TWI768666B - 高成形性冷軋鋼材及其製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明有關於一種高成形性冷軋鋼材及其製造方法。藉由高盤捲溫度、高裁減率之冷軋處理及低平均冷卻速度之冷卻處理，此製造方法可減少鋼胚中鈮、鈦及釩的總含量，且增寬其碳含量之範圍，以降低生產成本，並提升製程操作性。

Description

高成形性冷軋鋼材及其製造方法

本發明係有關於一種高成形性冷軋鋼材及其製造方法，且特別是有關於一種良好製程操作性之高成形性冷軋鋼材及其製造方法。

高成形性鋼材通常採用無間隙原子鋼(interstitial-free steel，If鋼)之設計。IF鋼設計屬於極低碳成分之設計，其鋼材之碳含量一般小於0.005重量百分比(基於鋼胚的重量為100重量百分比做計算)。當鋼材時效硬化性愈大，其成形性愈差，相反則反之。申言之，隨著存放時間增長，新鮮製得之鋼材逐漸硬化，並增大加工性阻抗，進而造成後續加工的困難(例如：模具的磨損及回彈)，此硬化現象稱作時效硬化(aging hardenability)。

傳統上，藉由降低鋼胚中碳含量及增加可固定碳原子之合金元素的含量，形成穩定的碳化物，並同時減少自由態碳原子，而抑制鋼材之時效硬化性，從而提升鋼材的成形性。舉例而言，可固定碳原子之合金元素可包含釩、鈮及鈦。對於碳含量小於0.005重量百分比之鋼材而言，通常使用含量大於0.05重量百分比之鈦及鈮的合金。由於，此些合金元素的價格昂貴，故增加生產成本。

此外，通常採用高溫完軋、高溫盤捲及高溫退火處理之製程條件，以完全析出碳化物，從而製得高成形性之鋼材。進一步，於煉鋼製程中，必須進行多次轉爐脫碳，以大幅地降低鋼材的碳含量，故增加製程的困難度，並且增加生產成本。

有鑑於此，亟需發展一種新的高成形性冷軋鋼材及其製造方法，以改善習知高成形性冷軋鋼材及其製造方法的上述缺點。

有鑑於上述之問題，本發明之一態樣是在提供一種高成形性冷軋鋼材之製造方法。此製造方法係藉由高盤捲溫度、高裁減率之冷軋處理及低平均冷卻速度之冷卻處理的製程條件來減少鋼胚中釩、鈮及鈦的總含量，且增寬鋼胚中碳含量的範圍，故降低生產成本，並提升製程操作性。

本發明之另一態樣是在提供一種高成形性冷軋鋼材。此高成形性冷軋鋼材係利用前述之高成形性冷軋鋼材之製造方法所製得。

根據本發明之一態樣，提出一種高成形性冷軋鋼材之製造方法。此製造方法包含提供鋼胚，此鋼胚包含0.001重量百分比至0.01重量百分比之碳、不大於0.1重量百分比之矽、不大於1.0重量百分比之錳、不大於0.12重量百分比之磷、不大於0.01重量百分比之硫、不大於0.003重量百分比之氮、0.03重量百分比至0.1重量百分比之鋁、不大於0.002重量百分比之硼、餘量的鐵及不可避免的雜質。鋼胚含有總含量為0.01重量百分比至0.03重量百分比之釩、鈮及鈦。對鋼胚進行再加熱處理後，對再加熱後之鋼胚進行熱軋處理，以獲得熱軋鋼材，其中熱軋處理之完軋溫度係不小於Ar3溫度。對熱軋鋼材進行盤捲處理，其中盤捲處理之盤捲溫度為650℃至750℃。進行盤捲處理後，進行冷軋處理，以獲得冷軋鋼材。對冷軋鋼材進行連續退火處理，其中連續退火處理之退火溫度為700℃至920℃。對退火後之冷軋鋼材進行冷卻處理，其中冷卻處理之平均冷卻速度為小於10℃/sec。對冷卻後之冷軋鋼材進行過時效處理，以獲得高成形性冷軋鋼材。高成形性冷軋鋼材之時效應力增加量為小於7MPa。

