TWI688664B

TWI688664B - 鋼板及鋼板的製造方法

Info

Publication number: TWI688664B
Application number: TW108111947A
Authority: TW
Inventors: 岡本力; 林宏太郎; 豊田武
Original assignee: 日商日本製鐵股份有限公司
Priority date: 2018-04-03
Filing date: 2019-04-03
Publication date: 2020-03-21
Also published as: WO2019194251A1; TW201942383A; JP6683291B2; JPWO2019194251A1

Abstract

本發明提供一種具有良好衝擊特性、優異延伸特性、優異擴孔性及高強度之含Mn濃度高之鋼板。該鋼板之特徵在於：以質量%計含有C：大於0.10%且小於0.55%、Si：0.001%以上且小於3.50%、Mn：大於4.20%且小於9.00%及sol.Al：0.001%以上且小於3.00%；該鋼板之L截面中，從表面起算1/8厚度位置之金屬組織以面積率計含有10%以上的沃斯田鐵相、5%以上的回火麻田散鐵相及10%以上的肥粒鐵相，且麻田散鐵相係限制為小於15%；前述肥粒鐵相內，未再結晶肥粒鐵之面積率為30%以上且在70%以下；並且前述沃斯田鐵相之平均Mn濃度CMnγ與前述肥粒鐵相之平均Mn濃度CMnα之比CMnγ/CMnα為1.2以上。

Description

鋼板及鋼板的製造方法

本揭示有關含Mn濃度高之鋼板及其製造方法。

發明背景為達成汽車車體及零件等的輕量化及衝擊安全性二者，作為該等之胚料的鋼板正持續朝高強度化發展。一般來說，若將鋼板高強度化，延伸率便會降低而損及鋼板的成形性。因此，為了要使用高強度鋼板作為汽車用構件，必須提高屬相反特性之強度與成形性二者。此外，以鋼板為胚料的汽車車體用零件大多以壓製加工來成形，故作為車體零件用來使用的高張力鋼板，需要具有優異壓製成形性。因此，作為鋼板之機械特性，係訴求具有高強度並且還具有高擴孔性(延伸凸緣成形性)。

為了提升加工及成形性，截至目前已提案出一種利用了殘留沃斯田鐵(殘留γ)的變態誘發塑性之鋼，即所謂的TRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼(例如：專利文獻1)。

殘留沃斯田鐵係透過使C在沃斯田鐵中濃化，藉此使得沃斯田鐵即便在室溫下也不會變態成其他組織而製得。作為使沃斯田鐵穩定化之技術，已提案出以下技術：使鋼板中含有Si及Al等可抑制碳化物析出之元素，並在鋼板的製造階段，於鋼板發生變韌鐵變態之期間使C在沃斯田鐵中濃化。該技術中，鋼板中所含C含量越多，沃斯田鐵會更穩定化，能夠增加殘留沃斯田鐵量，結果便可製造出強度與延伸特性優異之鋼板。然而，當鋼板使用於結構構件時，多會於鋼板進行熔接，但鋼板中之C含量若多，熔接性便會變差，故在作為結構構件使用之事上便有所限制。因此，期望以較少之C含量，來提升鋼板之成形性與強度二者。

此外，作為殘留沃斯田鐵量較上述TRIP鋼多且延展性超越上述TRIP鋼之鋼板，已提案出添加了3.5%以上之Mn的鋼(專利文獻2)、及添加了大於4.0%之Mn的鋼(非專利文獻1)。由於上述鋼含有大量Mn，因此對使用其之構件的輕量化效果也很顯著。然而，其用以提高延伸特性並且提升衝擊特性之要件並不明確。

先前技術文獻專利文獻專利文獻1：日本特開平5-59429號公報專利文獻2：日本特開2013-76162號公報非專利文獻

非專利文獻1：古川敬、松村理，熱處理，日本，日本熱處理協會，平成9年，第37號卷，第4號，p.204

發明概要發明欲解決之課題因此，期望一種具有良好衝擊特性、優異延伸特性、優異擴孔性及高強度之含Mn濃度高之鋼板。

用以解決課題之手段就含Mn濃度高之鋼板，本發明人等得到以下知識見解：於鋼板中，以面積率計含有：10%以上的沃斯田鐵相、5%以上的回火麻田散鐵相及10%以上的肥粒鐵相，將麻田散鐵相限制為小於15%，使肥粒鐵相內未再結晶肥粒鐵之面積率為30%以上且在70%以下，並且使沃斯田鐵相之平均Mn濃度CMnγ與肥粒鐵相之平均Mn濃度CMnα之比CMnγ/CMnα為1.2以上，便可有效確保優異延伸特性、良好衝擊特性、優異擴孔性及高強度。

