TW202012649A - 鋼板 - Google Patents

Abstract

本發明提供一種具有優異局部延性及高強度之含Mn濃度高之鋼板。本發明鋼板之特徵在於：其含有預定量之C、Si及sol.Al，且以質量%計含有大於4%且小於9%的Mn，限制P、S、N及O的含量，含有任意選擇的元素，且剩餘部分為鐵及不純物；該鋼板之L截面之1/4t部之金屬組織以面積率計，含有25%以上且90%以下之回火麻田散鐵、3%以下之肥粒鐵、10%以上且50%以下之殘留沃斯田鐵及25%以下之新生麻田散鐵；並且將第1區域與第2區域之境界長度的總和除以第1區域與第2區域之合計面積而得之值、即界面密度為2.7μm^-1 以上，該第1區域為殘留沃斯田鐵或新生麻田散鐵之任一者的區域，該第2區域為從1/4位置之金屬組織排除第1區域之外的區域。

Description

鋼板

本揭示有關一種具優異成形性與超高強度特性之鋼板，具體而言係關於一種具優異局部延性與高拉伸強度的含Mn濃度高之鋼板。

發明背景 為達成汽車車體及零件等的輕量化及安全性二者，屬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。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強度鋼板，需要具有優異壓製成形性。尤其，對於以延伸凸緣成形及擴孔加工為主體的車體用構件，作為鋼板之機械特性，除了具有高強度之外，還要求具有高局部延性。

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的變態誘發塑性之鋼，即所謂的TRIP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相而製得。作為使沃斯田鐵穩定化之技術，已提案出以下：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，鋼板中含有之C含量越多，沃斯田鐵會更穩定化，而能夠增加殘留沃斯田鐵量，結果便可製造出強度與延伸率二者皆優異之鋼板。然而，當鋼板使用於構造構件時，多會於鋼板進行熔接，但鋼板中之C含量若多，便難以充分確保熔接性，在作為構造構件使用上會有所限制。因此，期望以較少之C含量來提升鋼板之強度與延伸率二者。

作為C含量較上述TRIP鋼少、殘留沃斯田鐵量較上述TRIP鋼多並且強度與延性大於上述TRIP鋼之鋼板，已提案出一種添加有大於4.0質量%的Mn之鋼(例如：非專利文獻1)。然而，上述鋼係以如箱式退火之類的長時間加熱製程為其要件。因此，適於製造供於汽車用構件之高強度鋼板的如連續退火之類的短時間加熱製程之材料設計並未被充分研討，用以提高此種情況下的局部延性之要件並不明確。

專利文獻2中揭示有一種鋼板，其添加有3.5質量%以上的Mn，並藉由將肥粒鐵控制在30%~80%，而使其拉伸強度及延伸性優異。

專利文獻3中揭示有一種鋼板，其係針對添加有3~7質量%的Mn之鋼，藉由將殘留沃斯田鐵之生成抑制在小於20體積%來提升局部延性，具體而言，該鋼板之局部延伸率為8%以上。

專利文獻4中揭示有一種高強度鋼板，其含2.0~6.0質量%的Mn且具20體積%以上之殘留沃斯田鐵量。

專利文獻5中揭示有一種高強度鋼板，其含1.68~3.8質量%的Mn，局部延性優異，並且局部延伸率為4%以上。

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2012-237054號公報 專利文獻3：日本特開2003-138345號公報 專利文獻4：日本特開平7-188834號公報 專利文獻5：日本特開2017-53001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 為了使用高強度鋼板作為汽車用構件，期望在不使熔接性降低之前提下，確保屬相反特性之強度與成形性。具體而言，係期望具有優異延伸特性及高強度。

然而，例如上述專利文獻2及非專利文獻1所揭示之類的含Mn濃度高的鋼板中，由於富含未再結晶肥粒鐵，故不會加工硬化，加工及成形性低。亦即，上述具有富含未再結晶肥粒鐵之組織的含Mn濃度高之鋼板，無法兼具汽車用鋼板所要求的拉伸強度與加工及成形性。

於專利文獻3記載之發明例的鋼板，由於C含量小於0.2質量%而較低，故拉伸強度為1090MPa以下，關於將C含量保持在小於0.2質量%而將拉伸強度製成1200MPa以上的高強度者，則示出拉伸強度為1233MPa且局部延伸率為1.3%之比較例，其局部延性降低。

於專利文獻4記載之鋼板，係將熱軋板或冷軋板在800℃以上進行預備熱處理，使其沃斯田鐵化後加以冷卻，之後以650~750℃的退火溫度進行2次退火，藉此促進合金元素往沃斯田鐵中濃縮，而生成了20體積%以上之殘留沃斯田鐵者。然而，於專利文獻4記載之發明的鋼板並未獲得充分的局部延性。

針對於專利文獻5記載之已提高含Mn濃度的鋼板，則示出Mn含量為6.0質量%且局部延伸率為0.9%之比較例，其局部延性不高。

因此，期望有一種具優異局部延性與高拉伸強度之含Mn濃度高之鋼板。

用以解決課題之手段 為了在含Mn濃度高之鋼板中確保優異局部延性與高強度，本發明人等發現到以下為有效：使鋼板之金屬組織以面積率(面積%)計，含有25%以上且90%以下之回火麻田散鐵及3%以下之肥粒鐵作為母相，且含有10%以上且50%以下之殘留沃斯田鐵及25%以下之新生麻田散鐵作為其他相，並且使殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度為2.7μm^-1 以上。

