法可改善彎曲性之最大的理由明顯可知係抑制軟質層中微小的硬度不均。此效果非常明顯，相較於軟質層硬度不均大的情況，軟質層之平均硬度即便高或軟質層之厚度即便小，彎曲性仍獲充分的改善。因此，可將軟質層造成之拉伸強度的劣化降至最小，並可兼顧以往所不具有之拉伸強度、具體而言為800MPa以上、較佳為1100MPa以上之拉伸強度與彎曲性。此效果之機制尚完全不明瞭，但吾等認為如下。當軟質層中硬度有不均時，軟質層內大多具有多數組織(肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵)及/或氧化物。該等機械特性相異之第二相(或第二組織)即成彎曲加工時應變或應力集中的原因，而有造成空隙生成成為裂痕起點之可能性。因此，吾等認為藉由抑制軟質層之硬度不均可提升彎曲性。又，本發明人等發現，除了抑制表層之軟質層中微小的硬度不均，還同時滿足縮小從該表層之軟質層遷移至內部之硬質層之區域(以下稱遷移帶)中之板厚方向的硬度傾斜，可更提升彎曲性。當軟質層與硬質層之遷移帶的硬度傾斜險峻時，軟質層與硬質層之塑性變形量會大大地背離，而使在遷移帶發生斷裂之可能性變高。由此吾等認為，除了抑制在軟質層中微小的硬度不均，還同時滿足縮小軟質層與硬質層之遷移帶之板厚方向的硬度傾斜，可更提升彎曲性。
此外，表層軟化部以外(以下稱硬質層)之硬度不均不會影響彎曲性。由此看來，本發明優異處之一即為可將以往被視為不利於彎曲性之具有優異延性的DP鋼及TRIP(變態誘發塑性：Transformation Induced Plasticity)鋼等用於硬質層，不僅拉伸強度與彎曲性更可兼顧延性。
依所述製得之本發明之要旨如下。 (1)一種高強度鋼板，包含板厚中心部、與配置於該板厚中心部之單側或兩側的表層軟化部，且該高強度鋼板之拉伸強度為800MPa以上；該高強度鋼板之特徵在於：各表層軟化部具有大於10μm至板厚之30%以下的厚度，前述表層軟化部之平均維氏硬度係板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍且在0.90倍以下，前述表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下。 (2)如上述(1)之高強度鋼板，其更包含硬度遷移帶，係形成於前述板厚中心部與各表層軟化部之間且與該等相隣接，且該硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5000(ΔHv/mm)以下。 (3)如上述(1)或(2)之高強度鋼板，其中前述板厚中心部以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵。 (4)如上述(1)至(3)中任一項之高強度鋼板，其中前述板厚中心部以質量%計含有： C：0.05~0.8%、 Si：0.01~2.50%、 Mn：0.010~8.0%、 P：0.1%以下、 S：0.05%以下、 Al：0~3%、及 N：0.01%以下，且 剩餘部分由鐵及不可避免之不純物構成。 (5)如上述(4)之高強度鋼板，其中前述板厚中心部以質量%計更含有選自於由下述元素所構成群組中之至少一種元素： Cr：0.01~3%、 Mo：0.01~1%、及 B：0.0001%~0.01%。 (6)如上述(4)或(5)之高強度鋼板，其中前述板厚中心部以質量%計更含有選自於由下述元素所構成群組中之至少一種元素： Ti：0.01~0.2%、 Nb：0.01~0.2%、及 V：0.01~0.2%。 (7)如上述(4)至(6)中任一項之高強度鋼板，其中前述板厚中心部以質量%計更含有選自於由下述元素所構成群組中之至少一種元素： Cu：0.01~1%、及 Ni：0.01~1%。 (8)如上述(4)至(7)中任一項之高強度鋼板，其中前述表層軟化部之C量係前述板厚中心部之C量的0.30倍以上且0.90倍以下。 (9)如上述(5)至(8)中任一項之高強度鋼板，其中前述表層軟化部之Mn量、Cr量及Mo量的總和係前述板厚中心部之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.3倍以上。 (10)如上述(5)至(9)中任一項之高強度鋼板，其中前述表層軟化部之B量係前述板厚中心部之B量的0.3倍以上。 (11)如上述(7)至(10)中任一項之高強度鋼板，其中前述表層軟化部之Cu量及Ni量的總和係前述板厚中心部之Cu量及Ni量的總和的0.3倍以上。 (12)如上述(1)至(11)中任一項之高強度鋼板，其於前述表層軟化部表面更包含熔融鍍鋅層、合金化熔融鍍鋅層或電鍍鋅層。
發明效果 本發明高強度鋼板具有可適用作為汽車零件用素材之優異的彎曲加工性。因此，本發明高強度鋼板可適宜利用作為汽車零件用素材。並且，該高強度鋼板之板厚中心部與表層軟化部之間包含板厚方向的平均硬度變化在5000(ΔHv/mm)以下的硬度遷移帶時，可更提升彎曲加工性。又，板厚中心部以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵時，不僅可提升彎曲加工性還可提升延性。
用以實施發明之形態 以下針對本發明之實施形態進行說明。此外，本發明不受限於以下實施形態。
本發明之鋼板中，具有大於10μm至板厚之30%以下的厚度的表層軟化部的平均維氏硬度、更具體而言為表層軟化部整體之平均維氏硬度必須為板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍且在0.90倍以下。表層軟化部之厚度若在10μm以下則彎曲性無法獲得充分的改善，而若大於30%則拉伸強度劣化會很明顯。表層軟化部之厚度較佳為板厚的20%以下，更佳為10%以下。表層軟化部之平均維氏硬度若大於板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.90倍，則彎曲性無法獲得充分的改善。
本發明中「表層軟化部之平均維氏硬度」係如下而決定。首先，從板厚1/2位置起朝表面於板厚方向上以固定間隔(例如板厚的每5%，因應需要為每1%或每0.5%)，以壓入荷重100g重測定在某板厚方向位置之維氏硬度，然後從該位置起在板厚垂直方向上於與軋延方向平行之線上同樣地以壓入荷重100g重測定合計3點以上的維氏硬度，例如5點或10點的維氏硬度，並將該等平均値作為在該板厚方向位置之平均維氏硬度。此外，排列於板厚方向及軋延方向上之各測定點的間隔，可能的話宜設為壓痕4倍以上的距離。本說明書中「壓痕4倍以上的距離」意指測定維氏硬度時由金剛石壓頭產生之壓痕的矩形開口之對角線長度的4倍以上之距離。當在某板厚方向位置之平均維氏硬度為經同様方式測得之在板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.90倍以下時，係將比其位置更靠表面側定義為表層軟化部。於經上述定義出之表層軟化部內隨機測定10點維氏硬度並算出該等平均値，藉此決定表層軟化部之平均維氏硬度。表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍且在0.90倍以下可更提升彎曲性。更佳的是大於0.60倍且在0.85倍以下，又以大於0.60倍且在0.80倍以下更佳。
表層軟化部的奈米硬度的標準差必須在0.8以下。如前述，其係因藉由抑制表層軟化部之硬度不均可顯著提升彎曲性之故。當標準差大於0.8時，該效果即不充分。由該觀點來看，標準差較宜為0.6以下，且以0.4以下為更佳。雖無指定標準差的下限，但要設為0.05以下在技術上實為困難。會影響彎曲性的尤為表層軟化部之板厚垂直方向上微小的硬度不均，而於表層軟化部內在板厚方向上有和緩的硬度傾斜並不會阻礙本發明之效果。因此，奈米硬度的標準差必須在某板厚方向位置上於與板厚方向垂直之位置作測定。本發明中「表層軟化部之奈米硬度的標準差」係指以下標準差：在經以上定義出之表層軟化部的厚度1/2位置上於與板厚方向垂直且與軋延方向平行之線上，用Hysitron公司之tribo-900，以Berkovich形狀(三角錐形狀)之金剛石壓頭在80nm之壓入深度的條件下，相隔3μm之間隔測定共100處之奈米硬度，並從所得之奈米硬度之直方圖求得之標準差。