依據本發明之一實施例，再加熱處理之加熱溫度為不小於1100℃。

依據本發明之另一實施例，冷卻處理包含將退火後之冷軋鋼材冷卻到350℃至600℃。

依據本發明之又一實施例，過時效處理之平均溫度為200℃至450℃。

依據本發明之又一實施例，過時效處理之過時效處理時間為180秒至620秒。

依據本發明之又一實施例，於進行過時效處理後，高成形性冷軋鋼材之製造方法選擇性包含調質軋延處理，且調質軋延處理之軋延率為0.3%至2.7%。

依據本發明之又一實施例，於進行調質軋延處理後，高成形性冷軋鋼材之製造方法選擇性包含調質後冷卻處理，以冷卻調質後之冷軋鋼材至室溫。

依據本發明之又一實施例，冷軋處理之裁減率為大於80%且小於或等於95%。

根據本發明之一態樣，提出一種高成形性冷軋鋼材。此高成形性冷軋鋼材利用前述之高成形性冷軋鋼材之製造方法所製得。

依據本發明之一實施例，高成形性冷軋鋼材之伸長率為大於42%。

應用本發明之高成形性冷軋鋼材及其製造方法，其中藉由高盤捲溫度、高裁減率之冷軋處理及低平均冷卻速度之冷卻處理的製程條件可減少鋼胚中釩、鈮及鈦的總含量，且增寬碳含量範圍，故降低生產成本，並提升製程操作性。

以下仔細討論本發明實施例之製造和使用。然而，可以理解的是，實施例提供許多可應用的發明概念，其可實施於各式各樣的特定內容中。所討論之特定實施例僅供說明，並非用以限定本發明之範圍。

本發明之高成形性冷軋鋼材的製造方法係適用於0.001重量百分比至0.01重量百分比之低碳含量的鋼材，其碳含量範圍較傳統之IF鋼材(interstitial-free steel material)的碳含量範圍(小於0.005重量百分比)更寬廣，而可減少轉爐脫碳次數並縮短煉鋼時間，故可提升煉鋼製程的操作性。此製造方法可藉由高盤捲溫度、高裁減率之冷軋處理及低平均冷卻速度之製程條件來降低鋼材的時效硬化性，並提升其成形性，故不需要添加高總含量之鈮、鈦及釩，進而降低生產成本。

請參閱圖1，其係繪示本發明之一實施例的高成形性冷軋鋼材之製造方法的流程圖。於此製造方法100中，提供鋼胚，如操作110所示。鋼胚包含碳、矽、錳、磷、硫、氮、鋁、硼、餘量的鐵及不可避免的雜質。此不可避免的雜質係指於煉鋼過程中無法分離的雜質。再者，鋼胚含有總含量為0.01重量百分比至0.03重量百分比之釩、鈮及鈦。較佳地，此總含量可為0.02重量百分比至0.03重量百分比。

申言之，鈮、鈦及釩皆為析出強化元素，而可與碳形成碳化物，並藉此固定自由的碳原子。當鈮、鈦及釩之總含量小於0.01重量百分比時，過少的此些元素難以固定碳原子。反之，當其總含量大於0.03重量百分比時，過多的此些元素粗化析出的碳化物，而降低鋼材的成形性。

如前所述，本發明之高成形性冷軋鋼材之製造方法係適於製造碳含量範圍較寬的鋼材，此碳含量為0.001重量百分比至0.01重量百分比。當碳含量大於0.01重量百分比時，過多的碳超出鈮、鈦及釩等合金元素所能固化的量，而於金相組織產生雪明碳鐵相及更多的固溶碳，故促進鋼材的時效硬化，進而降低其成形性。當碳含量小於0.001重量百分比時，煉鋼過程耗費更多能源及時間，以降低碳含量至前述範圍內。較佳地，碳含量可為0.002重量百分比至0.005重量百分比。

在一些實施例中，矽含量為不大於0.1重量百分比。當矽含量為大於0.1重量百分比時，不利於雪明碳鐵相的生成，但會增加肥粒鐵相的強度，故降低鋼材的成形性。較佳地，矽含量為0.01重量百分比至0.1重量百分比。

在一些實施例中，錳含量為不大於1.0重量百分比。當錳含量大於1.0重量百分比時，變韌鐵相或麻田散鐵相的含量增加，而使鋼材的成形性變差。較佳地，錳含量為0.02重量百分比至1.0重量百分比。

在一些實施例中，磷含量為不大於0.12重量百分比。當磷含量大於0.12重量百分比時，磷容易於晶界處產生偏析，而導致晶界處脆化，故降低鋼材的成形性。較佳地，磷含量為等於或大於0.030重量百分比且小於0.070重量百分比。