本揭示之鋼板及其製造方法係根據上述知識見解而作成者，其主旨如下。

本揭示之主旨如下。 (1)一種鋼板，其特徵在於：以質量%計含有： C：大於0.10%且小於0.55%、 Si：0.001%以上且小於3.50%、 Mn：大於4.20%且小於9.00%、 sol.Al：0.001%以上且小於3.00%、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 N：小於0.050%、 O：小於0.020%、 Cr：0%以上且小於2.00%、 Mo：0%以上且在2.00%以下、 W：0%以上且在2.00%以下、 Cu：0%以上且在2.00%以下、 Ni：0%以上且在2.00%以下、 Ti：0%以上且在0.300%以下、 Nb：0%以上且在0.300%以下、 V：0%以上且在0.300%以下、 B：0%以上且在0.010%以下、 Ca：0%以上且在0.010%以下、 Mg：0%以上且在0.010%以下、 Zr：0%以上且在0.010%以下、 REM：0%以上且在0.010%以下、 Sb：0%以上且在0.050%以下、 Sn：0%以上且在0.050%以下及 Bi：0%以上且在0.050%以下，且剩餘部分由鐵及不純物構成；該鋼板之L截面中，從表面起算1/8厚度位置之金屬組織以面積率計含有10%以上的沃斯田鐵相、5%以上的回火麻田散鐵相及10%以上的肥粒鐵相，且麻田散鐵相係限制為小於15%；前述肥粒鐵相內，未再結晶肥粒鐵之面積率為30%以上且在70%以下；並且前述沃斯田鐵相之平均Mn濃度CMnγ與前述肥粒鐵相之平均Mn濃度CMnα之比CMnγ/CMnα為1.2以上。 (2)如上述(1)之鋼板，其含有選自於由以下元素所構成群組中之1種或2種以上元素：以質量%計， Cr：0.01%以上且小於2.00%、 Mo：0.01%以上且在2.00%以下、 W：0.01%以上且在2.00%以下、 Cu：0.01%以上且在2.00%以下及 Ni：0.01%以上且在2.00%以下。 (3)如上述(1)或(2)之鋼板，其含有選自於由以下元素所構成群組中之1種或2種以上元素：以質量%計， Ti：0.005%以上且在0.300%以下、 Nb：0.005%以上且在0.300%以下及 V：0.005%以上且在0.300%以下。 (4)如上述(1)至(3)中任一項之鋼板，其含有選自於由以下元素所構成群組中之1種或2種以上元素：以質量%計， B：0.0001%以上且在0.010%以下、 Ca：0.0001%以上且在0.010%以下、 Mg：0.0001%以上且在0.010%以下、 Zr：0.0001%以上且在0.010%以下及 REM：0.0001%以上且在0.010%以下。 (5)如上述(1)至(4)中任一項之鋼板，其含有選自於由以下元素所構成群組中之1種或2種以上元素：以質量%計， Sb：0.0005%以上且在0.050%以下、 Sn：0.0005%以上且在0.050%以下及 Bi：0.0005%以上且在0.050%以下。 (6)如上述(1)至(5)中任一項之鋼板，其中前述肥粒鐵相之平均差排密度為2×10 ¹²/m ²以上且小於4×10 ¹²/m ²。 (7)如上述(1)至(6)中任一項之鋼板，其中於前述鋼板之表面具有熔融鍍鋅層。 (8)如上述(1)至(6)中任一項之鋼板，其中於前述鋼板之表面具有合金化熔融鍍鋅層。 (9)一種鋼板的製造方法，其特徵在於進行以下步驟：對具有如上述(1)至(5)中任一項之成分的鋼，施行精加工溫度在1000℃以下及捲取溫度低於300℃之熱軋延，以製成熱軋鋼板；對前述熱軋鋼板，在沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度區中進行1小時以上之熱處理，並於其後施行酸洗及冷軋延，以製成冷軋鋼板；前述冷軋延中之冷軋延率設為30%以上且在70%以下；將前述冷軋鋼板在沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度區中維持30秒以上且小於15分鐘，以進行退火；並且在前述退火之溫度維持後，以2℃/秒以上且2000℃/秒以下之平均冷卻速度進行冷卻，並在100℃以上且500℃以下之溫度區中維持10秒以上且1000秒以下。 (10)如上述(9)之鋼板的製造方法，其中前述熱處理溫度與前述退火溫度之差，換算成沃斯田鐵相分率之差係相當於15%以下。 (11)如上述(9)或(10)之鋼板的製造方法，其於前述退火後施行熔融鍍鋅處理。 (12)如上述(11)之鋼板的製造方法，其於施行前述熔融鍍鋅處理後，在450℃以上且在620℃以下之溫度區中施行前述熔融鍍鋅的合金化處理。 (13)如上述(9)或(10)之鋼板的製造方法，其於前述退火後施行軋縮率為1.0%以上且小於5.0%之表面光軋。 (14)如上述(11)之鋼板的製造方法，其於前述熔融鍍鋅處理後施行軋縮率為1.0%以上且小於5.0%之表面光軋。 (15)如上述(12)之鋼板的製造方法，其於前述合金化處理後施行軋縮率為1.0%以上且小於5.0%之表面光軋。

發明效果根據本揭示，可提供一種具有良好衝擊特性、優異延伸特性、優異擴孔性及高強度之含Mn濃度高之鋼板。

發明實施形態以下，說明本揭示鋼板之一實施形態之示例。

1.化學組成說明以上述方式規定本揭示之鋼板的化學組成的理由。以下說明中，表示各元素含量之符號「%」只要未特別說明即指質量%。

(C：大於0.10%且小於0.55%) C在用以提高鋼之強度並確保沃斯田鐵上係極為重要之元素。為了獲得充分的沃斯田鐵量，必須有大於0.10%的C含量。另一方面，若含有過多C，便會損及鋼板之熔接性，因此C含量上限設為小於0.55%。

C含量之下限值宜在0.15%以上，且較宜在0.20%以上。若使C含量之下限值為0.15%以上，更可有效提高麻田散鐵及回火麻田散鐵的強度。而C含量之上限值宜在0.40%以下、較宜在0.35%以下，藉由使C含量之上限值在上述範圍中，可更加提高鋼板的韌性。

(Si：0.001%以上且小於3.50%) Si係一種可有效強化回火麻田散鐵，並將組織均勻化以改善加工性之元素。並且，Si也具有抑制雪明碳鐵析出並促進沃斯田鐵殘留的作用。為了獲得上述效果，必須有0.001%以上之Si含量。另一方面，若含有過多Si，便會損及鋼板之鍍敷性及化學轉化處理性，因此Si含量之上限值設為小於3.50%。

Si含量之下限值宜在0.005%以上，且較宜在0.010%以上。藉由使Si含量之下限值在上述範圍中，可更加提升鋼板的延伸特性。而Si含量之上限值宜在2.00%以下，且較宜在1.00%以下。

(Mn：大於4.20%且小於9.00%) Mn係可使沃斯田鐵穩定化並提高淬火性之元素。此外，本揭示之鋼板中，係使Mn在沃斯田鐵中濃化，以使沃斯田鐵更加穩定化。為了要在室溫下使沃斯田鐵穩定化，必須有大於4.20%的Mn。另一方面，若鋼板含有過多Mn，便會損及熔接性、擴孔性及延展性，因此Mn含量上限設為小於9.00%。

Mn含量之下限值宜大於4.50%，且較宜在4.80%以上。而Mn含量之上限值宜在8.50%以下，且較宜在8.00%以下。藉由使Mn含量之下限值在上述範圍中，可增加穩定之沃斯田鐵相的分率，而藉由使Mn含量之上限值在上述範圍中，可更加抑制韌性劣化。

(sol.Al：0.001%以上且小於3.00%) Al為去氧劑，必須含有0.001%以上。又，Al會擴大退火時二相區的溫度範圍，因此也具有提高材質穩定性的作用。Al含量越多則該效果變得越大，但若含有過多Al，便會招致表面性狀、塗裝性及熔接性等之劣化，因此sol.Al上限設為小於3.00%。

sol.Al含量之下限值宜在0.005%以上、較宜在0.01%以上且更宜在0.02%以上。而sol.Al含量之上限值宜在2.00%以下，且較宜在1.00%以下。藉由使sol.Al含量之下限值及上限值在上述範圍中，可使去氧效果及提升材質穩定之效果與表面性狀、塗裝性及熔接性之平衡變得更加良好。又，本說明書中所謂「sol.Al」係指「酸溶性Al」。

(P：0.100%以下) P為不純物，若鋼板含有過多P便會損及韌性及熔接性。因此，P含量上限設為0.100%以下。P含量之上限值宜在0.050%以下、較宜在0.030%以下且更宜在0.020%以下。本實施形態之鋼板不一定要有P，故亦可實質上不含P，P含量之下限值為0%。P含量之下限值可大於0%或亦可在0.001%以上，而P含量越少越好。

(S：0.010%以下) S為不純物，若鋼板含有過量之S便會因熱軋延生成伸長的MnS，而招致彎曲性及擴孔性等成形性的劣化。因此，S含量上限設為0.010%以下。S含量之上限值宜在0.007%以下，且較宜在0.003%以下。本實施形態之鋼板不一定要有S，故亦可實質上不含S，S含量之下限值為0%。S含量之下限值可設為大於0%或亦可設為0.001%以上，而S含量越少越好。