局部延性係材料可承受在延伸凸緣成形及彎曲加工之局部變形區域產生的龜裂擴展之特性，其指標為由單軸拉伸試驗所得之局部延伸率。

在單軸拉伸試驗中，微觀組織中存在具有高硬度之新生麻田散鐵或殘留沃斯田鐵時，於局部變形開始後的頸縮區域可能會發生空隙。若發生空隙，在後續的變形過程中空隙會彼此連結、擴展，因而導致龜裂產生及擴張，而終至斷裂。

本發明人等認為對於來自任意方向之龜裂擴張，製成參差小的微觀組織可有效提升局部延性，而進行了精闢研討，結果本發明人等發現到藉由製成以下微觀組織，可得到高強度且具有優異局部延性之鋼板。

將鋼板金屬組織之母相製成回火麻田散鐵。麻田散鐵係於該相中富含差排的低溫變態相，在增加鋼板強度上其為有用之相。此外，藉由設為回火麻田散鐵，可提升強度-局部延性之平衡。

藉由使微觀組織中含有殘留沃斯田鐵，來提升延性。藉此，不僅會展現出軟質的沃斯田鐵所帶來的提升延性的效果，還會因在加工時產生加工誘發變態成為麻田散鐵而展現出TRIP效果，可更加提升強度-延性-局部延性之平衡。

殘留沃斯田鐵周圍在淬火時會鄰接一部分經變態後的新生麻田散鐵。新生麻田散鐵及因加工誘發變態而產生之麻田散鐵係較母相之回火麻田散鐵更為硬質之相，其等不僅可增加鋼的強度，還具有在界面阻止從軟質相擴張而來的龜裂擴張之作用。

具體而言，L截面中，從表面起算厚度的1/4位置之金屬組織以面積率計含有25%以上且90%以下之回火麻田散鐵、3%以下之肥粒鐵、10%以上且50%以下之殘留沃斯田鐵及25%以下之新生麻田散鐵。另，此處所謂L截面係指平行於板厚方向與軋延方向並且以通過鋼板之軋延方向的中心軸之方式裁切而成的面。

惟，也發現到具有殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相互連結而成的粗大組織形態時，殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於回火麻田散鐵之母相的界面變少，因此使龜裂擴張的障礙減少，導致在早期便發生斷裂，亦即局部延性會劣化。

於是，本發明人等更發現了藉由使殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵成為微細且複雜的形狀，局部延性便明顯提升。具體而言，如圖1及圖2所示，藉由使由殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵所構成之組織相對於回火麻田散鐵成為細小且複雜交錯的組織，便可在殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於回火麻田散鐵之母相的界面，阻止從軟質層擴張來的龜裂擴張。圖1係將本發明一實施形態之鋼板的L截面進行鏡面研磨及硝太蝕劑處理後，進行觀察而得之掃描型電子顯微鏡(SEM)圖像。圖2係將圖1之SEM圖像進行2值化處理而得之2階度(gradation)圖像。控制鋼板之金屬組織，使殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度成為2.7μm^-1 以上。該金屬組織中，殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於母相的界面係以一定比率存在且該界面對任意之龜裂擴張方向會成為阻礙，故會提升界面強度，而可得優異局部延性。

本揭示之鋼板係根據上述知識見解而作成者，其主旨如下。 (1)一種鋼板，其特徵在於： 其以質量%計含有： C：大於0.20%且小於0.55%、 Si：0.001%以上且小於3.50%、 Mn：大於4.00%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%、 B：0.0000%以上且小於0.010%、 Cr：0.00%以上且小於2.00%、 Mo：0.00%以上且2.00%以下、 W：0.00%以上且2.00%以下、 Cu：0.00%以上且2.00%以下、 Ni：0.00%以上且2.00%以下、 Ti：0.00%以上且0.300%以下、 Nb：0.00%以上且0.300%以下、 V：0.00%以上且0.300%以下、 Ca：0.00%以上且0.010%以下、 Mg：0.00%以上且0.010%以下、 Zr：0.00%以上且0.010%以下、 REM：0.00%以上且0.010%以下、 Sb：0.00%以上且0.050%以下、 Sn：0.00%以上且0.050%以下及 Bi：0.00%以上且0.050%以下，且 剩餘部分為鐵及不純物； 該鋼板之L截面中，從表面起算厚度的1/4位置之金屬組織以面積率計含有25%以上且90%以下之回火麻田散鐵、10%以上且50%以下之殘留沃斯田鐵及25%以下之新生麻田散鐵；並且 將第1區域與第2區域之境界長度的總和除以前述第1區域與前述第2區域之合計面積而得之值、即界面密度為2.7μm^-1 以上，前述第1區域為前述1/4位置之金屬組織中，殘留沃斯田鐵或新生麻田散鐵之任一者的區域，前述第2區域為從前述1/4位置之金屬組織排除前述第1區域之外的區域。 (2)如上述(1)之鋼板，其以質量%計含有B：0.0003%以上且小於0.010%。 (3)如上述(1)或(2)之鋼板，其含有以下中之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2.00%以下、 W：0.01%以上且2.00%以下、 Cu：0.01%以上且2.00%以下及 Ni：0.01%以上且2.00%以下。 (4)如上述(1)至(3)中任一項之鋼板，其含有以下中之1種或2種以上元素： 以質量%計， Ti：0.005%以上且0.300%以下、 Nb：0.005%以上且0.300%以下及 V：0.005%以上且0.300%以下。 (5)如上述(1)至(4)中任一項之鋼板，其含有以下中之1種或2種以上元素： 以質量%計， Ca：0.0001%以上且0.0100%以下、 Mg：0.0001%以上且0.0100%以下、 Zr：0.0001%以上且0.0100%以下及 REM：0.0001%以上且0.0100%以下。 (6)如上述(1)至(5)中任一項之鋼板，其更含有以下中之1種或2種以上元素： 以質量%計， Sb：0.0005%以上且0.0500%以下、 Sn：0.0005%以上且0.0500%以下及 Bi：0.0005%以上且0.0500%以下。 (7)如上述(1)至(6)中任一項之鋼板，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，前述鋼板之表面具有合金化熔融鍍鋅層。