為了更提升高強度鋼板之彎曲性，硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化宜為5000(ΔHv/mm)以下。本發明中「硬度遷移帶」係如下定義。首先，從板厚1/2位置起朝表面於板厚方向上以固定間隔(例如板厚的每5%，因應需要為每1%或每0.5%)，以壓入荷重100g重測定在某板厚方向位置之維氏硬度，然後從該位置起在板厚垂直方向上於與軋延方向平行之線上同樣地以壓入荷重100g重測定合計3點以上的維氏硬度，例如5點或10點的維氏硬度，並將該等平均値作為在該板厚方向位置之平均維氏硬度。此外，排列於板厚方向及軋延方向上之各測定點的間隔，可能的話宜設為壓痕4倍以上的距離。當在某板厚方向位置之平均維氏硬度為經同様方式測得之在板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.95倍以下時，係將從該位置至先前定義之表層軟化部為止之區域定義為硬度遷移帶。
硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化(ΔHv/mm)係以下式定義。 平均硬度變化(ΔHv/mm)=(硬度遷移帶之維氏硬度的最大平均硬度)-(硬度遷移帶之維氏硬度的最小平均硬度)/硬度遷移帶的厚度
在此，硬度遷移帶之維氏硬度的最大平均硬度係硬度遷移帶內在各板厚方向位置之平均維氏硬度中最大的値，而硬度遷移帶之維氏硬度的最小平均硬度係硬度遷移帶內在各板厚方向位置之平均維氏硬度中最小的値。
當硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化大於5000(ΔHv/mm)時，會有彎曲性降低之情形。較佳為4000(ΔHv/mm)以下，更佳為3000(ΔHv/mm)以下，且以2000(ΔHv/mm)以下最佳。硬度遷移帶之厚度並未規定。然，當硬度遷移帶所佔板厚之比率大時會使拉伸強度降低，故硬度遷移帶宜以單面為板厚的20%以下。更佳為10%以下。
為不致使高強度鋼板之彎曲荷重變差，表層軟化部之平均維氏硬度須為板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍。若在0.60倍以下，則於彎曲加工時表層軟化部會大變形致使板厚中心部跑到彎曲外而於早期即產生裂痕，從而彎曲荷重會顯著變差。此外，在此所言彎曲荷重係指從鋼板採取60mm×60mm之試驗片，並依循德國汽車工業會(VDA)規格238-100，在衝頭曲率為0.4mm、輥徑為30mm、輥間距離為2×板厚+0.5(mm)、最大壓入衝程為11mm之條件下進行彎曲試驗所得之最大荷重。
圖1係顯示有關本發明較佳實施形態之高強度鋼板之硬度分布的一例。係顯示從板厚1mm之鋼板表面至板厚1/2位置為止之硬度分布。橫軸係板厚方向之位置(mm)，表面為0mm、板厚1/2位置為0.5mm。縱軸表示在各板厚方向位置之維氏硬度的5點平均。板厚1/2位置之維氏硬度為430Hv，比成為其0.90倍以下之點更靠表面側為表層軟化部，而成為0.95倍以下之點與表層軟化部之間的範圍為硬度遷移帶。
為提升高強度鋼板之延性，板厚中心部宜以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵。其係因殘留沃斯田鐵之變態誘發塑性可提升延性，故殘留沃斯田鐵之面積分率在10%以上可獲得15%以上之延性。使用該殘留沃斯田鐵之效果，則即便於不含軟質的肥粒鐵之情況下仍可確保15%以上的延性，故可促使板厚中心部的高強度化，而可兼顧高強度與高延性。此外，在此所言延性係指從鋼板採取與軋延方向呈直角之日本工業規格JIS5號試驗片，並依循JIS Z2241進行拉伸試驗而得之總延伸率。
接下來，針對為獲得本發明效果所期望之板厚中心部之化學組成進行記述。此外，有關元素含量之「%」只要無特別定義即指「質量%」。又，板厚中心部中在與表層軟化部之邊界附近，因與表層軟化部之合金元素的擴散，致使化學組成會有與離邊界很遠之位置相異的情形。譬如說，本發明高強度鋼板包含上述硬度遷移帶時，板厚中心部中在與該硬度遷移帶之邊界附近及離該邊界很遠之位置的化學組成會有不同的情形。為所述情形時，在板厚1/2位置附近測定之化學組成係如下規定。
「C：0.05~0.8%」 C係可提升鋼板強度之元素，係用以提升高強度鋼板之強度而添加。但，C含量若大於0.8%則靭性會不充分。又若C含量小於0.05%則強度會不充分。C含量宜在0.6%以下之範圍，且以在0.5%以下之範圍為佳。
「Si：0.01~2.50%」 Si係肥粒鐵穩定化元素，因可增加Ac3變態點故可在廣泛的退火溫度下形成大量的肥粒鐵，而以改善組織控制性之觀點作添加。為獲得所述效果，必須設Si量在0.01%以上。另一方面，由確保延性之觀點，若Si含量小於0.30%則會生成大量粗大的鐵系碳化物，而有無法令內部微觀組織的殘留沃斯田鐵組織分率為10%以上，致使延伸率降低之情形。由此觀點來看，Si下限値宜為0.30%以上，且以0.50%以上為佳。並且，Si亦為用以抑制板厚中心部之鐵系碳化物的粗大化以提高強度與成形性之必要元素。且，因可作為固熔強化元素有助於鋼板之高強度化而須添加。由該等觀點來看，Si之下限値宜為1%以上，且以1.2%以上為佳。然，Si含量若大於2.50%則板厚中心部會脆化致使延性變差，故設上限為2.50%。由確保延性之觀點，Si含量宜為2.20%以下，且以2.00%以下為佳。
「Mn：0.010~8.0%」 Mn係用以提高高強度鋼板之強度而添加。為獲得所述效果，須設Mn量為0.010%以上。然，若Mn含量大於8.0%則Mn偏析所致之鋼板表層的硬度分布會變大。由該觀點來看，宜為5.0%以下，且以4.0%為佳，3.0%以下更佳。
「P：0.1%以下」 P具有偏析於鋼板之板厚中央部的傾向，致使熔接部脆化。若大於0.1%則熔接部脆化會變顯著，故將其適當範圍限定在0.1%以下。雖未規定P含量的下限，但若設為小於0.001%則於經濟層面來說不利。
「S：0.05%以下」 S會對熔接性以及鑄造時及熱軋時之製造性帶來不好的影響。由此看來，設其上限値為0.05%以下。雖未規定S含量的下限，但若設為小於0.0001%則於經濟層面來說不利。
「Al：0~3%」 Al可作為脫氧劑發揮作用，而宜於脫氧步驟添加。為獲得所述效果，須設Al量為0.01%以上。另一方面，若Al量超過3%，則會提高連續鑄造時鋼胚裂痕之危險性。
「N：0.01%以下」 N會形成粗大氮化物致使彎曲性變差，故須抑制添加量。其係因若N大於0.01%則該傾向會變顯著，故設N含量範圍在0.01%以下。並且，N會致使於熔接時產生氣孔故宜少。N含量的下限値雖無特別限定即可發揮本發明之效果，但若設N含量小於0.0005%，則會導致製造成本大幅增加，故其為實質下限値。
「選自於由Cr：0.01~3%、Mo：0.01~1%及B：0.0001~0.01%所構成群組中之至少一種元素」 Cr、Mo及B係可有助於提升強度之元素，可用以取代一部分的Mn。Cr、Mo及B宜分別以0.01%以上、0.01%以上及0.0001%以上含有1種或2種以上。另一方面，若各元素的含量過多，則酸洗性或熔接性、熱加工性等會變差，故Cr、Mo及B含量宜分別為3%以下、1%以下及0.01%以下。
「選自於由Ti：0.01~0.2%、Nb：0.01~0.2%及V：0.01~0.2%所構成群組中之至少一種元素」 Ti、Nb及V係強化元素。利用析出物強化、抑制肥粒鐵結晶粒之成長所行細粒強化及透過抑制再結晶之差排強化可有助於提升鋼板強度。在此目的下進行添加時宜添加0.01%以上。然，其等含量若大於0.2%，則碳氮化物的析出會變多而致使成形性變差。
「選自於由Cu：0.01~1%及Ni：0.01~1%所構成群組中之至少一種元素」 Cu及Ni係可有助於提升強度之元素，可用以取代一部分的Mn。Cu及Ni宜分別以0.01%以上含有1種或2種。另一方面，各元素的含量若過多，則會有酸洗性或熔接性、熱加工性等變差之情形，故Cu及Ni含量宜為1.0%以下。