(N：小於0.050%) N為不純物，若鋼板含有0.050%以上之N便會招致韌性劣化。因此，N含量上限設為小於0.050%。N含量之上限值宜在0.010%以下，且較宜在0.006%以下。本實施形態之鋼板不一定要有N，故亦可實質上不含N，N含量之下限值為0%。N含量之下限值可設為大於0%或亦可設為0.005%以上，而N含量越少越好。

(O：小於0.020%) O為不純物，若鋼板含有0.020%以上之O，便會招致延展性劣化。因此，O含量上限設為小於0.020%。O含量之上限值宜在0.010%以下、較宜在0.005%以下且更宜在0.003%以下。本實施形態之鋼板不一定要有O，故亦可實質上不含O，O含量之下限值為0%。O含量之下限值可設為大於0%或亦可設為0.001%以上，而O含量越少越好。

本實施形態之鋼板亦可更含有選自於由以下元素所構成群組中之1種或2種以上元素：Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi。然而，本實施形態之鋼板亦可不含以下元素，亦即含量之下限值亦可為0%：Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、B、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi。

(Cr：0%以上且小於2.00%) (Mo：0%以上且在2.00%以下) (W：0%以上且在2.00%以下) (Cu：0%以上且在2.00%以下) (Ni：0%以上且在2.00%以下) Cr、Mo、W、Cu及Ni各別皆非本實施形態之鋼板的必要元素，故亦可不含有，其等各自含量為0%以上。但是，由於Cr、Mo、W、Cu及Ni係可提升鋼板強度的元素，故亦可含有。為了獲得提升鋼板強度之效果，鋼板亦可分別含有0.01%以上選自於由Cr、Mo、W、Cu及Ni所構成群組中之1種或2種以上元素。然而，若鋼板含有過量之該等元素，便容易生成熱軋時之表面傷痕，而且會有熱軋鋼板之強度變得過高而冷軋延性降低的情況。因此，選自於由Cr、Mo、W、Cu及Ni所構成群組中之1種或2種以上元素之各自含量中，Cr含量之上限值設為小於2.00%，Mo、W、Cu及Ni各自含量之上限值則設為2.00%以下。

(Ti：0%以上且在0.300%以下) (Nb：0%以上且在0.300%以下) (V：0%以上且在0.300%以下) Ti、Nb及V並非本實施形態之鋼板的必要元素，故亦可不含有，其等各自含量為0%以上。然而，Ti、Nb及V係可生成微細碳化物、氮化物或碳氮化物之元素，故可有效提升鋼板強度。因此，鋼板亦可含有選自於由Ti、Nb及V所構成群組中之1種或2種以上元素。為了獲得提升鋼板強度之效果，宜將選自於由Ti、Nb及V所構成群組中之1種或2種以上元素各自的含量下限值設為0.005%以上。另一方面，若含有過量的該等元素，便會有熱軋鋼板強度過度上升而冷軋延性降低的情況。另外，針對Nb，若使Nb含量在0.300%以下，可抑制肥粒鐵相之再結晶化的延遲，而可更穩定地獲得所欲組織。因此，宜將選自於由Ti、Nb及V所構成群組中之1種或2種以上元素各自的含量上限值設為0.300%以下。

(B：0%以上且在0.010%以下) (Ca：0%以上且在0.010%以下) (Mg：0%以上且在0.010%以下) (Zr：0%以上且在0.010%以下) (REM：0%以上且在0.010%以下) B、Ca、Mg、Zr及REM(稀土類金屬)並非本揭示之鋼板的必要元素，故亦可不含有，其等各自含量為0%以上。然而，B、Ca、Mg、Zr及REM可提升鋼板之局部延伸性及擴孔性。為了獲得該效果，選自於由B、Ca、Mg、Zr及REM所構成群組中之1種或2種以上元素各自的下限值宜設為0.0001%以上，且較宜設為0.001%以上。然而，過量的該等元素會使鋼板之加工性劣化，故該等元素各自的含量上限宜設為0.010%以下，並且選自於由B、Ca、Mg、Zr及REM所構成群組中之1種或2種以上元素之含量合計宜設為0.030%以下。本說明書中所謂REM係指Sc、Y及鑭系元素之合計17種元素，而REM含量在REM為1種時係指其含量，當係2種以上時則指其等之合計含量。又，REM一般亦以多數種類之REM之合金亦即稀土金屬合金之形態來供給。因此，既可以REM含量在上述範圍內之方式添加1種或2種以上之個別元素，亦可譬如以稀土金屬合金之形態來添加，並且以使REM含量在上述範圍內之方式含有其。

(Sb：0%以上且在0.050%以下) (Sn：0%以上且在0.050%以下) (Bi：0%以上且在0.050%以下) Sb、Sn及Bi並非本揭示之鋼板的必要元素，故亦可不含有，其等各自含量為0%以上。然而，Sb、Sn及Bi會抑制鋼板中的Mn、Si及/或Al等易氧化元素擴散至鋼板表面形成氧化物，而可提高鋼板的表面性狀及鍍敷性。為了獲得該效果，選自於由Sb、Sn及Bi所構成群組中之1種或2種以上元素各自的含量下限值宜設為0.0005%以上，且較宜設為0.001%以上。另一方面，若該等元素各自的含量大於0.050%，該效果便會飽和，故宜將該等元素各自的含量上限值設為0.050%以下。

另，剩餘部分為鐵及不純物。作為不純物，可例示從鋼原料或廢料、以及/或會在製鋼過程中無法避免地混入，且在不阻礙本實施形態之鋼板之特性的範圍內可容許的元素。

2.金屬組織接下來說明本實施形態之鋼板之金屬組織。

從本實施形態鋼板之表面起算1/8厚度位置(也稱為1/8t部)之金屬組織，以面積率計含有10%以上的沃斯田鐵相、5%以上的回火麻田散鐵相及10%以上的肥粒鐵相，且麻田散鐵相係限制為小於15%。各組織之分率會依熱處理條件而有所變化，且會對降伏點、強度、延伸特性及擴孔性等材質造成影響。由於所要求之材質會依照譬如汽車用零件之不同而改變，故只要因應需求來選擇熱處理條件以控制組織分率即可。

觀察從鋼板表面起算1/8厚度位置之微觀組織，便可測定各個組織之面積率。L截面係指以平行於板厚方向與軋延方向且通過鋼板之中心軸之方式切割而成的面。

(鋼板之1/8t部的金屬組織中之沃斯田鐵面積率：10%以上) 就本實施形態之鋼板，重要的係金屬組織中之沃斯田鐵相的量在預定範圍中。沃斯田鐵係一種可利用變態誘發塑性來提高鋼板的延展性之組織。沃斯田鐵可藉由伴隨有拉伸變形的撐壓加工、引伸加工、延伸凸緣加工或彎曲加工而變態為麻田散鐵，因此也有助於提升鋼板強度。為獲得該等效果，本實施形態之鋼板以面積率計，必須在金屬組織中含有10%以上之沃斯田鐵相。