發明效果 根據本揭示，可提供一種具有優異局部延性及高強度之含Mn濃度高之鋼板。

用以實施發明之形態 以下，說明本揭示鋼板之實施形態之示例。 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0.20%且小於0.55%) C係一種為了提高鋼之拉伸強度極為重要之元素。為了得到充分的殘留沃斯田鐵量，必須有大於0.20%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%。從提高拉伸強度與總延伸率之觀點來看，C含量之下限值宜在0.24%以上且較宜在0.28%以上。而C含量之上限值宜在0.40%以下且較宜在0.35%以下，藉由使C含量之上限值為上述範圍，可更提高鋼板之熔接性。

(Si：0.001%以上且小於3.50%) Si係一種會強化回火麻田散鐵並將組織均勻化而可有效改善局部延性之元素。另外，Si還具有抑制雪明碳鐵的析出與粗大化，並使在退火中生成之沃斯田鐵變得容易控制的作用。為了獲得上述效果，必須有0.001%以上之Si含量。Si含量之下限值宜在0.01%以上、較宜在0.30%以上且更宜在0.50%以上。藉由使Si含量之下限值為上述範圍，可更加提升鋼板的局部延性。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%。此外，Si含量之上限值宜在3.00%以下且較宜在2.50%以下。

(Mn：大於4.00%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。又，本揭示鋼板中係將Mn分配至沃斯田鐵中，以使沃斯田鐵更穩定化。為了要在室溫下使沃斯田鐵穩定化，必須有大於4.00%的Mn。另一方面，若鋼板含有過多Mn，便會損及延性及局部延性，因此Mn含量上限設為小於9.00%。Mn含量之下限值宜在4.30%以上，且較宜在4.80%以上。而Mn含量之上限值宜在8.00%以下，且較宜在7.50%以下。藉由使Mn含量之下限值及上限值為上述範圍，可使沃斯田鐵更穩定化。

(sol.Al：0.001%以上且小於1.00%) Al為脫氧劑，必須含有0.001%以上。又，Al會擴大退火時之二相溫度區，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1.00%。sol.Al含量之下限值宜在0.005%以上、較宜在0.010%以上且更宜在0.020%以上。而sol.Al含量之上限值宜在0.80%以下，且較宜在0.60%以下。藉由使sol.Al含量之下限值及上限值為上述範圍，可使脫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0.000%。P含量之下限值亦可大於0.000%或在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，而招致韌性劣化。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0.000%。S含量之下限值亦可設為大於0.000%或設為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便會損及韌性。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0.000%。N含量之下限值亦可設為大於0.000%或設為0.001%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0.000%。O含量之下限值亦可設為大於0.000%或設為0.001%以上，而O含量越少越好。

(B：0.0000%以上且0.010%以下) B並非本實施形態之鋼板的必要元素，故可不含有，其含量為0.0000%以上。然而，B會強化殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面，更加提升局部延性的效果大，因此本實施形態之鋼板宜含有B。為了獲得藉由添加B所帶來的提升局部延性的效果，必須有大於0.0003%之B含量。另一方面，若含有過量的B便會損及韌性，故B含量之上限設為0.010%以下。B含量之下限值宜在0.0005%以上且較宜在0.0008%以上，而B含量之上限值宜在0.0050%以下且較宜在0.0030%以下。

本實施形態之鋼板亦可更含有選自於由以下所構成群組中之1種或2種以上元素：Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi。然而，本實施形態之鋼板不一定需要Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi，因此亦可不含有Cr、Mo、W、Cu、Ni、Ti、Nb、V、Ca、Mg、Zr、REM、Sb、Sn及Bi，亦即含量之下限值亦可為0%。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一般亦以多個種類之REM之合金亦即稀土金屬合金之形態來供給。因此，既可以使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。

(Cr：0.00%以上且小於2.00%) (Mo：0.00%以上且2.00%以下) (W：0.00%以上且2.00%以下) (Cu：0.00%以上且2.00%以下) (Ni：0.00%以上且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，各自的含量為0.00%以上。但是，由於Cr、Mo、W、Cu及Ni係會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，將選自於由Cr、Mo、W、Cu及Ni所構成群組中之1種或2種以上元素各自的含量上限值設為2.00%以下。

(Ti：0.000%以上且0.300%以下) (Nb：0.000%以上且0.300%以下) (V：0.000%以上且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，各自的含量為0.000%以上。然而，Ti、Nb及V係會生成微細碳化物、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，若含有過多該等元素，便會有熱軋鋼板強度過度上升而冷軋延性降低的情況。因此，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。

(Ca：0.000%以上且0.010%以下) (Mg：0.000%以上且0.010%以下) (Zr：0.000%以上且0.010%以下) (REM：0.000%以上且0.010%以下) Ca、Mg、Zr及REM(稀土族金屬)並非本揭示鋼板的必要元素，故亦可不含有，各自的含量為0.000%以上。然而，Ca、Mg、Zr及REM可提升鋼板的韌性。為了獲得該效果，選自於由Ca、Mg、Zr及REM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0.0001%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。