又，即便於板厚中心部蓄意或不可避免地添加以下元素亦不會阻礙本發明之效果。即為：O：0.001~0.02%、W：0.001~0.1%、Ta：0.001~0.1%、Sn：0.001~0.05%、Sb：0.001~0.05%、As：0.001~0.05%、Mg：0.0001~0.05%、Ca：0.001~0.05%、Zr：0.001~0.05%以及Y：0.001~0.05%、La：0.001~0.05%及Ce：0.001~0.05%等之REM(稀土族金属：Rare-Earth Metal)。
本發明鋼板有表層軟化部與板厚中心部之化學組成相異之情形。之後會再詳述，本發明之重要之處在於將表層製成幾乎為低溫變態組織(變韌鐵、麻田散鐵等)，並抑制肥粒鐵或波來鐵變態，藉以降低硬度不均。為所述情況時，表層軟化部之較佳化學組成如下。
「C：板厚中心部之C量的0.30倍以上且0.90倍以下並且在0.72%以下」 C係可提升鋼板強度之元素，係用以提升高強度鋼板之強度而添加。表層軟化部之C量宜為板厚中心部之C量的0.90倍以下。其係因要將表層軟化部之硬度降地比板厚中心部之硬度還低之故。若大於0.90倍，則表層軟化部之平均維氏硬度會有無法成為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.90倍以下之情形。較佳為表層軟化部之C量為板厚中心部之C量的0.80倍以下，且以0.70倍以下為佳。表層軟化部之C量必須為板厚中心部之C量的0.30倍以上。若小於0.30倍，則表層軟化部之平均維氏硬度會有無法成為板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍之情形。表層軟化部之C量為板厚中心部之C量的0.90倍以下時，板厚中心部之較佳C含量為0.8%以下，故表層軟化部之較佳C含量會成為0.72%以下。較佳為0.5%以下、0.3%以下更佳、最佳為0.1%以下。C量的下限並無特別規定。當使用工業用之極低C鋼時，其實質下限為0.001%左右，但由所謂固熔C量之觀點來看，亦可利用使用Ti或Nb等而完全排除固熔C之Interstitial Free鋼。
「Si：0.01~2.5%」 Si係可抑制麻田散鐵之回火軟化之元素，藉由添加可抑制回火所致之強度降低。為獲得所述效果，必須設Si量在0.01%以上。然，若添加大於2.5%則會使靭性變差，故設2.5%以下。
「Mn：0.01~8.0%」 Mn係用以提高高強度鋼板之強度而添加。為獲得所述效果，必須設Mn量為0.01%以上。然，若Mn含量大於8.0%則Mn偏析所致之鋼板表層的硬度分布會變大。由該觀點則宜為5%以下、且以3%以下為佳。
並且，表層軟化部之Mn量、Cr量及Mo量的總和宜為板厚中心部之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.3倍以上。其將於之後詳述，表層軟化部藉由將組織大部分製成低溫變態組織(變韌鐵及麻田散鐵等)即可降低硬度不均。可改善淬火性之Mn量、Cr量及Mo量的總和若比板厚中心部之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.3倍小，則易發生肥粒鐵變態，造成硬度不均。較佳為0.5倍以上、且以0.7倍以上更佳。而該等上限値並無規定。
「P：0.1%以下」 P會使熔接部脆化。若大於0.1%則熔接部脆化會變顯著，故將其適當範圍限定在0.1%以下。雖未規定P含量的下限，但若設為小於0.001%則於經濟層面來說不利。
「S：0.05%以下」 S會對熔接性以及鑄造時及熱軋時之製造性帶來不好的影響。由此看來，設其上限値為0.05%以下。雖未規定S含量的下限，但若設為小於0.0001%則於經濟層面來說不利。
「Al：0~3%」 Al可作為脫氧劑發揮作用，而宜於脫氧步驟添加。為獲得所述效果，須設Al量為0.01%以上。另一方面，若Al量超過3%，則會提高連續鑄造時鋼胚裂痕之危險性。
「N：0.01%以下」 N會形成粗大氮化物致使彎曲性變差，故須抑制添加量。其係因若N大於0.01%則該傾向會變顯著，故設N含量範圍在0.01%以下。並且，N會致使於熔接時產生氣孔故宜少。N含量的下限値雖無特別限定即可發揮本發明之效果，但若設N含量小於0.0005%，則會導致製造成本大幅增加，故其為實質下限値。
「選自於由Cr：0.01~3%、Mo：0.01~1%及B：0.0001~0.01%所構成群組中之至少一種元素」 Cr、Mo及B係可有助於提升強度之元素，可用以取代一部分的Mn。Cr、Mo及B宜分別以0.01%以上、0.01%以上及0.0001%以上含有1種或2種以上。另一方面，若各元素的含量過多，則酸洗性或熔接性、熱加工性等會變差，故Cr、Mo及B含量宜分別為3%以下、1%以下及0.01%以下。又，Cr與Mo和Mn之總和具有其較佳範圍，即如上所述。
又，表層軟化部之B量宜為板厚中心部之B量的0.3倍以上。可改善淬火性之B量若小於板厚中心部之B量的0.3倍，則易發生肥粒鐵變態，造成硬度不均。較佳為0.5倍以上、且以0.7倍以上更佳。而上限値並無規定。
「選自於由Ti：0.01~0.2%、Nb：0.01~0.2%及V：0.01~0.2%所構成群組中之至少一種元素」 Ti、Nb及V係強化元素。利用析出物強化、抑制肥粒鐵結晶粒之成長所行細粒強化及透過抑制再結晶之差排強化可有助於提升鋼板強度。在此目的下進行添加時宜添加0.01%以上。然，其等含量若大於0.2%，則碳氮化物的析出會變多而致使成形性變差。
「選自於由Cu：0.01~1%及Ni：0.01~1%所構成群組中之至少一種元素」 Cu及Ni係可有助於提升強度之元素，可用以取代一部分的Mn。Cu及Ni宜分別以0.01%以上含有1種或2種。另一方面，各元素的含量若過多，則會有酸洗性或熔接性、熱加工性等變差之情形，故Cu及Ni含量宜為1.0%以下。
又，表層軟化部之Cu量及Ni量的總和宜設為板厚中心部之Cu量及Ni量的總和的0.3倍以上。可改善淬火性之Cu量及Ni量的總和若小於板厚中心部之Cu量及Ni量的總和的0.3倍，則易生成肥粒鐵變態，造成硬度不均。較佳為0.5倍以上、且以0.7倍以上更佳。而該等上限値並無規定。
又，即便於表層軟化部蓄意或不可避免地添加以下元素亦不會阻礙本發明之效果。即為：O：0.001~0.02%、W：0.001~0.1%、Ta：0.001~0.1%、Sn：0.001~0.05%、Sb：0.001~0.05%、As：0.001~0.05%、Mg：0.0001~0.05%、Ca：0.001~0.05%、Zr：0.001~0.05%以及Y：0.001~0.05%、La：0.001~0.05%及Ce：0.001~0.05%等之REM(稀土族金属：Rare-Earth Metal)。
本發明之效果、亦即優異彎曲加工性及/或延性在即便於表層軟化部表面施有熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、電鍍鋅之情況下亦同樣可達成。
接著，說明用以製得本發明之高強度鋼板之製法的形態。以下說明意僅例示用以製得本發明之高強度鋼板之製法，而非意以如下說明之積層有2片鋼板而成之多層鋼板限定本發明之高強度鋼板。舉例而言，藉由將單層鋼板進行脫碳處理使其表層部分軟化，亦可製造由表層軟化部與板厚中心部構成之高強度鋼板。
本發明之重要之處即有降低表層的硬度不均。表層的硬度不均於表層中存在有肥粒鐵或波來鐵等較軟之組織與低溫變態組織(變韌鐵或麻田散鐵)兩者時會變大。利用以下製法說明本發明中將表層製成幾乎為低溫變態組織之方法。
於經將滿足上述板厚中心部之成分的表面進行脫脂之母材鋼板的單面或雙面，積層表層用鋼板。
對上述積層體(多層鋼板)施行熱軋或冷軋、連續退火、連續熔融鍍敷等，藉此可製得本發明之高強度鋼板、更具體而言為熱軋鋼板、冷軋鋼板、鍍敷鋼板。