沃斯田鐵相之面積率宜為15%以上、較宜為20%以上且更宜為25%以上。若沃斯田鐵相之面積率在15%以上，延伸特性便可維持至更高強度為止。

沃斯田鐵相之面積率越高，能獲得越良好的成形性。沃斯田鐵相之面積率上限並未特別規定，而實質上為40%。又，沃斯田鐵相之面積率可利用背向散射電子繞射(EBSP：Electron Back Scattering pattern)來測定。按照至少100μm×100μm之範圍以0.1μm之節距測定至少8視野，並將測定值平均，便可測定出沃斯田鐵相之面積率。

(鋼板之1/8t部的金屬組織中麻田散鐵相之面積率：小於15%) 麻田散鐵(亦稱新生麻田散鐵)相係於該組織中富含差排的硬質相，且係可有效用以獲得鋼板強度之相。但因其會使擴孔性明顯劣化，故麻田散鐵相在金屬組織中之面積率設為小於15%。又，藉由使麻田散鐵相在金屬組織中之面積率小於15%，可提升局部延伸性。金屬組織中亦可不含麻田散鐵相。亦即，麻田散鐵相在金屬組織中之面積率可為0%。特別須要具有擴孔性及局部延伸性時，麻田散鐵相之面積率宜為10%以下，在5%以下更宜。

(鋼板之1/8t部的金屬組織中回火麻田散鐵相之面積率：5%以上) 回火麻田散鐵相雖也為硬質相，但係與上述麻田散鐵相不同之組織，其可確保鋼板強度，並有助於提升擴孔性。為了兼顧強度與擴孔性，回火麻田散鐵相在金屬組織中之面積率必須在5%以上。當重視鋼板強度時，回火麻田散鐵相之面積率宜為10%以上、較宜為15%以上且更宜為20%以上。回火麻田散鐵相之面積率上限並未規定，而實質上係小於80%。金屬組織中有時會含有變韌鐵相，由於變韌鐵相具有與回火麻田散鐵相同樣的特徵，故金屬組織中含有變韌鐵相時，回火麻田散鐵相之面積率除了回火麻田散鐵相之外，還會包含變韌鐵相來進行測定。

(鋼板之1/8t部的金屬組織中肥粒鐵相之面積率：10%以上) 肥粒鐵相在確保延展性上係必要組織。金屬組織中肥粒鐵相之面積率為10%以上，且宜為15%以上。肥粒鐵之面積率上限並未特別規定，而實質上係小於85%。金屬組織中，除沃斯田鐵相、麻田散鐵相、回火麻田散鐵相(包含變韌鐵相)及肥粒鐵相以外之剩餘部分，可為波來鐵和雪明碳鐵等組織。

肥粒鐵相、麻田散鐵相及回火麻田散鐵相之面積率，係根據利用掃描型電子顯微鏡(SEM)之組織觀察來計算。將鋼板之L截面進行鏡面研磨後，以3%硝太蝕劑(3%硝酸―乙醇溶液)腐蝕，再以倍率5000倍的掃描型電子顯微鏡觀察從表面起算1/8位置之金屬組織。肥粒鐵相(包含未再結晶肥粒鐵)係被判別為灰色之基底組織，麻田散鐵則被判別為白色組織。回火麻田散鐵與麻田散鐵同樣看起來是白色，而係將晶粒內可確認到下部組織者判斷為回火麻田散鐵。

肥粒鐵相內，未再結晶肥粒鐵之面積率為30%以上，且宜為40%以上。藉由使未再結晶肥粒鐵之面積率在上述範圍內，可獲得降伏點高之鋼板。未再結晶肥粒鐵若過多，會導致延展性降低，故面積率上限設為70%。並且未再結晶肥粒鐵之面積率上限更宜為60%。

未再結晶肥粒鐵之面積率係藉此以下方式算出：在以上述方式判別出肥粒鐵相之晶粒後，對該區域進行EBSP測定，並將以KAM(Kernel Average Misorientation)值計為1°以上之區域測定為未再結晶肥粒鐵組織。

沃斯田鐵相之平均Mn濃度CMnγ與肥粒鐵相(包含未再結晶肥粒鐵相之所有肥粒鐵相)之平均Mn濃度CMnα之比CMnγ/CMnα為1.2以上，且宜為1.5以上。藉由使CMnγ/CMnα在上述範圍內，在熱處理中可充分獲得Mn分配，使Mn在原為沃斯田鐵相之處濃化，即使在短時間退火下也能獲得穩定之沃斯田鐵相，而可得到優異延展性。另一方面，若CMnγ/CMnα小於1.2，則Mn分配會不充分，難以在短時間退火下獲得沃斯田鐵相。另，CMnγ/CMnα宜小於2.0。藉由使CMnγ/CMnα小於2.0，可抑制沃斯田鐵相變得過度穩定，而能抑制提升延展性的效果降低。

CMnγ/CMnα可利用EBSP、SEM及電子微探分析儀(EMPA)來測定。利用EBSP及SEM測定沃斯田鐵相及肥粒鐵相，並利用EMPA測定CMnγ及CMnα，便能算出CMnγ/CMnα。

接著，說明本實施形態之鋼板之機械特性。

本實施形態之鋼板的拉伸強度(TS)宜在780MPa以上，更宜在980MPa以上。這係為了在使用鋼板作為汽車胚料時，透過高強度化來減少板厚以有助於輕量化。又，為了將本實施形態之鋼板供給至壓製成形，延伸率(El)宜優異。此種情況下，TS×El宜在28000MPa・%以上、較宜在30000MPa・%以上且更宜在32000MPa・%以上。又，本實施形態之鋼板還於擴孔性(λ)上也優異，其宜顯示20%以上之擴孔性，且較宜顯示25%以上、更宜顯示30%以上之擴孔性。另，本實施形態之鋼板宜具有0.65以上之降伏比YR(將降伏點YP除以拉伸強度TS而得者)，而顯示出良好的衝擊特性。此外，本實施形態之鋼板宜具有1.5%以上之局部延伸率，且較宜具有1.8%以上、更宜具有2.0%之局部延伸率，而顯示出良好成形性。

並且，本實施形態之鋼板的一例，其降伏點YP及延伸率也優異，顯示出如圖1中「A」所示之應力-應變曲線(SS曲線)。另一方面，依以下方式製得之鋼板則顯示出延伸率小之如「C」所示應力-應變曲線：不進行本揭示之方法中之對熱軋鋼板的熱處理，亦即不在沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度區中進行1小時以上之熱處理，而對冷軋鋼板僅施行短時間退火。如上述，本實施形態之鋼板的一例顯示出其較「C」所示之單僅施行短時間退火所得鋼板更能獲得高降伏點YP及延伸率。圖1所示「A」鋼板之降伏比YR宜顯示為0.80以上，較宜顯示為0.90以上。

本實施形態之鋼板的其他示例，藉由施行軋縮率為1.0%以上且小於5.0%之較大的表面光軋，而也可顯示出如圖1中「B」所示之應力-應變曲線，該應力-應變曲線具有雖稍低於「A」但仍良好之降伏點，且降伏延伸率較「A」更小。顯示出如「A」所示應力-應變曲線之鋼板，宜顯示0.80以上之降伏比YR，而顯示出如「B」所示應力-應變曲線之鋼板，宜顯示0.65以上之降伏比YR，並且宜顯示小於10%之降伏延伸率(YP-El)。顯示出如「B」所示應力-應變曲線之鋼板，由於降伏延伸率小，故較「A」更可使應變不局部化並使其分散。藉此，可抑制局部性的變形。有關「A」及「B」鋼板之金屬組織將於後說明。