(Sb：0.000%以上且0.050%以下) (Sn：0.000%以上且0.050%以下) (Bi：0.000%以上且0.050%以下) Sb、Sn及Bi並非本揭示鋼板的必要元素，故亦可不含有，各自的含量為0.000%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，而會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，故將該等元素各自的含量上限值設為0.050%以下。

本實施形態之鋼板之化學組成中，剩餘部分為Fe及不純物。

所謂「不純物」係指在工業上製造鋼材時，由礦石、廢料等原料或因製造步驟的種種因素而混入之成分，且係指在不會對本發明造成不良影響的範圍內所容許之物。

2.金屬組織 接下來說明本實施形態之鋼板之金屬組織。以下說明中，表示各相之分率的符號「%」若無特別說明則指面積率(%)。

本實施形態之鋼板之L截面中，從表面起算厚度的1/4位置(也稱1/4t部)之金屬組織含有25%以上且90%以下之回火麻田散鐵及3%以下之肥粒鐵作為母相，並且含有10%以上且50%以下之殘留沃斯田鐵及25%以下之新生麻田散鐵作為其他相。此外，殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度為2.7μm^-1 以上。此處，各相之分率會隨退火條件而變化，對強度、局部延性等材質會有所影響。所謂L截面係指平行於板厚方向與軋延方向並且以通過鋼板之軋延方向的中心軸之方式裁切而成的面。

回火麻田散鐵及肥粒鐵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。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1/4位置之金屬組織，以測定回火麻田散鐵及肥粒鐵各自的面積率。

殘留沃斯田鐵之面積率係利用X射線繞射法來測定。在掃描型電子顯微鏡之觀察中，難以區別殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵(亦即，未回火之麻田散鐵)，因此回火麻田散鐵及新生麻田散鐵之面積率係利用以下方法來測定。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鋼板表面起算厚度的1/4位置之微觀組織，以測定殘留沃斯田鐵及新生麻田散鐵的合計面積率。接著，從殘留沃斯田鐵及新生麻田散鐵的合計面積率減去以X射線繞射法測得之殘留沃斯田鐵的面積率，以算出新生麻田散鐵的面積率。

(鋼板之1/4t部的金屬組織中回火麻田散鐵之面積率：25%以上且90%以下) 本實施形態之鋼板之L截面中，從表面起算厚度的1/4t部之金屬組織以面積率計，含有25%以上且90%以下之回火麻田散鐵。回火麻田散鐵係提高局部延性之本實施形態之鋼板的母相。因此，為了提升局部延性，必須有25%以上之回火麻田散鐵。另一方面，若含有過量的回火麻田散鐵，殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵便會過少，而不僅拉伸強度會變低，延性也會劣化，故回火麻田散鐵之面積率上限係設為90%以下。回火麻田散鐵之面積率的下限值宜為40%以上。並且，回火麻田散鐵之面積率的上限值宜為80%以下。

(鋼板之1/4t部的金屬組織中殘留沃斯田鐵之面積率：10%以上且50%以下) 本實施形態之鋼板之L截面中，從表面起算厚度的1/4t部之金屬組織以面積率計，含有10%以上且50%以下之殘留沃斯田鐵。

殘留沃斯田鐵係會藉由變態誘發塑性來提高鋼板的拉伸強度與延性之相。殘留沃斯田鐵會因伴隨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，因此藉由對鋼板進行加工也有助於提升所得鋼材之強度。為獲得該等效果，必須將殘留沃斯田鐵之面積率設為10%以上。殘留沃斯田鐵之面積率的下限值宜在15%以上、較宜在20%以上且更宜在30%以上。

殘留沃斯田鐵之面積率越高越好。然而，以下述方法製造具有上述化學成分之合金時，殘留沃斯田鐵之面積率的上限係50%。若含有大於9.0%的Mn，便可使殘留沃斯田鐵大於50%，但此時會損及熱加工性及鑄造性。殘留沃斯田鐵之面積率若考慮到氫脆性的觀點，係以45%以下為宜，且較宜在40%以下。

(鋼板之1/4t部的金屬組織中新生麻田散鐵之面積率：25%以下) 本實施形態之鋼板之L截面中，從表面起算厚度的1/4t部之金屬組織以面積率計，含有25%以下之新生麻田散鐵。

本實施形態之鋼板中，金屬組織中的新生麻田散鐵為未回火之麻田散鐵，且係可強化本實施形態鋼板而提高鋼板之拉伸強度之相。然而，新生麻田散鐵本身為硬質相，因此也係具有使局部延性劣化的作用之相。為了不使局部延性降低，金屬組織中的新生麻田散鐵之面積率設為25%以下，且宜設為15%以下，更宜設為10%以下。

(鋼板之1/4t部的金屬組織中肥粒鐵之面積率：3%以下) 本實施形態之鋼板之L截面中，從表面起算厚度的1/4t部之金屬組織以面積率計含有3%以下之肥粒鐵。

實施形態之鋼板中，金屬組織中的肥粒鐵含量少是重要的。其係因金屬組織中的肥粒鐵含量若變多，延性便會降低之故。為了不使延性降低，金屬組織中的肥粒鐵之面積率設為3%以下，較宜設為1%以下，且以實質上設為0%更佳。

(鋼板之1/4t部的金屬組織中，殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度為2.7μm^-1 以上) 本實施形態之鋼板之L截面中，從表面起算厚度的1/4t部之金屬組織中，將第1區域與第2區域之境界長度的總和除以第1區域與第2區域之合計面積而得之值、即界面密度為2.7μm^-1 以上，該第1區域為殘留沃斯田鐵或新生麻田散鐵之任一者的區域，該第2區域為從1/4位置之金屬組織排除第1區域之外的區域。界面密度更宜為3.15μm^-1 以上。