在一些實施例中，硫含量為不大於0.01重量百分比。當硫含量大於0.01重量百分比時，易產生硫化錳等脆性介在物，故使相鄰之鋼材界面變形不均，而降低鋼材的成形性。

在一些實施例中，氮含量可為不大於0.003重量百分比。當氮含量大於0.003重量百分比時，過多的氮容易粗化氮化鈦介在物，而降低鋼材的成形性。較佳地，氮含量為0.0005重量百分比至0.003重量百分比。

在一些實施例中，鋁含量為0.03重量百分比至0.1重量百分比。當鋁含量小於0.03重量百分比時，導致脫氧不足。當鋁含量大於0.1重量百分比時，鋼材的成形性變差。

在一些實施例中，硼含量為不大於0.002重量百分比。當硼含量大於0.002重量百分比時，抑制肥粒鐵相生成，故鋼材的成形性變差。較佳地，硼含量為不大於0.001重量百分比。

在前述操作110後，對鋼胚進行再加熱處理，如操作120所示。此再加熱處理可提高鋼胚溫度，以固溶鋼胚中的合金元素，而生成沃斯田鐵相。在一些實施例中，再加熱處理之再加熱溫度(slab reheating temperature，SRT)為不小於1100℃。當再加熱溫度為前述之溫度時，鋼材中之鈮、鈦及釩合金的碳化物回溶較完整，鈮、鈦及釩元素可於後續熱軋、冷軋、退火製造過程中有效捕捉碳原子，而降低碳原子濃度，以使鋼材不具時效硬化性，而具有良好的成形性。較佳地，再加熱溫度可為等於或大於1200℃。

於操作120後，對再加熱後之鋼胚進行熱軋處理，如操作130所示。熱軋處理係於沃斯田鐵相的階段完成熱軋延，以獲得完軋鋼材。此熱軋處理之完軋溫度(finishing temperature，FT)為不小於Ar3溫度。Ar3溫度為冷卻過程中沃斯田鐵相變態成肥粒鐵相的起始溫度，其可藉由膨脹儀量測。當完軋溫度小於Ar3時，熱軋延未完全能於沃斯田鐵相階段中完成，導致金相組織粗大且不均勻，而降低鋼材的成形性。在一些實施例中，熱軋處理之軋延率可為不小於99%，其軋延道次沒有特別限制，而以達到前述之軋延率或產品精度要求為目的。

於操作130後，對熱軋鋼材進行盤捲處理，如操作140所示。盤捲處理之盤捲溫度(coiling temperature，CT)為650℃至750℃，且較佳為700℃至750℃。當盤捲溫度小於650℃時，過低溫度提供之能量不足，鈮、鈦及釩等原子無法固定碳及氮原子，而增加鋼材的時效硬化性。當盤捲溫度大於750℃時，過高溫度軟化鋼材，而導致鋼捲扁塌，且金相組織過度粗化。

於操作140後，對盤捲後之鋼材進行冷軋處理，以獲得冷軋鋼材，如操作150所示。冷軋處理係對鋼材進行更精密的軋延，以更細化金相組織，且賦予鋼材韌性。在一些實施例中，冷軋處理之裁減率為大於80%且小於或等於95%。冷軋處理的軋延道次沒有特定不限，而以達到前述之裁減率為目的。當裁減率大於80%且小於或等於95%時，鋼材於退火時可進行有效再結晶，而具備良好的成形性。較佳地，裁減率可為85%至95%。

於操作150後，對冷軋鋼材進行連續退火處理，如操作160所示。連續退火處理有助於碳化物再次析出，以促使其完全地析出，從而降低鋼材之時效硬化性。

在一些實施例中，連續退火處理之退火溫度為700℃至920℃，且較佳可為750℃至900℃。當退火溫度小於700℃時，過低溫度難以提供固定碳原子所需的能量，故增加鋼材的時效硬化性並降低其成形性。當退火溫度大於920℃時，金相組織過度粗化，而增加鋼材之脆性。

在一些實施例中，於連續退火處理中，先加熱鋼材至退火溫度，少數已於冷軋處理中固定的碳原子(即形成碳化物之碳原子)可能再固溶，且於連續退火處理後之冷卻處理中再次被固定。

在一些實施例中，連續退火處理之退火時間為20秒至130秒，且較佳可為50秒至100秒。當退火時間為20秒至130秒時，足夠的退火時間利於碳化物的析出，故降低鋼材之時效硬化性，並提升其成形性。