如上所述，本揭示之鋼板具有高強度，延伸特性、擴孔性也良好且成形性優異。又，由於上述「A」之鋼板具有更高的降伏點，因此可提升衝擊時之初始吸收能量，「B」之鋼板具有良好之降伏點且降伏延伸率小，因此能夠抑制局部性的變形，而可使能量分散並且吸收更多的能量。因此，「A」及「B」之鋼板的衝擊特性皆優異。該等鋼板最適合用於車柱等的汽車結構零件，可視用途之不同來選擇任一鋼板。此外，本揭示之鋼板的含Mn濃度高，也有助於汽車之輕量化，故於產業上之貢獻極為顯著。

接著，說明顯示出「A」之應力-應變曲線之鋼板的製造方法，並於其後說明顯示出「B」之應力-應變曲線之鋼板的製造方法。

3. 製造方法說明本實施形態之鋼板的製造方法。

本實施形態之鋼板係透過以下方式製出：以常規方法熔製具有上述化學組成之鋼，並加以鑄造而製作出鋼胚或鋼塊後，將其加熱並施行精加工溫度在1000℃以下及捲取溫度低於300℃之熱軋延，對所製得之熱軋鋼板於肥粒鐵/沃斯田鐵之二相區中進行熱處理，並進行酸洗後，以30%以上且在70%以下之冷軋率進行冷軋延，接著於肥粒鐵/沃斯田鐵之二相區中施行短時間退火。

熱軋延只要在一般的連續熱軋延產線中進行即可。對熱軋延後之熱軋鋼板的熱處理，可用箱式退火爐(BAF)等分批式爐或連續退火爐等隧道爐來進行。冷軋延亦只要在一般的連續冷軋延產線中進行即可。本揭示之方法中，可使用連續退火產線來進行退火，故生產性非常優異。

為了獲得本揭示之鋼板的金屬組織，宜於以下所示範圍內施行下述條件，特別係熱軋條件、對熱軋延後之熱軋鋼板的熱處理條件、冷軋延條件及退火條件。

本實施形態之鋼板只要具有上述化學組成，則熔鋼可為以一般的高爐法熔製而成者，亦可為像以電爐法製成之鋼這類於原材料含有大量廢料者。而鋼胚可為以一般的連續鑄造製程製出者，亦可為以薄扁鋼胚鑄造而製出者。

加熱上述鋼胚或鋼塊，並進行熱軋延，以製得熱軋鋼板。供於熱軋延之鋼材的溫度宜設為1100℃以上且在1300℃以下。藉由使供於熱軋延之鋼材的溫度在1100℃以上，可使熱軋延時之變形阻力變得更小。另一方面，藉由使供於熱軋延之鋼材的溫度在1300℃以下，可抑制因鏽損(scale loss)增加所造成的產率降低。又，本案說明書中，溫度係指鋼材主面中央部之表面溫度。

在熱軋延前維持於上述較佳溫度範圍即1100℃以上且在1300℃以下之溫度區的時間並未特別規定，而為了提升彎曲性，宜設為30分鐘以上，更宜設為1小時以上。另外，為了抑制過度之鏽損，宜設為10小時以下，設為5小時以下更宜。又，當進行直送軋延或直接軋延時，亦可不施行加熱處理而直接供於熱軋延。

(精整軋延及捲取：在1000℃以下精整軋延及在低於300℃下捲取) 於熱軋延中會進行精整軋延。開始精整軋延之溫度設為1000℃以下。若開始精整軋延之溫度設為高於1000℃，便無法防止熱軋狀態下之組織粗大化，除了其後之組織控制會變得困難之外，還難以抑制因晶界氧化造成的鋼板表面性狀之劣化。於進行精整軋延後，進行冷卻並在低於300℃下進行捲取。若於300℃以上進行捲取，便無法使熱軋板組織成為全麻田散鐵組織，而於熱軋鋼板之熱處理及冷軋鋼板之退火步驟中，分別難以有效產生Mn分配與沃斯田鐵逆變態。藉由將精整軋延條件設為上述範圍，便可將麻田散鐵相之面積率限制在小於15%，並可確保5%以上的面積率之回火麻田散鐵相。並且，開始精整軋延之溫度宜為750℃以上。藉由使開始精整軋延之溫度在750℃以上，可使軋延時之變形阻力變小，而能輕易控制組織。

(熱軋鋼板之熱處理：在沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度區中維持1小時以上) 對於所得熱軋鋼板進行熱處理，該熱處理係在沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度區中維持1小時以上。藉由於鋼板之高於Ac1且低於Ac3之二相區的溫度範圍內，在沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度範圍內進行熱處理，可使Mn分配至沃斯田鐵，使沃斯田鐵穩定化，而獲得高延展性。反之，就該熱處理，若於沃斯田鐵相分率小於20%或大於50%之溫度下進行熱處理，則難以使沃斯田鐵穩定化。而當該熱處理進行不到1小時，也難以使沃斯田鐵穩定化。藉由在沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度下進行熱處理1小時以上，可使退火後鋼板的L截面中，從表面起算1/8厚度位置之金屬組織以面積率計含有10%以上的沃斯田鐵相。沃斯田鐵相之面積率成為20%~50%之溫度範圍可藉由以下方式求算：依鋼板成分的不同，於離線之預備實驗中從室溫起以0.5℃/秒之加熱速度加熱，根據加熱中的體積變化來測定沃斯田鐵相分率。熱處理之維持時間的下限宜為2小時以上，更宜為3小時以上。熱處理之維持時間的上限從生產性的觀點來看，宜在10小時以內，更宜在8小時以內。

於圖2示出表示以下情況下，鋼板的L截面之從表面起算1/8厚度位置中Mn的分配狀態之對映結果的一例：在熱軋延後，於二相區且沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度範圍的650℃下進行了6小時之熱處理之情況；及，在單相區之500℃下進行了15分鐘之熱處理之情況。在650℃下進行熱處理後之鋼板中，Mn會從肥粒鐵排出，且Mn會於沃斯田鐵中濃化(亮色區域)，故在650℃下原為沃斯田鐵之處中的Mn濃度會較在500℃下進行了熱處理的情況高，而在650℃下原為肥粒鐵之處的Mn濃度則變低。

在沃斯田鐵面積率成為20%~50%之溫度範圍中進行熱處理後，進行冷卻。藉此，可維持在熱處理中獲得的Mn分配狀態。

熱軋鋼板在以常規方法施行酸洗後，以30%以上且70%以下之軋縮率進行冷軋延，製成冷軋鋼板。冷軋延之軋縮率若設為小於30%，會留下較大粒徑而使沃斯田鐵逆變態延遲，導致無法充分得到沃斯田鐵相。又，若使軋縮率大於70%，便無法充分得到未再結晶肥粒鐵。冷軋延之軋縮率下限值宜為40%以上。冷軋延之軋縮率上限值則宜為60%以下。