譬如，製造本發明所包含之高強度鋼板中之熱軋鋼板之方法之特徵在於包含以下步驟： 形成多層鋼板之步驟，於母材鋼板的單面或雙面積層表層用鋼板來形成多層鋼板，其中該母材鋼板係用以構成具有以上說明之化學組成的板厚中心部，該表層用鋼板係用以構成具有同樣以上說明之化學組成的表層軟化部； 熱軋延步驟，係將前述多層鋼板以加熱溫度1100℃以上且1350℃以下加熱、較佳為於高於1150℃且於1350℃以下加熱後，進行熱軋延之步驟，並且前述熱軋延步驟包含粗軋延及完工溫度為800~980℃之完工軋延，前述粗軋延係在粗軋延溫度：1100℃以上、每道次之板厚減少率：5%以上且小於50%及道次間時間：3秒以上之條件下進行2次以上；以及捲取步驟，係將經熱軋延之多層鋼板於冷卻過程中以平均冷卻速度2.5℃/s以上在750℃~550℃為止之溫度中進行冷卻後，以捲取溫度550℃以下進行捲取。
當使元素擴散於母材鋼板與表層用鋼板之間，以於兩者之間形成板厚方向的平均硬度變化在5000(ΔHv/mm)以下的硬度遷移帶時，宜於上述熱軋延步驟中將多層鋼板以加熱溫度1100℃以上且1350℃以下加熱2小時以上，且較佳為以大於1150℃且於1350℃以下加熱2小時以上。
為了令高強度鋼板之板厚中心部的殘留沃斯田鐵以面積分率計為10%以上以提升該高強度鋼板之延性，宜包含以下步驟來取代上述規定之熱軋延後的步驟：將經熱軋延之多層鋼板於冷卻過程中於700℃~500℃之溫度下保持3秒以上，接著於母材鋼板之麻田散鐵變態開始溫度Ms以上且變韌鐵變態開始溫度Bs以下之溫度下進行捲取之步驟。 於此， Bs(℃)=820-290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al Ms(℃)=541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al 於此，C、Si、Mn、Cr、Ni及Al係前述母材鋼板之各元素的含量[質量%]，Sf係前述母材鋼板之肥粒鐵的面積分率。
針對各步驟進行詳細說明，為製得熱軋鋼板，首先將經上述方法製出之多層鋼板以加熱溫度1100℃以上、較佳為大於1150℃且於1350℃以下加熱。為抑制鑄造所造成之結晶方位的各向異性，宜設鋼胚的加熱溫度為1100℃以上。另一方面，鋼胚之加熱溫度若於高於1350℃則進行加熱需投入大量能量，致使製造成本大幅增加，故設為1350℃以下。又，為了將表層軟化部之奈米硬度的標準差控制在0.8以下，並且為了在硬度遷移帶存在時賦予其緩和的硬度變化，需控制使合金元素、尤其係C原子的濃度和緩分布。C濃度之分布係由C原子之擴散而得，C原子之擴散頻率越高溫會越增加。因此，為控制C濃度，從熱軋加熱到粗軋延之控制即很重要。於熱軋加熱時，為促進C原子之擴散，必須使加熱溫度高溫化，而宜為1100℃以上且1350℃以下、較佳為高於1150℃且於1350℃以下。於熱軋加熱時即會產生圖2所示之(i)及(ii)之變化。(i)為C原子從板厚中心部擴散到表層軟化部之C原子的擴散，(ii)為C從表層軟化部脫離到外部之C的脫碳反應。藉由此(i)與(ii)之C原子的擴散與脫離反應之平衡而於C濃度產生分布。若低於1100℃，則(i)的反應會不足，而無法獲得較佳的C濃度分布。另一方面若高於1350℃，則(ii)的反應過度，同様地無法獲得較佳的濃度分布。
並且，除了藉由調節熱軋加熱溫度以控制成較佳的C濃度分布，進而為了獲得最佳的C濃度分布，控制粗軋延中的道次極其重要。粗軋延係在粗軋延溫度：1100℃以上、每道次之板厚減少率：5%以上且小於50%及道次間時間：3秒以上之條件下進行2次以上。其係因於粗軋延導入之應變會促進圖2中之(i)的C原子擴散之故。假設將經於熱軋加熱將C濃度控制成較佳狀態之鋼胚以一般方法進行粗軋延及完工軋延時，板厚即會於C原子無法充分擴散於表層軟化部內之狀態下減少。因此，從具有厚度大於200mm之鋼胚以一般方法之熱軋製造厚度數mm之熱軋鋼板時，會製出C濃度在表層軟化部急遽變化之鋼板，而無法獲得緩和的硬度變化。上述控制粗軋延之道次即為為解決此情事所想出之方法。不僅溫度，C原子之擴散還會大大影響應變(差排密度)。尤其係相較於晶格擴散，差排擴散時擴散頻率會提高至10倍以上，而殘留差排密度，從而須進行利用軋延使板厚變薄之處理。圖3的曲線1係顯示粗軋延之每道次的板厚減少率小時在軋延道次後之差排密度變化，可知即便經過長時間仍殘存有應變。如上述經過長時間使應變殘存於表層軟化部，可使表層軟化部內之C原子充分擴散，而獲得最佳的C濃度分布。另一方面，曲線2係板厚減少率大時之差排密度的變化，經軋延導入之應變量變高時，會易促進恢復，而使差排密度急遽降低。因此，為獲得最佳的C濃度分布，必須不產生如曲線2之差排密度的變化。由此觀點來看，每道次之板厚減少率上限為小於50%。此外，為促進C原子在表層軟化部之擴散，必須確保某量之差排密度與保持時間，故須確保板厚減少率之下限為5%，且道次間時間為3秒以上。
又，欲形成硬度遷移帶時，係設鋼胚之加熱時間為2小時以上。其係因於鋼胚加熱中可使元素在母材鋼板與表層用鋼板之間擴散，從而縮小形成於兩者之間的硬度遷移帶的平均硬度變化之故。加熱時間若短於2小時，則硬度遷移帶的平均硬度變化會不夠小。雖未規定加熱時間的上限，但加熱8小時以上需大量加熱能，而由成本面來說不理想。
加熱鋼胚後進行熱軋延。熱軋延之完成溫度(完工溫度)若低於800℃，則軋延反作用力會提高，而難以穩定製得指定之板厚。因此，設熱軋延的完成溫度為800℃以上。另一方面，若設熱軋延的完成溫度高於980℃，則於從鋼胚加熱結束至熱軋延完成為止之步驟中需設置加熱鋼板之裝置，而造成成本高騰，故設熱軋延的完成溫度為980℃以下。
之後，於冷卻過程中，以平均冷卻速度2.5℃/s以上在750℃~550℃為止之溫度中冷卻。其為本發明中重要的條件，係用以將表層軟化部之大部分製成低溫變態組織以降低硬度不均之必要步驟。當平均冷卻速度比2.5℃/s慢時，於表層軟化部會發生肥粒鐵變態或波來鐵變態，造成硬度不均。較佳為5℃/s以上、且以10℃/s以上更佳。若溫度高於750℃，則不易發生肥粒鐵變態或波來鐵變態，故無規定平均冷卻速度。若溫度低於550℃，則會變態成低溫變態組織，故無規定平均冷卻速度。
設捲取溫度為550℃以下。若溫度高於550℃，於表層軟化部會發生肥粒鐵變態或波來鐵變態，造成硬度不均。較佳為500℃以下、且以300℃以下更佳。
另一方面，為了令高強度鋼板之板厚中心部的殘留沃斯田鐵以面積分率計為10%以上以提升該高強度鋼板之延性，係於上述熱軋延後，於冷卻過程中在700℃~500℃之間的溫度下保持3秒以上。其為本發明中重要的條件，係僅使表層之軟質層進行肥粒鐵變態以降低硬度不均之必要步驟。若溫度在700℃以上會使肥粒鐵變態延遲，故無法令表層為肥粒鐵。若在500℃以下則表層的一部分會變成低溫變態組織。具有肥粒鐵與低溫變態組織之多數組織時會致使表層之硬度不均，故設保持溫度為500℃以上。設保持時間為3秒以上。為使表層之肥粒鐵變態充分進行，須保持3秒以上。較佳為保持時間在5秒以上、且以10秒以上更佳。
捲取溫度係母材鋼板之變韌鐵變態溫度區之溫度、意即母材鋼板之麻田散鐵變態開始溫度Ms以上且變韌鐵變態開始溫度Bs以下之溫度。其係因可使母材鋼板生成變韌鐵或麻田散鐵而製成高強度鋼，並使殘留沃斯田鐵穩定化之故。如上述，本發明特徴之一，即藉由改變母材鋼板與表層用鋼板之變態的時間點來製得於表層產生之硬度不均小的組織。此外，本發明中，麻田散鐵變態開始溫度Ms及變韌鐵變態開始溫度Bs係經以下式算出。 Bs(℃)=820-290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al Ms(℃)=541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al 於此，C、Si、Mn、Cr、Ni及Al係母材鋼板之各元素的含量[質量%]，Sf係母材鋼板之肥粒鐵的面積分率。
此外，要求得鋼板製造中之肥粒鐵的面積分率係很困難的，因此於本發明中係使用在計算Bs及Ms時，採取要進入退火步驟前之冷軋板並以與退火步驟相同溫度履歴進行退火後而得之肥粒鐵的面積分率。