本實施形態之鋼板中，殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵會在以回火麻田散鐵作為主體之母相之間生成界面。將第1區域與第2區域之境界長度的總和除以第1區域與第2區域之合計面積而得之值、即界面密度為2.7μm^-1 以上，該第1區域為殘留沃斯田鐵或新生麻田散鐵之任一者的區域，該第2區域為第1區域以外之以回火麻田散鐵作為主體之母相。如上述，本實施形態之鋼板具有以下組織：殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面之密度(亦即，界面密度)為2.7μm^-1 以上之組織。殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度之測定，可根據藉由上述掃描型電子顯微鏡所得微觀組織圖像來進行。

殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度對局部延性有很大影響，該密度為2.7μm^-1 以上時，殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵呈現微細且相互獨立之構造，因此會成為均質的界面分布，可得到良好的局部延性。

殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度小於2.7μm^-1 時，殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵便呈現粗大且相互連結之構造，因此不會成為均質的界面分布，而損及抑制龜裂擴展之效果。

如下述方式來從藉由掃描型電子顯微鏡所得微觀組織圖像，導出殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度。首先，在微觀組織圖像中，令殘留沃斯田鐵或新生麻田散鐵之任一者的區域為第1區域，且令從前述微觀組織圖像之整個區域排除第1區域之外的區域為第2區域。第1區域與第2區域的區別係利用以下來進行：殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵在藉由掃描型電子顯微鏡所得微觀組織圖像中，對比其他相係亮度相對高的區域。接著，導出第1區域與第2區域之境界長度的總和，並除以第1區域與第2區域之合計面積，將所得之值設為殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度。上述微觀組織圖像可為鋼板之L截面中，從表面起算厚度的1/4t部之金屬組織中，例如利用掃描型電子顯微鏡(SEM)照片，以5000倍的倍率觀察之24μm×18μm左右的區域。

更具體而言，係如以下方式導出界面密度。殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度，係使用圖像解析軟體ImageJ來測定。使用SEM以5000倍的倍率觀察設為對象之組織，而得到SEM圖像(24μm×18μm)。接著，使用ImageJ於SEM圖像形成1280×960個分割區域。針對各分割區域，施行2值化處理以使殘留沃斯田鐵或新生麻田散鐵之任一者的區域為黑、其他區域為白，製得2階度圖像。2值化之界限值係使用以下方法來決定：採用記載於「Glasbey, CA (1993), "An analysis of histogram-based thresholding algorithms", CVGIP: Graphical Models and Image Processing 55: 532-537」的亮度值之平均值作為界限值。此演算法係安裝於ImageJ，透過利用Auto threshold機能並將界限值的決定方法設為Method=Mean，便可自動進行2值化。亦即，2值化之界限值係於ImageJ設定Method=Mean、radius=15，以所關注之像素為中心，將各像素值替換為半徑15像素以內之像素值的平均，由平滑化後之直方圖自動決定。殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於回火麻田散鐵的界面密度之測定係藉由以下來進行：在所得之2階度圖像中，序列分析孤立之所有殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於回火麻田散鐵之界面的長度，並將其合計值除以整個圖像區域之面積(24μm×18μm)。殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵鄰接時，在上述2值化處理過程中兩者會成為一體組織，因此殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵之界面長度會被排除。所謂序列分析，係指分別針對殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵，不重複界面而測定界面密度。

3.機械特性 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1200MPa以上，更宜在1320MPa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。鋼板的拉伸強度之上限並無特別規定，亦可為譬如1600MPa。又，為了將本實施形態之鋼板供於壓製成形，係以延性與局部延性優異為佳。關於延性，拉伸試驗的總延伸率宜為15%以上。總延伸率的上限並無特別規定，亦可為譬如35%以下。關於局部延性，局部延伸率宜在2%以上、較宜在3%以上、更宜在4%以上且又更宜在5%以上。局部延伸率之上限並無特別規定，亦可為譬如6%以下。

本揭示之鋼板係如上述，具有高強度且局部延性也良好而成形性優異，因此最適合用於橫樑等汽車之構造零件。此外，本揭示之鋼板的含Mn濃度高，而亦有助於汽車之輕量化，故於產業上之貢獻極為顯著。

4. 製造方法 接下來說明本實施形態之鋼板之製造方法。

本實施形態之鋼板係以常規方法熔煉具有上述化學組成之鋼並加以鑄造，製作出鋼胚或鋼塊後，將其加熱並進行熱軋延，再將所得熱軋鋼板酸洗後，進行冷軋延並施行退火來製造。

熱軋延只要在一般的連續熱軋延產線中進行即可。退火只要滿足後述條件，則以退火爐及連續退火產線之任一者進行皆可，而較佳的係後述之第1次退火及第2次退火皆可使用連續退火產線進行，故可提升生產性。第1次退火及第2次退火宜在還原氣體環境下進行，亦可在譬如氮98%及氫2%的還原氣體環境下進行。藉由在還原氣體環境下進行熱處理，可防止氧化皮附著於鋼板表面，而不需酸清洗便可直接進行鍍敷步驟。並且，亦可對冷軋延後的鋼板進行平整軋延。

為了獲得本揭示鋼板的機械特性，熱軋條件、特別是退火條件宜在以下所示範圍內進行。

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煉而成者，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。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，可抑制因氧化皮損失(scale loss)增加所造成的產率降低。本說明書中，溫度係在鋼板表面之中央位置測定之溫度。