若於冷軋延前且在酸洗之前或之後，進行大於0%且至5%左右的輕度軋延來修正形狀，以確保平坦的觀點來看為有利，故適宜。又，藉由在酸洗前進行輕度軋延，可提升酸洗性，促進表面濃化元素的除去，而有提升化學轉化處理性及鍍敷處理性之效果。

(冷軋鋼板之退火：在沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度區中維持30秒以上且小於15分鐘) 將製得之冷軋鋼板在二相區且沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度區中維持30秒以上且小於15分鐘，較佳係維持1分鐘以上且在5分鐘以下，以進行退火。於上述熱軋鋼板之熱處理中Mn分配已完成，Mn會在熱處理中原為沃斯田鐵之處濃化，故該處即使在短時間退火下也容易立刻變為沃斯田鐵，而可獲得穩定之沃斯田鐵，以短時間的退火處理便可獲得優異延展性。另一方面，該退火中，若在沃斯田鐵相分率小於20%之溫度下進行熱處理，則無法充分獲得沃斯田鐵，而若在大於50%之溫度下進行熱處理，則變得容易從沃斯田鐵相變態為麻田散鐵相。另，若退火時間少於30秒，便無法充分獲得沃斯田鐵。較佳係在沃斯田鐵相分率成為25%~40%之溫度區中退火。

雖不受理論拘束，但若在上述之較低溫度且短時間下將冷軋鋼板進行熱處理，則主要會發生恢復退火，不易發生再結晶。因此認為會有未再結晶肥粒鐵殘存，且不動差排不會消失而會殘留下來，使得降伏點變大。根據本揭示之方法，可獲得一種鋼板，其因Mn分配而改善了拉伸強度(TS)×延伸率(El)之外，還具備未再結晶肥粒鐵所帶來之高降伏點(YP)、且擴孔性優異。

冷軋延前之熱處理的溫度與冷軋延後之退火的溫度之差，換算成沃斯田鐵相分率之差宜相當於15%以下，更宜相當於10%以下。冷軋延前之熱處理的溫度與冷軋延後之退火的溫度，不論何者為高皆可。藉由使冷軋延前之熱處理的溫度與冷軋延後之退火的溫度之差在上述範圍內，可使冷軋延前之熱處理的沃斯田鐵相分率與冷軋延後之退火的沃斯田鐵相分率相近，故於冷軋延後之退火中，可使沃斯田鐵僅生成於Mn濃化之處。冷軋延前之熱處理的溫度及冷軋延後之退火的溫度，係熱處理曲線中實質上的最高溫度。

(退火後之冷卻條件：以2℃/秒以上且2000℃/秒以下之平均冷卻速度進行冷卻，並在100℃以上且500℃以下之溫度區中維持10秒以上且1000秒以下) 在退火之溫度維持後，以2℃/秒以上且2000℃/秒以下之平均冷卻速度，冷卻至100℃以上且500℃以下之溫度區。藉由使退火後之平均冷卻速度為2℃/秒以上，可抑制晶界偏析，提升彎曲性。另一方面，藉由使平均冷卻速度在2000℃/秒以下，可使冷卻停止後之鋼板溫度分布均勻，故可提升鋼板之平坦性。

藉由使冷卻停止溫度為500℃以下，可抑制晶界偏析，提升彎曲性。另一方面，藉由使冷卻停止溫度在100℃以上，可抑制隨著麻田散鐵變態而產生應變，可提升鋼板之平坦性。

上述冷卻後，在100℃以上且500℃以下之溫度區中維持10秒以上且1000秒以下。藉由在100℃以上且500℃以下之溫度區中冷卻，會生成麻田散鐵，再透過之後的維持，便會發生麻田散鐵之自行回火。藉由使在100℃以上且500℃以下之溫度區中的維持時間為10秒以上，往沃斯田鐵的C分配便會充分進行，可使沃斯田鐵穩定生成於最終熱處理前之組織中，結果便可抑制塊狀沃斯田鐵生成於最終熱處理後之組織中，而抑制強度特性的變動。另一方面，上述維持時間即使大於1000秒，上述作用所產生的效果仍會飽和，而只會使生產性降低，故在100℃以上且500℃以下之溫度區中的維持時間為1000秒以下，且宜為300秒以下、更宜為180秒以下。

藉由使上述維持溫度為100℃以上，可提升連續退火產線之效率。另一方面，藉由使維持溫度為500℃以下，可抑制晶界偏析，提升彎曲性。

上述冷卻後，宜將鋼板冷卻至室溫。

當不對鋼板進行鍍敷時，上述退火後之冷卻只要直接進行至達室溫為止即可。另外，當要對鋼板進行鍍敷時，可依以下方式製造。

於鋼板表面施行熔融鍍鋅來製造熔融鍍鋅鋼板時，係使上述退火後之冷卻於430~500℃之溫度範圍中停止，接著將冷軋鋼板浸漬於熔融鋅之鍍敷浴，進行熔融鍍鋅處理。鍍敷浴的條件可設定在一般範圍內。鍍敷處理後則冷卻至室溫即可。

於鋼板表面施行合金化熔融鍍鋅來製造合金化熔融鍍鋅鋼板時，係在對鋼板施行熔融鍍鋅處理後，於將鋼板冷卻至室溫為止前，在450~620℃之溫度下進行熔融鍍鋅之合金化處理。合金化處理條件設定在一般範圍內即可。

對於退火後之鋼板或鍍敷後之鋼板，亦可進行表面光軋。所述表面光軋之軋縮率宜為0%以上且小於5.0%(亦即，也包含不進行表面光軋的情形)，在4.0%以下更宜。又，當於鋼板表面施行熔融鍍鋅或合金化熔融鍍鋅時，係對鍍敷後之鋼板進行表面光軋。表面光軋之軋縮率可因應欲使鋼板發揮之特性來適當選擇。例如，若進行軋縮率為0%以上且小於1.0%之表面光軋，最後可製得如圖1中「A」所示之降伏點較高且降伏延伸率大之鋼板。而具有該特性之鋼板可提高衝擊時之初始吸收能量。

另一方面，藉由進行軋縮率為1.0%以上且小於5.0%之表面光軋，可得到顯示出如圖1中「B」所示之應力-應變曲線之鋼板，該應力-應變曲線具有雖稍低於「A」但仍良好之降伏點，且降伏延伸率較「A」小。

具體而言，藉由進行軋縮率為1.0%以上且小於5.0%之表面光軋，可使肥粒鐵相之平均差排密度為2×10 ¹²/m ²以上且小於4×10 ¹²/m ²。另，若進行軋縮率為0%以上且小於1.0%之表面光軋，肥粒鐵相之平均差排密度會小於2×10 ¹²/m ²。平均差排密度係肥粒鐵相(包含未再結晶肥粒鐵相之所有肥粒鐵相)之不動差排與可動差排之合計差排密度。藉由使肥粒鐵相之平均差排密度在2×10 ¹²/m ²以上且小於4×10 ¹²/m ²之範圍內，可得到顯示出如圖1中「B」所示之應力-應變曲線之鋼板，該應力-應變曲線具有雖稍低於「A」但仍良好之降伏點，且降伏延伸率較「A」小。具有上述特性之鋼板可抑制衝擊時變形的局部化，故可提高吸收能量。如上述，依表面光軋的施行方式，可分別製出適合構件之特性。

