TWI412605B

TWI412605B - 高強度鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI412605B
Application number: TW98130329A
Authority: TW
Inventors: Hiroshi Matsuda; Yoshimasa Funakawa; Yasushi Tanaka
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2008-09-10
Filing date: 2009-09-09
Publication date: 2013-10-21
Also published as: JP2010090475A; TW201016862A; MX2011002559A; KR20110039395A; CN102149840B; KR101340758B1; EP2325346B1; CN102149840A; CA2734976A1; EP2325346A1; US20110146852A1; EP2325346A4; WO2010029983A1; JP5418047B2; US9121087B2

Description

高強度鋼板及其製造方法

本發明係關於在汽車、電氣機器等產業領域中所使用，加工性(特別係延性與拉伸凸緣性(stretch-flangeobility))優異，且拉伸強度(TS)達980MPa以上的高強度鋼板及其製造方法。

近年來，就地球環境保護的觀點而言，汽車的燃油效率提升已成重要課題。所以，利用車體材料的高強度化而達車體構件之薄板化，俾使車體本身呈輕量化的發展正活躍中。

一般為達鋼板的高強度化，必需對鋼板的組織全體增加麻田散鐵或變韌鐵等硬質相的比例。然而，利用增加硬質相比例而造成鋼板的高強度化，會導致加工性降低，因而期待合併具有高強度與優異加工性的鋼板之開發。截至目前為止，已有開發出肥粒鐵-麻田散鐵二相鋼(DP鋼)以及利用殘留沃斯田鐵的變態致塑性之TRIP鋼等各種複合組織鋼板。

當在複合組織鋼板中增加硬質相比例時，鋼板的加工性會強烈受硬質相加工性的影響。理由在於，當硬質相比例較少的軟質多邊形肥粒鐵較多時，多邊形肥粒鐵的變形能力將主導鋼板加工性，即使在硬質相加工性不足的情況，仍可確保延性等加工性，相對於此，當硬質相比例較多時，並非由多邊形肥粒鐵的變形能力來主導，而是由硬質相的變形能力本身來直接影響鋼板之成形性。

所以，於冷軋鋼板之情況，在施行調整因退火及其後的冷卻過程中所生成之多邊形肥粒鐵量的熱處理之後，對鋼板施行水淬火而生成麻田散鐵，然後再度將鋼板升溫並保持高溫，藉此將麻田散鐵回火，使屬於硬質相的麻田散鐵中生成碳化物，可提升麻田散鐵的加工性。然而，施行此種麻田散鐵的淬火‧回火時，係需要例如具有水淬火機能之連續退火設備之類的特別製造設備。所以，在對鋼板施行水淬火後，無法再度升溫並保持高溫的一般製造設備之情況，雖可施行鋼板的高強度化，但無法提升屬於硬質相的麻田散鐵加工性。

再者，作為將麻田散鐵以外設為硬質相的鋼板，係有如使主相為多邊形肥粒鐵，使硬質相為變韌鐵或珠粒鐵，且使屬於該等硬質相的變韌鐵或珠粒鐵中生成碳化物的鋼板。該鋼板並非僅依賴多邊形肥粒鐵便提升加工性，而是藉由在硬質相中生成碳化物，亦提升硬質相本身的加工性，特別係拉伸凸緣性提升的鋼板。然而，在使主相為多邊形肥粒鐵的前提下，較難兼顧拉伸強度(TS)為980MPa以上的高強度化與加工性。且，即使藉由使硬質相中生成碳化物而提升硬質相本身的加工性，因多邊形肥粒鐵的加工性良好程度仍不佳，因而在為了使拉伸強度(TS)為980MPa以上的高強度化而減少多邊形肥粒鐵的量之情況，會導致無法獲得充分加工性。

在專利文獻1中提案：藉由規定合金成分，將鋼組織作成具有殘留沃斯田鐵的細微且均勻之變韌鐵，而獲得彎曲加工性與衝擊特性均優異的高張力鋼板。

在專利文獻2中提案：藉由規定既定合金成分，使鋼組織為具有殘留沃斯田鐵的變韌鐵，且規定變韌鐵中的殘留沃斯田鐵量，藉此獲得煅燒硬化性優異的複合組織鋼板。

在專利文獻3中提案：藉由規定既定合金成分，並使鋼組織為具有殘留沃斯田鐵的變韌鐵依面積率計達90%以上，而變韌鐵中的殘留沃斯田鐵量為1%以上15%以下，且規定變韌鐵的硬度(HV)，藉此獲得耐衝擊性優異的複合組織鋼板。