於熱軋延前維持在1100℃以上且至1300℃之溫度區的時間並無特別規定，但為了提升彎曲性，宜設為30分鐘以上且更宜設為1小時以上。又，為了抑制過度的氧化皮損失，維持在1100℃以上且在1300℃以下之溫度區的時間宜設為10小時以下且更宜設為5小時以下。另，進行直送軋延或直接軋延時，亦可不施行加熱處理便直接供於熱軋延。

精整軋延開始溫度宜設為700℃以上且在1000℃以下。藉由將精整軋延開始溫度設為700℃以上，可使軋延時之變形阻力變小。另一方面，藉由使精整軋延開始溫度在1000℃以下，可抑制因晶界氧化所造成的鋼板表面性狀劣化。

使進行精整軋延而製得的熱軋鋼板冷卻並進行捲取，便可製成卷料。冷卻後之捲取溫度宜設為700℃以下。藉由使捲取溫度在700℃以下，可抑制內部氧化，後續的酸洗就變得容易。捲取溫度較宜在650℃以下，更宜在600℃以下。捲取溫度之下限並無特別規定，亦可為譬如室溫。為了抑制冷軋延時之斷裂，在經冷卻至室溫後，亦可於冷軋延前在300℃以上且600℃以下將熱軋板回火。

熱軋鋼板在以常規方法施行酸洗後，會進行冷軋延以製成冷軋鋼板。

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，促進除去表面濃化元素，而有提升化學轉化處理性及鍍敷處理性之效果。

以控制殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度的觀點來看，減低冷軋延之軋縮率是重要的。藉由將冷軋延之軋縮率抑制得較低，可使退火後的組織均質化，亦即殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面分布會均質化。結果便能夠使金屬組織中存在更多殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵之界面。為了獲得該效果，冷軋延之軋縮率上限值為50%以下，宜為20%以下、較宜為18%以下且更宜為15%以下。冷軋延之軋縮率下限值為0%以上，宜為5%以上。將冷軋延之軋縮率設為50%以下係用以滿足本發明中規定之界面密度條件的重要要件。藉由將冷軋延之軋縮率設為較宜之18%以下，便可得到如3.15μm^-1 以上之較大界面密度，且可得到3.0%以上之較大局部延伸率。

將歷經上述熱軋延步驟及冷軋延步驟而製得的冷軋鋼板加熱至740℃以上且低於800℃，以進行第1次退火。在740℃以上且低於800℃之溫度區下維持10秒以上，之後從740℃以上且低於800℃之上述維持溫度，以2℃/秒以上且2000℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻至500℃以下之溫度區為止，且宜冷卻至室溫為止。接著，再度加熱至600℃以上且低於Ac₃ 點，以進行第2次退火。在600℃以上且低於Ac₃ 點之溫度區下維持5秒以上，之後從600℃以上且低於Ac₃ 點之上述維持溫度，以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至300℃以下之溫度區為止。接著，在200℃以上且450℃以下之溫度區下維持30秒以上，之後冷卻至室溫為止。

冷軋延後的第1次退火溫度係740℃以上且低於800℃。藉由使上述退火溫度在740℃以上，可明顯促進再結晶並可減少鋼板中肥粒鐵的面積率，而可提升延性。為了使肥粒鐵的面積率為0%，第1次退火溫度宜為Ac₃ 以上。另一方面，藉由使退火溫度低於800℃，便會抑制沃斯田鐵晶粒成長，因舊沃斯田鐵晶粒的微細化效果，殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於回火麻田散鐵的界面密度會增加，而有助於提升局部延性。為了完全除去未再結晶以穩定確保良好韌性，維持在740℃以上且低於800℃之溫度區下的時間宜設為10秒以上。從生產性的觀點來看，維持在740℃以上且低於800℃之溫度區下的時間宜設為300秒以內。此處，針對含有C：0.05%~0.5%、Si：0%~3.5%、Mn：0~9.0%及Al：0~2.0%之多種冷軋鋼板，於加熱速度0.5~50℃/秒下計測Ac₃ 點並進行研討，結果可得下式作為Ac₃ 點： Ac₃ =910-200√C+44Si-25Mn+44Al； 可利用此式算出Ac₃ 點。於上述式中之元素符號係代入對應元素之含量(質量%)。

第1次退火後，宜從740℃以上且低於800℃之上述維持溫度，以2℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至500℃以下之溫度區為止。藉由使平均冷卻速度在2℃/秒以上，以臨界冷卻速度以上進行冷卻，可使冷卻後之鋼材整體為麻田散鐵主體之組織。另一方面，即使採用水淬火冷卻法或噴霧冷卻法，也難以將平均冷卻速度控制為2000℃/秒以上，故平均冷卻速度之實質上限為2000℃/秒。又，藉由使冷卻停止溫度在500℃以下，冷卻至麻田散鐵變態開始溫度以下為止，可使冷卻後之鋼材整體為麻田散鐵主體之組織。上述冷卻後，宜將鋼板冷卻至室溫。在上述冷卻後進行第2次退火前，亦可在100℃以上且500℃以下之溫度區下維持10秒以上且1000秒以下之時間來進行回火處理。

第1次退火後的第2次退火溫度係600℃以上且低於Ac₃ 點。藉由使第2次退火溫度在600℃以上且低於Ac₃ 點，可將回火麻田散鐵控制為所欲面積率，可提高拉伸強度與局部延性。從溶解雪明碳鐵以穩定確保良好韌性的觀點來看，維持在600℃以上且低於Ac₃ 點之溫度區下的時間宜設為5秒以上。又，從生產性的觀點來看，維持在600℃以上且低於Ac₃ 點之溫度區下的時間宜設為300秒以內。