平均差排密度為2×10 ¹²/m ²以上時，可得到顯示出以下應力-應變曲線之鋼板：具有雖稍低但仍良好之降伏點，且降伏延伸率小。而若平均差排密度為4×10 ¹²/m ²以上，亦即軋縮率為5.0%以上，便難以充分確保延伸率。為了更加抑制鋼板中差排密度的參差，表面光軋之軋縮率宜大於2.0%。

肥粒鐵相之平均差排密度的測定，可藉由使用有TEM(穿透式電子顯微鏡)之以往的測定方式來進行。

藉由如以上方式製造鋼板，便可製得本實施形態之鋼板。實施例

參照示例更具體地說明本揭示之鋼板。惟，以下示例為本揭示之鋼板及其製造方法之示例，本揭示之鋼板及其製造方法並不限於以下示例之態樣。

1.製造評估用鋼板以轉爐熔製具有表1所示化學成分之鋼，並以連續鑄造製得厚245mm的鋼胚。

[表1]

在表2所示精加工溫度及捲取溫度下將所得鋼胚進行熱軋延，製出厚2.6mm之熱軋鋼板。對所得熱軋鋼板，以成為表2所示沃斯田鐵相分率的溫度及維持時間進行熱處理，接著進行酸洗，再以表2所示冷軋延率施行冷軋延，製出厚1.2mm之冷軋鋼板。熱軋鋼板之熱處理係在氮98%及氫2%之還原氣體環境中進行。以下表2~表7所示之「鋼」欄位之英文字母各自對應表1之「鋼」欄位所示之鋼種記號。

對所得冷軋鋼板，以成為表2所示沃斯田鐵相分率的溫度及維持時間進行退火。冷軋鋼板之退火係在氮98%及氫2%之還原氣體環境中進行。

熱軋鋼板之熱處理溫度與冷軋鋼板之退火溫度，係相當於表2所示沃斯田鐵相分率之溫度差。

在退火之溫度維持後，以表2所示平均冷卻速度、冷卻停止溫度及維持時間之條件來冷卻鋼板。未記載冷卻停止溫度及維持時間之數值之示例，係指於退火後之冷卻中，在100℃以上且500℃以下之溫度區中不停止冷卻且不進行維持，而在退火後直接冷卻至室溫為止之例。

針對一部分之退火冷軋鋼板，在進行過退火後，於400℃停止退火後之冷卻，將冷軋鋼板浸漬於400℃之熔融鋅之鍍敷浴中2秒，進行了熔融鍍鋅處理。鍍敷浴的條件與以往相同。當不施行後述合金化處理時，在400℃之維持後，以平均冷卻速度10℃/秒冷卻至室溫。

針對一部分之退火冷軋鋼板，在進行過熔融鍍鋅處理後，不冷卻至室溫而繼續施行合金化處理。加熱至500℃，並在500℃維持5秒以進行合金化處理，然後以平均冷卻速度10℃/秒冷卻至室溫。

對於以上述方式製得之退火冷軋鋼板施行軋縮率0.5%之表面光軋，製作出鋼板(發明例、比較例)。

[表2]

除了以表2所示條件製出之鋼板外，另對以表3所示條件製得之退火冷軋鋼板，以表3所示軋縮率(SPM)施行表面光軋，製作出鋼板(發明例)。而，表3之編號101、104、108、111及114係參照用，其等分別與表2之編號2、5、10、13及15相同。就下述表5及表6亦相同。 [表3]

除了以表2及表3所示條件製出之鋼板外，另以表4所示條件製作了鋼板(發明例、比較例)。

[表4]

2. 評估方法針對表2及表3之各示例中所製得之鋼板，實施微觀組織觀察、拉伸試驗、延伸試驗及擴孔試驗，評估肥粒鐵相(α)、沃斯田鐵相(γ)、回火麻田散鐵相(T.M)、麻田散鐵相(F.M)及未再結晶肥粒鐵(未結晶α)之面積率、CMnγ/CMnα、降伏點(YP)、降伏延伸率(YP-El)、拉伸強度(TS)、延伸率(El)、擴孔性(λ)、降伏比(YR)及TS×El。各評估方法如下。針對表4之各示例中所製得之鋼板，除了針對表2及表3之各示例中所製得之鋼板進行的試驗及評估之外，還實施了局部延伸試驗。

沃斯田鐵相之面積率係採用背向散射電子繞射(EBSP：Electron Back Scattering pattern)來測定。對於以平行於板厚方向與軋延方向之方式切割鋼板而得之L截面，進行鑽石拋光研磨及氧化鋁研磨之鏡面研磨，接著用3%硝太蝕劑使微觀組織露出後，在從表面起算1/8位置按照100μm×100μm之範圍以0.1μm之節距測定8視野，並將測定值平均來算出。

肥粒鐵相、回火麻田散鐵相及麻田散鐵相之面積率，係根據利用掃描型電子顯微鏡(SEM)之組織觀察來算出。對於經進行上述鏡面研磨及硝太蝕劑處理後之微觀組織，以倍率5000倍之掃描型電子顯微鏡，在從鋼板寬度方向中央之表面起算1/8位置按照0.2mm×0.3mm之範圍以0.5mm之間隔觀察2視野。而面積率係以JIS-G0555點算法測定400~500點來算出。

肥粒鐵相(包含未再結晶肥粒鐵)係作為灰色之基底組織來判別，麻田散鐵則作為白色組織來判別。回火麻田散鐵雖與麻田散鐵同樣看起來是白色，但係將晶粒內可確認到下部組織者判斷為回火麻田散鐵。

未再結晶肥粒鐵之面積率係如上述判別100~150個肥粒鐵相之晶粒，對判別後之晶粒進行EBSP測定以算出各晶粒之KAM值，藉由將以KAM值計為1°以上之區域判斷為未再結晶肥粒鐵組織來算出。

CMnγ/CMnα係利用EBSP、SEM及電子微探分析儀(EMPA)來測定。對於經進行上述鏡面研磨及硝太蝕劑處理後之微觀組織，使用EBSP及SEM來選擇各10點的沃斯田鐵相及肥粒鐵相，以加速電壓15kV之EMPA測定各10點的平均值作為CMnγ及CMnα，並算出CMnγ/CMnα。

(機械性質之試驗方法) 降伏點(YP)及降伏延伸率(YP-El)係依據JIS-Z2241規定之方法進行了測定。又，降伏點在有降伏現象時係指下降伏點，在無降伏現象時則指0.2%偏位降伏強度。

從與鋼板之軋延方向呈直角之方向採取JIS5號拉伸試驗片後，測定拉伸強度(TS)及延伸率(El)，算出TS×uEL。拉伸試驗係使用JIS5號拉伸試驗片，並以JIS Z2241:2011所規定之方法進行。延伸率之測定係使用JIS5號試驗片，其平行部長度為60mm且成為測定應變之基準的標點距離為50mm，並以JIS Z2241:2011所規定之方法進行。均勻延伸率係在到達最大試驗強度(TS)為止所得之延伸率(於標點間測得之應變)。局部延伸率之測定則係藉由以下方式算出：從已斷裂之試驗片對接時之延伸率(總延伸率)之值減去最大荷重點之延伸率(均勻延伸率)之值。