接著，說明製得本發明所包含之高強度鋼板中之冷軋鋼板之方法。製造該冷軋鋼板之方法之特徵在於包含以下步驟： 形成多層鋼板之步驟，於母材鋼板的單面或兩面積層表層用鋼板來形成多層鋼板，其中該母材鋼板係用以構成具有以上說明之化學組成的板厚中心部，該表層用鋼板係用以構成具有同樣以上說明之化學組成的表層軟化部； 熱軋延及冷軋延之步驟，係將前述多層鋼板於加熱溫度1100℃以上且1350℃以下、較佳為於大於1150℃且於1350℃以下加熱後，進行熱軋延及冷軋延，並且前述熱軋延包含粗軋延及完工溫度為800~980℃之完工軋延，前述粗軋延係在粗軋延溫度：1100℃以上、每道次之板厚減少率：5%以上且於50%及道次間時間：3秒以上之條件下進行2次以上；以及冷卻步驟，係將經軋延之多層鋼板於前述表層用鋼板之Ac3點-50℃以上且前述母材鋼板之Ac3點-50℃以上並且900℃以下之溫度下保持5秒以上，接著以平均冷卻速度2.5℃/s以上從750℃冷卻至550℃以下為止。 於此， Ac3=910-203√C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu-15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+400Al・・(式1) 於此，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V及Al係各元素的含量[質量%]。
當使元素擴散於母材鋼板與表層用鋼板之間，以於兩者之間形成板厚方向的平均硬度變化在5000(ΔHv/mm)以下的硬度遷移帶時，宜將上述多層鋼板以加熱溫度1100℃以上且1350℃以下或大於1150℃且於1350℃以下加熱2小時以上後進行熱軋延及冷軋延。
並且，為了令高強度鋼板之板厚中心部的殘留沃斯田鐵以面積分率計為10%以上以提升該高強度鋼板之延性，宜包含以下步驟來取代上述規定之冷軋延後的步驟：使經軋延後的多層鋼板通過連續退火產線進行退火之步驟，並且該連續退火產線中之退火宜包含以下步驟： 首先，將上述多層鋼板於700℃以上且900℃以下之加熱溫度下保持5秒以上； 接著，任意選擇進行預備冷卻，使前述多層鋼板從前述加熱溫度至上述母材鋼板的Bs點以上且小於Ac3點-20℃之預備冷卻停止溫度為止停留5秒以上且少於400秒；然後，將前述多層鋼板以10℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至前述母材鋼板的Ms-100℃以上且低於Bs之冷卻停止溫度為止；及然後，使前述多層鋼板在前述母材鋼板的Ms-100℃以上之溫度區中停留30秒以上且600秒以下。 Ac3(℃)=910-203√C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu-15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+400Al・・(式1) Bs(℃)=820-290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al・・(式2) Ms(℃)=541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al・・(式3) 於此，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V及Al係前述母材鋼板之各元素的含量[質量%]，Sf係前述母材鋼板之肥粒鐵的面積分率。
針對各步驟進行詳細說明，首先如在製造熱軋鋼板之方法中所說明，將經上述方法製出之多層鋼板以加熱溫度1100℃以上且1350℃以下、或大於1150℃且於1350℃以下加熱，然後熱軋延，並以例如捲取溫度20℃以上且700℃以下進行捲取。接著，將依上述製出之熱軋鋼板進行酸洗。酸洗係用以去除熱軋鋼板表面的氧化物之處理，可進行一次，也可分多次進行。欲形成硬度遷移帶時，首先宜將多層鋼板以加熱溫度1100℃以上且1350℃以下、或大於1150℃且於1350℃以下加熱2小時以上。其係因在加熱中可使元素在母材鋼板與表層用鋼板之間擴散，從而縮小形成於兩者之間的硬度遷移帶的平均硬度變化之故。加熱時間若短於2小時，則硬度遷移帶的平均硬度變化會不夠小。接著，將依上述製出之熱軋鋼板進行酸洗。酸洗係用以去除熱軋鋼板表面的氧化物之處理，可進行一次，也可分多次進行。
於冷軋延中，若軋縮率合計大於85%，則母材鋼板會喪失延性，致使母材鋼板在冷軋延中斷裂之危險性變高，故軋縮率合計宜在85%以下。另一方面，為使在退火步驟中軟質層的再結晶充分進行，宜設軋縮率合計為20%以上、且設為30%以上更佳。於冷軋前為了降低冷軋荷重，亦可以700℃以下之溫度進行退火。
接著針對退火進行說明，於退火中為了降低表層軟化部之硬度不均，將表層軟化部之大部分組織製成低溫變態組織來抑制肥粒鐵變態或波來鐵變態很重要。此外，只要表層用鋼板之化學組成滿足上述適當範圍，即可將表層軟化部整體製成低溫變態組織，而無表層軟化部之平均維氏硬度比板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.90倍高之虞。
在表層用鋼板的Ac3點-50℃以上且在母材鋼板的Ac3點-50℃以上並且900℃以下之溫度下保持5秒以上。設為母材鋼板的Ac3點-50℃以上之理由係因藉由將母材鋼板加熱成肥粒鐵與沃斯田鐵之2相區域或加熱成沃斯田鐵單相區域，可藉由之後的熱處理獲得變態組織而獲得所需之強度。若溫度比其低則強度會顯著降低。設為表層用鋼板Ac3點-50℃以上之理由係因藉由將表層加熱成肥粒鐵與沃斯田鐵之2相區域或加熱成沃斯田鐵單相區域，可藉由之後的熱處理將大部分製成低溫變態組織從而降低硬度不均。若溫度比其低則硬度不均會變大。若加熱至900℃以上，則硬質層的舊γ粒徑會粗大化致使靭性變差，故不佳。
之後，以平均冷卻速度2.5℃/s以上從750℃冷卻至550℃以下為止。其為本發明中重要的條件，係用以將表層軟化部之大部分製成低溫變態組織以降低硬度不均之必要步驟。當平均冷卻速度比2.5℃/s慢時，於表層軟化部會發生肥粒鐵變態或波來鐵變態，造成硬度不均。較佳為5℃/s以上、且以10℃/s以上更佳。若溫度高於750℃，則不易發生肥粒鐵變態或波來鐵變態，故無規定平均冷卻速度。若溫度低於550℃，則會變態成低溫變態組織，故無規定平均冷卻速度。
若在550℃以下，可以固定冷卻速度冷卻至室溫為止，亦可藉由保持在200℃~550℃左右之溫度下使變韌鐵變態進行、或將麻田散鐵回火。惟，若長時間在300℃~550℃下保持，則有致使強度降低之可能性，故若欲在該溫度下保持則保持時間宜為600秒以下。
為了令高強度鋼板之板厚中心部的殘留沃斯田鐵以面積分率計為10%以上以提升該高強度鋼板之延性，宜實施以下退火及冷卻來取代以上說明之退火及冷卻。首先，於退火中，係在700℃以上至900℃以下為止進行加熱並保持5秒以上。設為700℃以上之理由係為使軟化層的再結晶充分進行以使未再結晶分率降低，從而降低硬度不均之故。若溫度低於700℃則軟化層的硬度不均會變大。若加熱至900℃以上，則硬質層的舊γ粒徑會粗大化致使靭性變差，故不佳。而須在加熱溫度下保持5秒以上。保持時間若在5秒以下，母材鋼板之沃斯田鐵變態的進行即不充分，致使強度降低顯著。並且，軟化層的再結晶會不充分，表層的硬度不均亦大。由該等觀點來看，保持時間宜為10秒以上。更佳為20秒以上。
退火係例如使經軋延之多層鋼板通過連續退火產線來進行。於此，於連續退火產線中之退火包含以下步驟：首先，將多層鋼板於700℃以上且900℃以下之加熱溫度下保持5秒以上；接著，任意選擇進行預備冷卻，使多層鋼板從該加熱溫度至母材鋼板的Bs點以上且小於Ac3點-20℃之預備冷卻停止溫度為止停留5秒以上且少於400秒。所述預備冷卻步驟可因應需要進行，亦可不進行該預備冷卻步驟即進行後續的冷卻步驟。