第2次退火後，從600℃以上且低於Ac₃ 點之上述維持溫度，以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至300℃以下之溫度區為止。接著，在200℃以上且450℃以下之溫度區下維持30秒以上。

藉由以10℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至300℃以下之溫度區為止，可抑制殘留沃斯田鐵組織的粗大化，因此可固定殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於回火麻田散鐵之母相的界面分布，而可製成所欲界面密度。亦即，藉由以平均冷卻速度10℃/秒以上之速度冷卻至300℃以下之溫度區為止，可維持於第1次退火中生成之界面分布並避免界面密度減少，而有助於提升局部延性。另，如上述，要將平均冷卻速度控制為2000℃/秒以上是困難的，因此第2次退火後之冷卻中，平均冷卻速度之實質上限也會是2000℃/秒。接著，藉由在200℃以上且450℃以下之溫度區下維持30秒以上，可助長新生麻田散鐵中的過飽和碳往殘留沃斯田鐵中擴散，而促進殘留沃斯田鐵生成，並且因界面密度高而促進C擴散，而得到殘留沃斯田鐵內部之C變均勻之效果，使得局部延性提高。

於200℃以上且450℃以下之溫度區下維持30秒以上後之冷卻，在不對鋼板進行鍍敷的情況下，可直接進行至室溫為止。又，在對鋼板進行鍍敷的情況下，則係以下述方式來製造。

於鋼板表面施行熔融鍍鋅來製造熔融鍍鋅鋼板時，係將已在200℃以上且450℃以下之溫度區下維持30秒以上之鋼板，再次加熱至430~500℃之溫度範圍，接著將鋼板浸漬於熔融鋅的鍍敷浴中進行熔融鍍鋅處理。鍍敷浴的條件只要設定在一般範圍內即可。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。

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，以下示例為本揭示鋼板之示例，而本揭示鋼板並不限於以下示例之態樣。

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

[表1]

表1中向下的箭頭意指與其上一欄相同。

將所得之鋼胚以表2所示條件進行熱軋延，製出厚2.6mm之熱軋鋼板。接著，將所得之熱軋鋼板進行酸洗，並以表2所示冷軋延率施行冷軋延，製出表2所示各種板厚之冷軋鋼板。

[表2]

對所得之冷軋鋼板施行表3所示條件之熱處理，製作出退火冷軋鋼板。冷軋鋼板之熱處理係在氮98%及氫2%的還原氣體環境下進行。

[表3]

針對一部分之退火冷軋鋼板示例，在進行最終退火後，於460℃停止冷卻，並將冷軋鋼板浸漬於460℃之熔融鋅鍍敷浴中2秒，而進行了熔融鍍鋅處理。鍍敷浴的條件與以往相同。當不施行後述之合金化處理時，在460℃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示例，在進行熔融鍍鋅處理後，不冷卻至室溫而接續施行合金化處理。加熱至520℃，並在520℃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。

將如上述進行而製得之退火冷軋鋼板以0.1%之延伸率進行調質軋延，而準備了各種評估用鋼板。

2. 評估方法 針對在各示例製得之退火冷軋鋼板，評估以下項目：回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、新生麻田散鐵及肥粒鐵的面積率、殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度、拉伸強度、總延伸率及局部延伸率。各評估方法如下。

回火麻田散鐵及肥粒鐵之面積率係根據利用掃描型電子顯微鏡所行組織觀察來算出。殘留沃斯田鐵及新生麻田散鐵之面積率則根據利用掃描型電子顯微鏡所行組織觀察、及X射線繞射測定來算出。針對以平行於軋延方向之方式裁切鋼板而得之L截面，進行鏡面研磨，接著用3%硝太蝕劑使微觀組織露出，再以倍率5000倍之掃描型電子顯微鏡觀察從表面起算1/4位置之微觀組織，針對0.1mm×0.3mm之範圍，以圖像解析(Photoshоp(註冊商標))算出回火麻田散鐵之面積率、肥粒鐵之面積率及殘留沃斯田鐵與新生麻田散體之合計面積率。此外，從所得鋼板切出寬度25mm、長度25mm之試驗片，對此試驗片施行化學研磨以減厚板厚的1/4分量後，對化學研磨後之試驗片表面施行3次使用有Co管球之X射線繞射分析，並且解析所得之曲線，分別將其平均並算出殘留沃斯田鐵之面積率。從利用掃描型電子顯微鏡觀察而算出之殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵的合計面積率，減去利用X射線繞射測定而算出之殘留沃斯田鐵的面積率，來算出新生麻田散鐵的面積率。

殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於以回火麻田散鐵作為主體之母相的界面密度，係使用圖像解析軟體ImageJ來測定。首先，使用SEM以5000倍的倍率觀察設為對象之組織，而得SEM圖像(24μm×18μm)。接著，使用ImageJ於SEM圖像形成1280×960個分割區域。針對各分割區域，施行2值化處理以使殘留沃斯田鐵或新生麻田散鐵之任一者的區域為黑、其他區域為白，製得2階度圖像。2值化之界限值使用了以下方法來決定：採用記載於「Glasbey, CA (1993), "An analysis of histogram-based thresholding algorithms", CVGIP: Graphical Models and Image Processing 55: 532-537」的亮度值之平均值作為界限值。此演算法係安裝於ImageJ，透過利用Auto threshold機能並將界限值的決定方法設為Method=Mean，而自動進行了2值化。亦即，2值化之界限值係於ImageJ設定Method=Mean、radius=15，以所關注之像素為中心，將各像素值替換為半徑15像素以內之像素值的平均，由平滑化後之直方圖自動決定。殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於回火麻田散鐵的界面密度之測定係藉由以下來進行：在所得之2階度圖像中，序列分析孤立之所有殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵相對於回火麻田散鐵之界面的長度，並將其合計值除以整個圖像區域之面積(24μm×18μm)。而殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵鄰接時，在上述2值化處理過程中兩者會成為一體組織，因此殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵之界面長度會被排除掉。所謂序列分析，係指分別針對殘留沃斯田鐵與新生麻田散鐵，不重複界面而測定界面密度。