擴孔性(λ)係以以下方法評估。從與鋼板之軋延方向呈直角之方向切出100mm×100mm之擴孔用試驗片，以餘隙12.5%於其中央衝孔出直徑10mm之孔。餘隙定義為：餘隙(%)=(模具孔徑-衝模直徑)/(鋼板板厚)/2×100。以圓錐衝頭擠壓該附孔之試驗片，將孔擴大，並在孔緣產生裂痕至內部的時間點即停止試驗，測定其孔徑d(單位mm)。根據λ=100×(d-10)/10之數式算出擴孔率λ(%)。

3. 評估結果於表5示出以表2所示條件製出之鋼板的評估結果。將顯示出28000MPa・%以上之TS×El、20%以上之擴孔率(λ)及0.65以上之降伏比(YR)之鋼板，評估為具有良好衝擊特性、優異延伸特性、優異擴孔性及高強度之鋼板。

[表5]

於表6示出以表3所示條件製出之鋼板的評估結果。與以0.5%之軋縮率(SPM)施行了表面光軋之鋼板(發明例)相比，以2.0%及4.0%之軋縮率(SPM)施行了表面光軋之鋼板(發明例)雖降伏點(YP)及降伏比(YR)稍有降低，但仍可得到顯示出0.65以上之降伏比，並將降伏延伸率(YP-El)抑制在小於10%，且顯示出20%以上之擴孔率(λ)及28000MPa・%以上之高TS×El的鋼板。

[表6]

於表7示出以表4所示條件製出之鋼板的評估結果。藉由以表4所示條件來製作鋼板，可得到以下鋼板：顯示出1.5%以上之局部延伸率，且顯示出28000MPa・%以上之TS×El、20%以上之擴孔率(λ)及0.65以上之降伏比(YR)。

[表7]

圖1係鋼板之應力-應變曲線。圖2係表示經於肥粒鐵單相區及肥粒鐵/沃斯田鐵二相區中進行熱處理後之鋼板的Mn分配狀態之對映結果。

Claims

一種鋼板，其特徵在於：以質量%計含有：C：大於0.10%且小於0.55%、Si：0.001%以上且小於3.50%、Mn：大於4.20%且小於9.00%、sol.Al：0.001%以上且小於3.00%、P：0.100%以下、S：0.010%以下、N：小於0.050%、O：小於0.020%、Cr：0%以上且小於2.00%、Mo：0%以上且在2.00%以下、W：0%以上且在2.00%以下、Cu：0%以上且在2.00%以下、Ni：0%以上且在2.00%以下、Ti：0%以上且在0.300%以下、Nb：0%以上且在0.300%以下、V：0%以上且在0.300%以下、B：0%以上且在0.010%以下、Ca：0%以上且在0.010%以下、Mg：0%以上且在0.010%以下、Zr：0%以上且在0.010%以下、REM：0%以上且在0.010%以下、 Sb：0%以上且在0.050%以下、Sn：0%以上且在0.050%以下及Bi：0%以上且在0.050%以下，且剩餘部分為鐵及不純物；該鋼板之L截面中，從表面起算1/8厚度位置之金屬組織以面積率計含有10%以上的沃斯田鐵相、5%以上的回火麻田散鐵相及10%以上的肥粒鐵相，且麻田散鐵相係限制為小於15%；前述肥粒鐵相內，未再結晶肥粒鐵之面積率為30%以上且在70%以下；並且前述沃斯田鐵相之平均Mn濃度CMn γ與前述肥粒鐵相之平均Mn濃度CMn α之比CMn γ/CMn α為1.2以上。
如請求項1之鋼板，其含有選自於由以下元素所構成群組中之1種或2種以上元素：以質量%計，Cr：0.01%以上且小於2.00%、Mo：0.01%以上且在2.00%以下、W：0.01%以上且在2.00%以下、Cu：0.01%以上且在2.00%以下及Ni：0.01%以上且在2.00%以下。
如請求項1或2之鋼板，其含有選自於由以下元素所構成群組中之1種或2種以上元素：以質量%計，Ti：0.005%以上且在0.300%以下、 Nb：0.005%以上且在0.300%以下及V：0.005%以上且在0.300%以下。
如請求項1或2之鋼板，其含有選自於由以下元素所構成群組中之1種或2種以上元素：以質量%計，B：0.0001%以上且在0.010%以下、Ca：0.0001%以上且在0.010%以下、Mg：0.0001%以上且在0.010%以下、Zr：0.0001%以上且在0.010%以下及REM：0.0001%以上且在0.010%以下。
如請求項1或2之鋼板，其含有選自於由以下元素所構成群組中之1種或2種以上元素：以質量%計，Sb：0.0005%以上且在0.050%以下、Sn：0.0005%以上且在0.050%以下及Bi：0.0005%以上且在0.050%以下。
如請求項1或2之鋼板，其中前述肥粒鐵相之平均差排密度為2×10¹²/m²以上且小於4×10¹²/m²。
如請求項1或2之鋼板，其中於前述鋼板之表面具有熔融鍍鋅層。
如請求項1或2之鋼板，其中於前述鋼板之表面具有合金化熔融鍍鋅層。
一種鋼板的製造方法，其特徵在於進行以下步驟：對具有如請求項1至5中任一項之成分的鋼，施行精加工溫度在1000℃以下及捲取溫度低於300℃之熱軋延，以製成熱軋鋼板；對前述熱軋鋼板，在沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度區中進行1小時以上之熱處理，並於其後施行酸洗及冷軋延，以製成冷軋鋼板；前述冷軋延中之冷軋延率設為30%以上且在70%以下；將前述冷軋鋼板在沃斯田鐵相分率成為20%~50%之溫度區中維持30秒以上且小於15分鐘，以進行退火；並且在前述退火之溫度維持後，以2℃/秒以上且2000℃/秒以下之平均冷卻速度進行冷卻，並在100℃以上且500℃以下之溫度區中維持10秒以上且1000秒以下。
如請求項9之鋼板的製造方法，其中前述熱處理溫度與前述退火溫度之差，換算成沃斯田鐵相分率之差係相當於15%以下。
如請求項9或10之鋼板的製造方法，其於前述退火後施行熔融鍍鋅處理。
如請求項11之鋼板的製造方法，其於施行前述熔融鍍鋅處理後，在450℃以上且在620℃以下之溫度區中施行前述熔融鍍鋅的合金化處理。
如請求項9或10之鋼板的製造方法，其於前述退火後施行軋縮率為1.0%以上且小於5.0%之表面光軋。
如請求項11之鋼板的製造方法，其於前述熔融鍍鋅處理後施行軋縮率為1.0%以上且小於5.0%之表面光軋。
如請求項12之鋼板的製造方法，其於前述合金化處理後施行軋縮率為1.0%以上且小於5.0%之表面光軋。