進行任意選擇之預備冷卻步驟後，於連續退火產線中之退火包含以下步驟：將多層鋼板以10℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至母材鋼板的Ms-100℃以上且小於Bs之冷卻停止溫度為止；及，接著，將多層鋼板於母材鋼板的Ms-100℃以上之溫度區、較佳為於300℃以上且500℃以下之溫度區中停留30秒以上且600秒以下。該停留中可因應需要多次任意進行加熱及冷卻。為了使殘留沃斯田鐵穩定化，此停留時間很重要。所需停留時間若少於30秒，則難以製得10%以上的殘留沃斯田鐵。另一方面，若在600秒以上，則組織整體會軟質化而難以獲得充分的強度。此外，本發明中，Ac3、Bs及Ms係經以下式算出。 Ac3(℃)=910-203√C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu-15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+400Al・・(式1) Bs(℃)=820-290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al Ms(℃)=541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al 於此，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V及Al係母材鋼板之各元素的含量[質量%]，Sf係母材鋼板之肥粒鐵的面積分率。
此外，要求得鋼板製造中之肥粒鐵的面積分率係很困難的，因此於本發明中係使用在計算Bs及Ms時，採取要進入退火步驟前之冷軋板並以與退火步驟相同溫度履歴進行退火後而得之肥粒鐵的面積分率。
之後，施行熔融鍍鋅時，鍍敷浴溫度可為以往即適用之條件，例如可適用440℃~550℃等之條件。並且，施行熔融鍍鋅後，進行加熱合金化處理以製作合金化熔融鍍鋅鋼板時，該合金化的加熱溫度可為以往即適用之條件，例如可適用400℃~600℃等之條件。合金化的加熱方式並無特別限定，可使用利用燃燒氣體直接加熱、或誘導加熱、直接通電加熱等視以往之熔融鍍敷設備而定之加熱方式。
於合金化處理後，將鋼板冷卻至200℃以下，並因應需要施行調質軋延。
製造電鍍鋅鋼板時例如有以下方法：於鍍敷的前處理施行鹼脫脂、水洗、酸洗以及水洗，之後使用液循環式電鍍裝置對前處理後的鋼板使用由硫酸鋅、硫酸鈉、硫酸所構成之物作為鍍敷浴，以電流密度100A/dm2左右進行電解處理至成為預定鍍敷厚度為止。
最後針對表層用鋼板記述其較佳成分。本發明鋼板有表層軟化部與板厚中心部之化學組成相異之情形。為所述情況時，構成表層軟化部之表層用鋼板之較佳化學組成如下。
表層用鋼板之C量宜為母材鋼板之C量的0.30倍以上且0.90倍以下。其係因要將表層用鋼板之硬度降地比母材鋼板之硬度還低之故。若大於0.90倍，則於最後製得之高強度鋼板中表層軟化部之平均維氏硬度會有無法成為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.90倍以下之情形。較佳為表層用鋼板之C量為母材鋼板之C量的0.85倍以下、更宜為0.80倍以下。
表層用鋼板之Mn量、Cr量及Mo量的總和宜為母材鋼板之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.3倍以上。可改善淬火性之Mn量、Cr量及Mo量的總和若比母材鋼板之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.3倍小，則難以生成低溫變態組織，造成硬度不均。較佳為0.5倍以上、且以0.7倍以上更佳。
表層用鋼板之B量宜為母材鋼板之B量的0.3倍以上。可改善淬火性之B量若小於母材鋼板的0.3倍，則難以生成低溫變態組織，而造成硬度不均。較佳為0.5倍以上、且以0.7倍以上更佳。
表層用鋼板之Cu量及Ni量的總和宜設為母材鋼板之Cu量及Ni量的總和的0.3倍以上。可改善淬火性之Cu量及Ni量的總和若小於母材鋼板之Cu量及Ni量的總和的0.3倍，則難以生成低溫變態組織，而造成硬度不均。較佳為0.5倍以上、且以0.7倍以上更佳。
表層用鋼板除上述元素以外，亦可具有：Si、P、S、Al、N、Cr、B、Ti、Nb、V、Cu、Ni、O、W、Ta、Sn、Sb、As、Mg、Ca、Y、Zr、La、Ce。上述元素之較佳組成範圍與板厚中心部之較佳範圍相同。
接下來，記述本發明之鋼組織的鑑定方法。鋼組織可於500倍~10000倍之倍率下觀察鋼板之與軋延方向及厚度方向平行之截面及/或與軋延方向垂直之截面來鑑定。譬如，切出鋼板後，利用機械研磨將表面加工成鏡面後，用硝太蝕劑(nital)試藥顯現出鋼組織。之後，用掃描型電子顯微鏡(SEM：scanning electron microscope)觀察從表面起算之深度為該鋼板厚度1/2左右之區域的鋼組織。藉此即可測定母材鋼板之肥粒鐵的面積分率。又，於本發明中，板厚中心部之殘留沃斯田鐵的面積分率係利用X射線測定並如下進行而決定。首先，用機械研磨及化學研磨去除從鋼板表面起至該鋼板厚度1/2為止之部分，並對該經化學研磨之面使用MoKα線作為特性X射線來測定。然後，從體心立方晶格(bcc)相的(200)及(211)、以及面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)及(311)之繞射峰的積分強度比，用下式來算出板厚中心部之殘留沃斯田鐵的面積分率。 Sγ=(I200f +I220f +I311f )/(I200b +I211b )×100 (Sγ係板厚中心部之殘留沃斯田鐵的面積分率，I200f 、I220f 及I311f 分別表示fcc相的(200)、(220)及(311)之繞射峰的強度，I200b 及I211b 分別表示bcc相的(200)及(211)之繞射峰的強度) 實施例
本實施例中，係對所製得之各製品實施維氏硬度試驗、奈米硬度試驗、拉伸試驗、V彎曲試驗及彎曲荷重試驗。
平均維氏硬度係如下進行而決定。首先，從板厚1/2位置起朝表面於板厚方向上以板厚的5%間隔，以壓入荷重100g重測定在某板厚方向位置之維氏硬度，然後從該位置起在板厚垂直方向上於與軋延方向平行之線上同樣地以壓入荷重100g重測定合計5點的維氏硬度，並將該等平均値作為在該板厚方向位置之平均維氏硬度。此外，排列於板厚方向及軋延方向上之各測定點的間隔為壓痕4倍以上的距離。當在某板厚方向位置之平均維氏硬度為經同様方式測得之在板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.90倍以下時，即將比其位置更靠表面側定義為表層軟化部。表層軟化部整體之平均維氏硬度係在經上述定義出之表層軟化部內隨機測定10點的維氏硬度，並將該等平均而求得。
又，以本說明書內規定之方法求取表層軟化部的厚度來決定相對於板厚之比率。同様地以本說明書內規定之方法來決定硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化之値。
表層軟化部的奈米硬度係在從表面起算表層軟化部厚度1/2位置於板厚垂直方向上測定100點奈米硬度，並將該等値之標準差作為表層軟化部之奈米硬度的標準差。
拉伸強度TS及延伸率(%)係在與軋延方向呈直角之方向上取長軸並做出JIS Z 2201記載之5號試驗片後，依循JIS Z 2241進行測定。
又，臨界彎曲半徑R係以使相對於軋延方向呈垂直之方向為長邊方向(彎曲稜線與軋延方向一致)來做出JIS Z2204之1號試驗片後，依循JIS Z2248進行V彎曲試驗。將僅單面具表層軟化部之試樣彎曲成具表層軟化部之面成彎曲外側。設衝模與衝頭之角度為60°並以0.5mm單位變更衝頭之前端半徑來進行彎曲試驗，而求得可不致使龜裂產生進行彎曲之衝頭前端半徑作為臨界彎曲半徑R。