於操作160後，對退火後之冷軋鋼材進行冷卻處理，如操作170所示。在一些實施例中，冷卻處理之平均冷卻速度為小於10℃/sec，且較佳可為不大於8℃/sec。當平均冷卻速度等於或大於10℃/sec時，過快的平均冷卻速度不利於碳化物的再析出，而增加鋼材的時效硬化性，並降低其成形性。

在另一些實施例中，連續退火處理後之冷卻處理可提供能量，以使鈮、鈦及釩等固化合金元素再次固定被固溶的碳原子，而降低鋼材之時效硬化性並提升其成形性。再者，在一些具體例中，冷卻處理可使用多階段的冷卻方式，例如緩冷與急冷之任意組合。此多階段的冷卻方式沒有特定限制，而以達到前述之平均冷卻速度為必要的目的。

在一些實施例中，冷卻處理係冷卻鋼材到350℃至600℃，且較佳地可冷卻到400℃至550℃。當冷卻溫度為350℃至600℃時，此溫度可穩定碳化物，碳化物於此階段持續析出，而減少固溶的碳原子，故降低鋼材之時效硬化性。

於操作170後，對冷卻後之冷軋鋼材進行過時效處理，以獲得高成形性冷軋鋼材，如操作180所示。在一些實施例中，過時效處理之平均溫度為200℃至450℃，且較佳可為250℃至400℃。當此平均溫度為200℃至450℃時，過時效處理易使固溶碳析出，以減少自由態的碳原子，而避免其進入鋼材組織的差排的位置中，故降低鋼材的時效硬化性，並提升其成形性。在一些實施例中，過時效處理可利用但不限於氣冷或輥冷方式進行。

在一些實施例中，過時效處理之過時效時間為180秒至620秒，且較佳可為200秒至600秒。當過時效時間為180秒至620秒時，足夠的時間可使固溶的碳形成碳化物，以降低鋼材的時效硬化性，並提升其成形性。

請再參閱圖1，在一些實施例中，於進行過時效處理(即操作180)後，高成形性冷軋鋼材之製造方法100可選擇性包含調質軋延處理。在一些實施例中，調質軋延處理之軋延率為0.3%至2.7%，且較佳可為0.5%至2.5%。當軋延率為0.3%至2.7%時，調質軋延處理可整平鋼材，並於金相中產生可移動的差排，以降低鋼材之時效硬化性。

在一些實施例中，於進行調質軋延處理後，高成形性冷軋鋼材之製造方法100可選擇性包含調質軋後冷卻處理。在一些具體例中，此冷卻處理包含冷卻經過調質軋延處理後之冷軋鋼材至室溫。

另外，本發明提供一種高成形性冷軋鋼材，其係利用前述之製造方法所製得。在一些實施例中，高成形性冷軋鋼材之伸長率為大於42%，且較佳為不小於43%。當伸長率大於42%時，所製得之高成形性冷軋鋼材不具時效硬化性，而具有良好之成形性。

在一些實施例中，高成形性冷軋鋼材之降伏強度可為小於340MPa，且較佳可小於260MPa。當降伏強度小於340MPa時，所製得之高成形性冷軋鋼材具有良好之成形性。

以下利用實施例以說明本發明之應用，然其並非用以限定本發明，任何熟習此技藝者，在不脫離本發明之精神和範圍內，當可作各種之更動與潤飾。

高成形性冷軋鋼材之製造

實施例1

實施例1的高成形性冷軋鋼材係提供鋼胚後，再加熱此鋼胚，其組成分如下表1所示。對再加熱後鋼胚進行熱軋，其完軋溫度為928℃(相較於Ar3溫度，高出23℃)。對熱軋後鋼材進行冷卻後，進行盤捲。接著，對盤捲後鋼材進行冷軋，以製得冷軋鋼材。再對冷軋鋼材進行連續退火，並利用氣冷或輥冷對退火後鋼材進行冷卻。接著，對冷卻後鋼材進行過時效處理。然後，對過時效後鋼材進行調質軋延，再冷卻鋼材至室溫，以製得實施例1之高成形性冷軋鋼材，且詳細製程條件如表1所示。所製得之鋼材以下述之評價方式進行試驗，且其結果亦詳列於表1。