[先行技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開平4-235253號公報

[專利文獻2]日本專利特開2004-76114號公報

[專利文獻3]日本專利特開平11-256273號公報

然而，上述鋼板潛在有如下問題。

專利文獻1所記載的成分組成中，當對鋼板賦予應變時，難以確保顯現出高應變區域中之TRIP效果的安定殘留沃斯田鐵量，雖可獲得彎曲性，但截至產生塑性不安定為止的延性較低，伸擴性(stretchability)差。

專利文獻2所記載的鋼板雖可獲得煅燒硬化性，但即使欲將拉伸強度(TS)高強度化至980MPa以上或甚至1050MPa以上，因為屬於含有變韌鐵或甚至肥粒鐵作為主體，且極力抑制麻田散鐵的組織，因此在強度之確保或高強度化時，難以確保延性、拉伸凸緣性等加工性。

專利文獻3所記載的鋼板係以提升耐衝擊性為主目的，因為屬於以硬度在HV250以下的變韌鐵作為主相(具體而言係含有超過90%)的組織，因而拉伸強度(TS)難以達到980MPa以上。

本發明係有利於解決上述問題，目的在於提供加工性(特別係延性與拉伸凸緣性)優異，且拉伸強度(TS)在980MPa以上的高強度鋼板，且亦提供其有利的製造方法。

本發明的高強度鋼板係涵蓋對鋼板表面施行熔融鍍鋅或合金化熔融鍍鋅的鋼板。

另外，本發明中，所謂「加工性優異」係指TS×T.EL之值在20000MPa‧%以上，且TS×λ之值為25000MPa‧%以上。其中，「TS」係指拉伸強度(MPa)，「T.EL」係指總伸長率(%)，「λ」係指極限擴孔率(%)。

發明者等為解決上述問題，針對鋼板的成分組成與微觀組織進行深入鑽研。結果發現，藉由活用麻田散鐵組織俾達高強度化，且在將鋼板中的C量定為0.17%以上的較多C含有量之前提下，活用上部變韌鐵變態，便可在獲得TRIP效果之前提下，安定地確保必要之殘留沃斯田鐵，且藉由將部分麻田散鐵作成回火麻田散鐵，可獲得加工性優異，特別係強度與延性的均衡以及強度與拉伸凸緣性的均衡均優異，且拉伸強度為980MPa以上的高強度鋼板。

再者，發明者等為解決上述問題，針對麻田散鐵的量與其回火狀態、以及殘留沃斯田鐵的量與其安定性進行詳細探討。結果發現，當將經在沃斯田鐵單相區域中施行退火的鋼板進行急冷時，一邊控制從麻田散鐵變態開始溫度Ms點起的過冷度，一邊生成部分麻田散鐵後，藉由活用經抑制碳化物生成狀態的上部變韌鐵變態，可更加促進殘留沃斯田鐵的安定化，進而可兼顧高強度化下的延性更加提升與拉伸凸緣性。

本發明係根據上述發現而完成，主旨構成係如下。

1.一種高強度鋼板，其特徵在於：由依質量%計含有：C：0.17%以上、0.73%以下、Si：3.0%以下、Mn：0.5%以上、3.0%以下、P：0.1%以下、S：0.07%以下、Al：3.0%以下、及N：0.010%以下，且Si+Al滿足0.7%以上，其餘由Fe及不可避免之雜質的組成構成，鋼板組織係滿足：麻田散鐵相對於鋼板組織全體的面積率係10%以上且90%以下，殘留沃斯田鐵量係5%以上且50%以下，上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵相對於鋼板組織全體的面積率係5%以上，上述麻田散鐵中之25%以上係回火麻田散鐵，上述麻田散鐵相對於鋼板組織全體的面積率、上述殘留沃斯田鐵量及上述上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵相對於鋼板組織全體的面積率合計係65%以上，多邊形肥粒鐵相對於鋼板組織全體的面積率係在10%以下(包含0%)，且上述殘留沃斯田鐵中的平均C量為0.70%以上，拉伸強度為980MPa以上。