又，彎曲荷重試驗係從鋼板採取60mm×60mm之試驗片，並依循德國汽車工業會(VDA)規格238-100，在衝頭曲率為0.4mm、輥徑為30mm、輥間距離為2×板厚+0.5(mm)、最大壓入衝程為11mm之條件下實施彎曲試驗，測定此時最大荷重(N)來進行。本實施例中，係將彎曲荷重(N)大於板厚(mm)的3000倍時評估為合格。
[實施例A] 對具有表1所示化學組成之板厚20mm的連續鑄造鋼胚(母材鋼板)研削表面去除表面氧化物後，於其單面或雙面利用電弧熔接積層具有表1所示化學組成之表層用鋼板。表層用鋼板的厚度相對於板厚之比率如表1「表層用鋼板(單側)之比率(%)」所示。將其於表2所示加熱溫度、完工溫度、捲取溫度之條件下進行熱軋而製得積層熱軋鋼板。為用以將熱軋鋼板製成製品之供試材時，係將在熱軋之700℃~500℃中之保持時間刻意控制成表2所示之値。欲將冷軋鋼板製成製品時，係在之後進行酸洗、50%的冷軋並於表2所示條件下進行退火。
此外，對所製得之製品實際上測定從表層至板厚2%之位置的化學組成與板厚1/2位置的化學組成後，分別與表1所示母材鋼板及表層用鋼板之化學組成幾乎無變化。
[表1-1]
[表1-2]
[表2-1]
[表2-2]
[表2-3]
[表2-4]
參照表2譬如可知，比較例7、27及28之鋼板雖然滿足表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍且在0.90倍以下之要件，但表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9，亦即未滿足0.8以下之要件。結果該等比較例之鋼板的臨界彎曲半徑R為2.5mm。與其相對，滿足上述2個要件之本發明實施例的鋼板的臨界彎曲半徑R小於2mm，且尤為1.5mm或1mm。因此，可知相較於僅於板厚中心部組合了比其更軟之表層軟化部的鋼板，藉由將表層軟化部之硬度不均控制在預定範圍內可顯著改善鋼板的彎曲性。
又，參照比較例4的熱軋鋼板，於令熱軋延後之冷卻過程中於750℃~550℃中之保持時間為1秒時，表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.57倍，表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9，臨界彎曲半徑R為2.5mm。與其相對，除了令保持時間為5秒及令捲取溫度為180℃外依與比較例4相同方式製出之實施例3的熱軋鋼板，其表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.86倍，表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.5，臨界彎曲半徑R為1mm。
又，參照實施例5及8的冷軋鋼板，為了滿足以下要件：在表層用鋼板的Ac3點-50℃以上且母材鋼板的Ac3點-50℃以上並且900℃以下之溫度下保持5秒以上、及從750℃至550℃以下為止之平均冷卻速度為2.5℃/s以上，適當選擇退火時的溫度、保持時間及平均冷卻速度，藉此可抑制表層軟化部之硬度不均(表層軟化部之奈米硬度的標準差：0.4或0.5)，結果可知可顯著改善冷軋鋼板之彎曲性(臨界彎曲半徑R為1.5mm)。另一方面，未滿足上述要件之比較例6、7及9的冷軋鋼板，其表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9，臨界彎曲半徑R為2.5mm。
又，在熱軋延中未於粗軋延溫度：1100℃以上、每道次之板厚減少率：5%以上且小於50%及道次間時間：3秒以上之條件下實施2次以上粗軋延而製出之鋼板，其臨界彎曲半徑R高及/或彎曲荷重低，而無法達成充分的彎曲加工性。
[實施例B：形成硬度遷移帶] 對具有表3所示化學組成之板厚20mm的連續鑄造鋼胚(母材鋼板)研削表面去除表面氧化物後，於其單面或雙面利用電弧熔接積層具有表1所示化學組成之表層用鋼板。表層用鋼板的厚度相對於板厚之比率如表3「表層用鋼板(單側)之比率(%)」所示。將其於表4所示加熱溫度、加熱時間、完工溫度、捲取溫度之條件下進行熱軋而製得積層熱軋鋼板。為用以將熱軋鋼板製成製品之供試材時，係將熱軋之750℃~550℃的平均冷卻速度刻意控制成表4所示之値。欲將冷軋鋼板製成製品時，係在之後進行酸洗、50%的冷軋並於表4所示條件下進行退火。
此外，對所製得之製品實際上測定從表層至板厚2%之位置的化學組成與板厚1/2位置的化學組成後，分別與表3所示母材鋼板及表層用鋼板之化學組成幾乎無變化。
[表3-1]
[表3-2]
[表4-1]
[表4-2]
[表4-3]
[表4-4]
參照表4譬如可知，比較例107、128及129的鋼板滿足表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍且在0.90倍以下之要件，並滿足硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5000(ΔHv/mm)以下之要件，但表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9，亦即未滿足0.8以下之要件。結果該等比較例之鋼板的臨界彎曲半徑R為2.5mm。另一方面，實施例110滿足表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍且在0.90倍以下之要件，並滿足表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下之要件，但硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5015(ΔHv/mm)，亦即大於5000(ΔHv/mm)。結果實施例110之鋼板的臨界彎曲半徑R為1.5mm。與其相對，滿足「表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍且在0.90倍以下」及「表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下」之2個要件且「硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5000(ΔHv/mm)以下」之實施例的鋼板，其臨界彎曲半徑R為1mm。因此，可知相較於僅於板厚中心部組合了比其更軟之表層軟化部等，且僅將表層軟化部之硬度不均及硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化之其中一者控制於特定範圍內之鋼板，藉由將表層軟化部之硬度不均及硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化兩者控制於特定範圍內可顯著改善鋼板的彎曲性。
又，參照比較例104的熱軋鋼板，於令熱軋延後之冷卻過程中於750℃~550℃中之保持時間為1秒時，表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9，臨界彎曲半徑R為2.5mm。與其相對，除了令保持時間為5秒及令捲取溫度為180℃外依與比較例104相同方式製出之實施例103的熱軋鋼板，其表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.5，臨界彎曲半徑R為1mm。
又，參照實施例105及108的冷軋鋼板，為了滿足以下要件：在表層用鋼板的Ac3點-50℃以上且母材鋼板的Ac3點-50℃以上並且900℃以下之溫度下保持5秒以上、及以平均冷卻速度2.5℃/s以上從750℃冷卻至550℃以下，適當選擇退火時的溫度、保持時間及平均冷卻速度，藉此可抑制表層軟化部之硬度不均(表層軟化部之奈米硬度的標準差：0.4或0.5)，結果可知可顯著改善冷軋鋼板之彎曲性(臨界彎曲半徑R為1mm)。另一方面，未滿足上述要件之比較例106、107及109的冷軋鋼板，其表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9，臨界彎曲半徑R為2.5mm。