實施例2至3及比較例1

實施例2至3及比較例1皆以與實施例1相同的方法進行製造。不同的是，實施例2至3及比較例1係改變鋼胚組成及製程條件，其具體條件與評價結果如表1所示。

評價方式

1.時效硬化性試驗

時效硬化性試驗係採用加速時效評估方式，其中在對鋼材實施2%(以原本長度做為100%)的預拉伸變形後，於170℃下，經恆溫20分鐘，以進行時效處理。在時效處理前，量測鋼材的預變形應力，並在時效處理後，量測鋼材的降伏應力。將時效處理後的降伏應力扣除時效處理前的預變形應力，所獲得之差值為時效應力增加量(亦稱烘烤硬化性)。以此時效應力增加量評估鋼材的時效硬化性，其中當鋼材的時效應力增加量小於7MPa時，則稱其不具時效硬化性。

2.伸長率試驗

伸長率(elongation)試驗係依據標準方法CNS 2112，G2014進行測試，且其單位為%。申言之，使用伸長率評估鋼材的成形性。鋼材之伸長率愈大，則表示其成形性愈佳。

3.降伏強度試驗

降伏強度(yield strength)試驗係依據標準方法CNS 2112，G2014進行測試，且其單位為MPa。

表1

	實施例	比較例
1	2	3	1
鋼胚組成(重量 百分比)	碳	0.001〜0.01	0.0025
矽	0.08	0.02	0.02	0.08
錳	0.47	0.46	0.46	1.1
磷	0.046	0.045	0.046	0.070
硫	0.0015	0.0016	0.0016	0.007
氮	0.002	0.002	0.002	0.003
鋁	0.038	0.042	0.036	0.05
硼	0.0002	0.0011	0.0003	0.0002
釩、鈮及鈦之總含量	0.012	0.011	0.03	0.05
製程條件	再加熱處理	再加熱溫度(℃)	1200
熱軋處理	完軋溫度(℃)	928	929	921	920
盤捲處理	盤捲溫度(℃)	700〜750	600
冷軋處理	裁減率(%)	85〜95	70〜80
連續退火處理	退火溫度(℃)	780〜900	800
退火時間(秒)	50〜100	70
冷卻處理	平均冷卻速度 (℃/sec)	7	10
冷卻後之溫度(℃)	400〜550
過時效處理	平均溫度(℃)	250〜400
過時效時間(秒)	200〜600
調質軋延處理	軋延率(%)	0.5〜2.5
評價方式	時效應力增加量(MPa)	＜5	＜5	＜5	＜5
伸長率(%)	43	43	44	42
降伏強度(MPa)	220	203	200	210

請參閱表1，相較於比較例1之製造方法，實施例1至3之製造方法係使用較高盤捲溫度、較高裁減率之冷軋處理及較低平均冷卻速度之冷卻處理的製程條件，其中盤捲處理為熱軋處理後之冷卻過程，於較高溫下進行盤捲可提供足夠的能量，以使鈮、鈦及釩等原子能夠固定碳原子。

再者，前述之冷卻處理為連續退火後之冷卻過程，在較低平均冷卻速度下，緩慢冷卻鋼材，可固定原本存在的自由態碳原子，亦可再次固定於前面連續退火處理中被固溶出的碳原子，以徹底析出鋼材金相中的碳化物，故可提升鋼材之成形性。此外，較高的冷軋處理之裁減率亦可提升鋼材的成形性。

另一方面，相較於比較例1之製造方法，實施例1至3之製造方法係使用較低總含量的釩、鈮及鈦之鋼胚。此二個實施例之製造方法係藉由前述之特定製程條件，徹底析出鋼材金相中碳化物，因此可減少釩、鈮及鈦的總含量，而仍維持鋼材之時效應力增佳量在小於5MPa之範圍內，即未增加其時效硬化性。故，實施例1至3之製造方法可降低釩、鈮及鈦之總含量，從而降低生產成本。

進一步，相較於比較例1之製造方法，實施例1至3之製造方法使用碳含量範圍較寬之鋼胚。如前所述，除了固定原本自由態碳原子之外，實施例1至3之製造方法更可再次固定被固溶出的碳原子，而徹底析出鋼材金相中之碳化物。因此，實施例1至3之製造方法不需要嚴格控制鋼胚的碳含量，以減少煉鋼製程中轉爐脫碳的次數，故可降低製程困難度並增寬其操作性。

相對地，比較例1採用較低盤捲溫度、較高裁減率之冷軋處理及較高平均冷卻速度之冷卻處理的製程條件，且使用較高總含量的釩、鈮及鈦及較窄範圍的碳含量之鋼胚。詳述之，較低盤捲溫度與較高平均冷卻速度所提供之能量較低且提供碳原子擴散的時間不足，僅能維持穩定原本固定的碳原子(即已析出之碳化物)，而無法再次固定被固溶出的碳原子。因此，比較例1之製造方法須使用較高總含量的釩、鈮及鈦之鋼胚來固定碳原子。