(機械性質) 從與鋼板之軋延方向成直角之方向採取JIS5號拉伸試驗片後，測定了拉伸強度(TS)、總延伸率(EL)及局部延伸率(LEL)。拉伸試驗係使用JIS5號拉伸試驗片，以JIS Z2241:2011所規定之方法進行。總延伸率之測定係使用JIS5號試驗片，以JIS Z2241:2011所規定之方法進行。局部延伸率之測定，則係藉由從將已斷裂之試驗片相對時之總延伸率之值減去最大荷重點之延伸率(均勻延伸率)之值來算出。

3. 評估結果 上述評估結果顯示於表4。將示出2.7μm^-1 以上之界面密度、1200MPa以上之拉伸強度及2.0%以上之局部延伸率的鋼板，評估為具有優異局部延性及高強度之鋼板。

[表4]

圖1中，示出將試樣No.31之鋼板的L截面進行上述鏡面研磨及硝太蝕劑處理後，進行觀察而得之SEM圖像。圖2中，示出將圖1之SEM圖像進行2值化處理而得之2階度圖像。圖3中，示出將試樣No.4之鋼板的L截面進行上述鏡面研磨及硝太蝕劑處理後，進行觀察而得之SEM圖像。從圖2之2階度圖像測出的界面密度為3.35μm^-1 。從將圖3之SEM圖像進行2值化處理而得之2階度圖像測出的界面密度則為1.50μm^-1 。

圖1係將實施例中製得之鋼板的L截面進行鏡面研磨及硝太蝕劑處理後，進行觀察而得之掃描型電子顯微鏡(SEM)圖像。 圖2係將圖1之SEM影像進行2值化處理而得之2階度圖像。 圖3係將比較例中製得之鋼板的L截面進行鏡面研磨及硝太蝕劑處理後，進行觀察而得之SEM圖像。

Claims (8)

1. 一種鋼板，其特徵在於： 其以質量%計含有： C：大於0.20%且小於0.55%、 Si：0.001%以上且小於3.50%、 Mn：大於4.00%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%、 B：0.0000%以上且小於0.010%、 Cr：0.00%以上且小於2.00%、 Mo：0.00%以上且2.00%以下、 W：0.00%以上且2.00%以下、 Cu：0.00%以上且2.00%以下、 Ni：0.00%以上且2.00%以下、 Ti：0.000%以上且0.300%以下、 Nb：0.000%以上且0.300%以下、 V：0.000%以上且0.300%以下、 Ca：0.000%以上且0.010%以下、 Mg：0.000%以上且0.010%以下、 Zr：0.000%以上且0.010%以下、 REM：0.000%以上且0.010%以下、 Sb：0.000%以上且0.050%以下、 Sn：0.000%以上且0.050%以下及 Bi：0.000%以上且0.050%以下，且 剩餘部分為鐵及不純物； 該鋼板之L截面中，從表面起算厚度的1/4位置之金屬組織以面積率計含有25%以上且90%以下之回火麻田散鐵、3%以下之肥粒鐵、10%以上且50%以下之殘留沃斯田鐵及25%以下之新生麻田散鐵；並且 將第1區域與第2區域之境界長度的總和除以前述第1區域與前述第2區域之合計面積而得之值、即界面密度為2.7μm^-1 以上，前述第1區域為前述1/4位置之金屬組織中，殘留沃斯田鐵或新生麻田散鐵之任一者的區域，前述第2區域為從前述1/4位置之金屬組織排除前述第1區域之外的區域。
2. 如請求項1之鋼板，其以質量%計含有B：0.0003%以上且小於0.010%。
3. 如請求項1或2之鋼板，其含有以下中之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2.00%以下、 W：0.01%以上且2.00%以下、 Cu：0.01%以上且2.00%以下及 Ni：0.01%以上且2.00%以下。
4. 如請求項1至3中任一項之鋼板，其含有以下中之1種或2種以上元素： 以質量%計， Ti：0.005%以上且0.300%以下、 Nb：0.005%以上且0.300%以下及 V：0.005%以上且0.300%以下。
5. 如請求項1至4中任一項之鋼板，其含有以下中之1種或2種以上元素： 以質量%計， Ca：0.0001%以上且0.0100%以下、 Mg：0.0001%以上且0.0100%以下、 Zr：0.0001%以上且0.0100%以下及 REM：0.0001%以上且0.0100%以下。
6. 如請求項1至5中任一項之鋼板，其含有以下中之1種或2種以上元素： 以質量%計， Sb：0.0005%以上且0.0500%以下、 Sn：0.0005%以上且0.0500%以下及 Bi：0.0005%以上且0.0500%以下。
7. 如請求項1至6中任一項之鋼板，前述鋼板之表面具有熔融鍍鋅層。
8. 如請求項1至6中任一項之鋼板，前述鋼板之表面具有合金化熔融鍍鋅層。

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