又，在熱軋延中未於粗軋延溫度：1100℃以上、每道次之板厚減少率：5%以上且小於50%及道次間時間：3秒以上之條件下實施2次以上粗軋延而製出之鋼板，其臨界彎曲半徑R高及/或彎曲荷重低，而無法達成充分的彎曲加工性。
[實施例C：形成以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵的板厚中心部] 對具有表5所示化學組成之板厚20mm的連續鑄造鋼胚(母材鋼板)研削表面去除表面氧化物後，於其單面或雙面利用電弧熔接積層具有表5所示化學組成之表層用鋼板。將其於表6所示加熱溫度、完工溫度、捲取溫度之條件下進行熱軋而製得積層熱軋鋼板。為用以將熱軋鋼板製成製品之供試材時，係將在熱軋之700℃~500℃中之保持時間刻意控制成表6所示之値。為將冷軋鋼板製成製品時，係在之後進行酸洗，且以表6所示冷軋率進行冷軋，並於表6所示條件下進行退火。
此外，對所製得之製品實際上測定從表層至板厚2%之位置的化學組成與板厚1/2位置的化學組成後，分別與表5所示母材鋼板及表層用鋼板之化學組成幾乎無變化。
[表5-1]
[表5-2]
[表5-3]
[表5-4]
[表6-1]
[表6-2]
[表6-3]
[表6-4]
[表6-5]
[表6-6]
當拉伸強度在800MPa以上、臨界彎曲半徑R小於2mm、彎曲荷重(N)大於板厚(mm)的3000倍時，評估為具優異彎曲性之高強度鋼板(表6中的實施例)。並且延伸率為15%以上時評估為彎曲性及延性優異之高強度鋼板(表6中的實施例201~241)。另一方面，當未滿足「拉伸強度在800MPa以上」、「臨界彎曲半徑R小於2mm」及「彎曲荷重(N)大於板厚(mm)的3000倍」之性能中任一者時，即評估為比較例。
又，在熱軋延中未於粗軋延溫度：1100℃以上、每道次之板厚減少率：5%以上且小於50%及道次間時間：3秒以上之條件下實施2次以上粗軋延而製出之鋼板，其臨界彎曲半徑R高及/或彎曲荷重低，而無法達成充分的彎曲加工性。
[實施例D：形成硬度遷移帶及以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵的板厚中心部] 對具有表7所示化學組成之板厚20mm的連續鑄造鋼胚(母材鋼板)研削表面去除表面氧化物後，於其單面或雙面利用電弧熔接積層具有表7所示化學組成之表層用鋼板。將其於表8所示加熱溫度、加熱時間、完工溫度、捲取溫度之條件下進行熱軋而製得積層熱軋鋼板。為用以將熱軋鋼板製成製品之供試材時，係將在熱軋之700℃~500℃中之保持時間刻意控制成表8所示之値。為將冷軋鋼板製成製品時，係在之後進行酸洗，且以表8所示冷軋率進行冷軋，並於表8所示條件下進行退火。
此外，對所製得之製品實際上測定從表層至板厚2%之位置的化學組成與板厚1/2位置的化學組成後，分別與表7所示母材鋼板及表層用鋼板之化學組成幾乎無變化。
[表7-1]
[表7-2]
[表7-3]
[表7-4]
[表8-1]
[表8-2]
[表8-3]
[表8-4]
[表8-5]
[表8-6]
當拉伸強度在800MPa以上、臨界彎曲半徑R小於2mm、彎曲荷重(N)大於板厚(mm)的3000倍時，評估為具優異彎曲性之高強度鋼板(表8中的實施例)。尤其可知實施例356滿足表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍且在0.90倍以下之要件，並滿足表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下之要件，但硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化大於5000(ΔHv/mm)。結果實施例356之鋼板的臨界彎曲半徑R為1.5mm。與其相對，滿足「表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍且在0.90倍以下」及「表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下」之2個要件且「硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5000(ΔHv/mm)以下」之實施例的鋼板，其臨界彎曲半徑R為1mm。並且，板厚中心部以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵時，可製得延伸率為15%以上且不僅彎曲性連延性亦優異之高強度鋼板(表8中的實施例301~341)。另一方面，當未滿足「拉伸強度在800MPa以上」、「臨界彎曲半徑R小於2mm」及「彎曲荷重(N)大於板厚(mm)的3000倍」之性能中任一者時，即評估為比較例。
又，在熱軋延中未於粗軋延溫度：1100℃以上、每道次之板厚減少率：5%以上且小於50%及道次間時間：3秒以上之條件下實施2次以上粗軋延而製出之鋼板，其臨界彎曲半徑R高及/或彎曲荷重低，而無法達成充分的彎曲加工性。
圖1係顯示有關本發明較佳實施形態之高強度鋼板之硬度分布的一例。 圖2係用以說明製造本發明高強度鋼板時C原子擴散的示意圖。 圖3係顯示有關製造本發明高強度鋼板之方法所用粗軋延之軋延道次後的差排密度變化之圖表。

Claims (11)

  1. 一種高強度鋼板，包含板厚中心部、與配置於該板厚中心部之單側或兩側的表層軟化部，且該高強度鋼板之拉伸強度為800MPa以上；該高強度鋼板之特徵在於：各表層軟化部具有大於10μm至板厚之30%以下的厚度，前述表層軟化部之平均維氏硬度係板厚1/2位置之平均維氏硬度的大於0.60倍且在0.90倍以下，前述表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下。
  2. 如請求項1之高強度鋼板，其更包含硬度遷移帶，係形成於前述板厚中心部與各表層軟化部之間且與該等相隣接，且該硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5000(ΔHv/mm)以下。
  3. 如請求項1或2之高強度鋼板，其中前述板厚中心部以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵。
  4. 如請求項1或2之高強度鋼板，其中前述板厚中心部以質量%計含有：C：0.05~0.8%、Si：0.01~2.50%、Mn：0.010~8.0%、P：0.1%以下、S：0.05%以下、Al：0~3%、及N：0.01%以下，且剩餘部分由鐵及不可避免之不純物構成。
  5. 如請求項4之高強度鋼板，其中前述板厚中心部以質量%計更含有選自於由下述元素所構成群組中之至少一種元素：Cr：0.01~3%、Mo：0.01~1%、B：0.0001%~0.01%、Ti：0.01~0.2%、Nb：0.01~0.2%、V：0.01~0.2%、Cu：0.01~1%、Ni：0.01~1%、及REM：0.001~0.05%。
  6. 如請求項4之高強度鋼板，其中前述表層軟化部之C量係前述板厚中心部之C量的0.30倍以上且0.90倍以下。
  7. 如請求項5之高強度鋼板，其中前述表層軟化部之C量係前述板厚中心部之C量的0.30倍以上且0.90倍以下。
  8. 如請求項5之高強度鋼板，其中前述表層軟化部之Mn量、Cr量及Mo量的總和係前述板厚中心部之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.3倍以上。
  9. 如請求項5之高強度鋼板，其中前述表層軟化部之B量係前述板厚中心部之B量的0.3倍以上。
  10. 如請求項5之高強度鋼板，其中前述表層軟化部之Cu量及Ni量的總和係前述板厚中心部之Cu量及Ni量的總和的0.3倍以上。
  11. 如請求項1或2之高強度鋼板，其於前述表層軟化部表面更包含熔融鍍鋅層、合金化熔融鍍鋅層或電鍍鋅層。
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