此外，比較例1之製造方法亦需刻意控制鋼胚的碳含量，以降低鋼材金相中之自由碳的含量。為了控制碳含量，煉鋼製程將進行多次的轉爐脫碳，故增加製程難度。所以，比較例1之製造方法增加生產成本且降低製程操作性。

綜上所述，本發明之高成形性冷軋鋼材及其製造方法係藉由高盤捲溫度、高裁減率之冷軋處理及低平均冷卻速度之冷卻處理來降低鋼胚中釩、鈮及鈦的總含量，且增寬碳含量之範圍，以降低生產成本並提升製程操作性。

雖然本發明已以實施方式揭露如上，然其並非用以限定本發明，在本發明所屬技術領域中任何具有通常知識者，在不脫離本發明之精神和範圍內，當可作各種之更動與潤飾，因此本發明之保護範圍當視後附之申請專利範圍所界定者為準。

100:方法 110,120,130,140,150,160,170,180:操作

為了對本發明之實施例及其優點有更完整之理解，現請參照以下之說明並配合相應之圖式。必須強調的是，各種特徵並非依比例描繪且僅係為了圖解目的。相關圖式內容說明如下： 圖1係繪示根據本發明之一實施例的高成形性冷軋鋼材之製造方法的流程圖。

100:方法

110,120,130,140,150,160,170,180:操作

Claims (10)

1. 一種高成形性冷軋鋼材之製造方法，包含：提供一鋼胚，其中該鋼胚包含：0.001重量百分比至0.01重量百分比之碳；不大於0.1重量百分比之矽；不大於1.0重量百分比之錳；不大於0.12重量百分比之磷；不大於0.01重量百分比之硫；不大於0.003重量百分比之氮；0.036重量百分比至0.1重量百分比之鋁；不大於0.002重量百分比之硼；餘量的鐵；以及不可避免的雜質；其中該鋼胚含有總含量為0.01重量百分比至0.03重量百分比之釩、鈮及鈦；對該鋼胚進行一再加熱處理；對再加熱後之該鋼胚進行一熱軋處理，以獲得一熱軋鋼材，其中該熱軋處理之一完軋溫度係不小於Ar3溫度；對該熱軋鋼材進行一盤捲處理，其中該盤捲處理之一盤捲溫度為650℃至750℃；進行該盤捲處理後，進行一冷軋處理，以獲得一冷軋鋼材；對該冷軋鋼材進行一連續退火處理，其中該連續退火處理之一退火溫度為700℃至920℃； 對退火後之該冷軋鋼材進行一冷卻處理，其中該冷卻處理之一平均冷卻速度為小於10℃/sec；以及對冷卻後之該冷軋鋼材進行一過時效處理，以獲得該高成形性冷軋鋼材；其中該高成形性冷軋鋼材之一時效應力增加量為小於7MPa。
2. 如請求項1所述之高成形性冷軋鋼材之製造方法，其中該再加熱處理之一再加熱溫度為不小於1100℃。
3. 如請求項1所述之高成形性冷軋鋼材之製造方法，其中該冷卻處理包含將退火後之該冷軋鋼材冷卻到350℃至600℃。
4. 如請求項1所述之高成形性冷軋鋼材之製造方法，其中該過時效處理之一平均溫度為200℃至450℃。
5. 如請求項1所述之高成形性冷軋鋼材之製造方法，其中該過時效處理之一過時效處理時間為180秒至620秒。
6. 如請求項1所述之高成形性冷軋鋼材之製造 方法，其中於進行該過時效處理後，該高成形性冷軋鋼材之製造方法更包含一調質軋延處理，且該調質軋延處理之一軋延率為0.3%至2.7%。
7. 如請求項6所述之高成形性冷軋鋼材之製造方法，其中於進行該調質軋延處理後，該高成形性冷軋鋼材之製造方法更包含一調質後冷卻處理，以冷卻調質後之該冷軋鋼材至室溫。
8. 如請求項1所述之高成形性冷軋鋼材之製造方法，其中該冷軋處理之一裁減率為大於80%且小於或等於95%。
9. 一種高成形性冷軋鋼材，利用如請求項1至8之任一項所述之高成形性冷軋鋼材之製造方法所製得。
10. 如請求項9所述之高成形性冷軋鋼材，其中該高成形性冷軋鋼材之一伸長率為大於42%。

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