2.如上述1所記載的高強度鋼板，其中，上述回火麻田散鐵中，5nm以上且0.5μm以下的鐵系碳化物係每1mm² 析出5×10⁴ 個以上。

3.如上述1或2所記載的高強度鋼板，其中，依質量%計，在C：0.17%以上且未滿0.3%的範圍中，更進一步含有從：Cr：0.05%以上5.0%以下、V：0.005%以上1.0%以下、及Mo：0.005%以上0.5%以下中選擇的1種或2種以上。

4.如上述1至3項中任一項所記載的高強度鋼板，其中，上述鋼板係更進一步依質量%計含有從：Ti：0.01%以上0.1%以下、及Nb：0.01%以上0.1%以下中選擇的1種或2種。

5.如上述1至4項中任一項所記載的高強度鋼板，其中，上述鋼板更進一步依質量%計含有：B：0.0003%以上0.0050%以下。

6.如上述1至5項中任一項所記載的高強度鋼板，其中，上述鋼板更進一步依質量%計含有從：Ni：0.05%以上2.0%以下、及Cu：0.05%以上2.0%以下中選擇的1種或2種。

7.如上述1至6項中任一項所記載的高強度鋼板，其中，上述鋼板更進一步依質量%計含有：Ca：0.001%以上0.005%以下、及REM：0.001%以上0.005%以下中選擇的1種或2種。

8.一種高強度鋼板，係在上述1至7中任一項所記載的鋼板表面上，設有熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。

9.一種高強度鋼板之製造方法，係將上述1至7中任一項所記載成分組成的鋼片施行熱軋後，經冷軋而形成冷軋鋼板，接著，將該冷軋鋼板在沃斯田鐵單相區域中施行15秒以上600秒以下的退火之後，依平均冷卻速度：8℃/s以上施行冷卻至50℃以上300℃以下的第1溫度區域，然後，升溫至350℃以上490℃以下的第2溫度區域，接著在該第2溫度區域中保持5秒以上1000秒以下。

10.如上述9所記載的高強度鋼板之製造方法，其中，將麻田散鐵變態開始溫度Ms點℃作為指標，將上述第1溫度區域定為Ms-100℃以上且未滿Ms，並在上述第2溫度區域中保持5秒以上600秒以下。

11.如上述9或10所記載的高強度鋼板之製造方法，其中，在對上述第2溫度區域的升溫中、或在上述第2溫度區域的保持中，施行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理。

根據本發明，因為可獲得加工性(特別係延性與拉伸凸緣性)優異，且拉伸強度(TS)為980MPa以上的高強度鋼板，因此在汽車、電氣機器等產業領域中的利用價值非常大，特別係對汽車車體的輕量化極為有用。

以下，針對本發明進行具體說明。

首先，針對本發明中將鋼板組織如上述般限定的理由進行說明。以下，「面積率」係相對於鋼板組織全體的面積率。

麻田散鐵的面積率：10%以上、90%以下

麻田散鐵係屬於硬質相，為將鋼板高強度化的必要組織。若麻田散鐵的面積率未滿10%，則鋼板的拉伸強度(TS)不會滿足980MPa。另一方面，若麻田散鐵的面積率超過90%，則上部變韌鐵會變少，結果無法確保C經濃化且安定的殘留沃斯田鐵量，因而會有導致延性等加工性降低的問題。所以，麻田散鐵的面積率定為10%以上90%以下。另外，較佳為15%以上90%以下、更佳為15%以上85%以下、特佳為75%以下。

麻田散鐵中，回火麻田散鐵的比例：25%以上

麻田散鐵中，回火麻田散鐵的比例當相對於鋼板中所存在的全部麻田散鐵為未滿25%時，雖拉伸強度會達980MPa以上，但拉伸凸緣性卻差。藉由將極硬質且變形能力低的淬火狀態麻田散鐵施行回火，可改善麻田散鐵本身的變形能力，並提升加工性(特別係拉伸凸緣性)，並可使TS×λ值達25000MPa‧%以上。此外，因為淬火狀態的麻田散鐵與上部變韌鐵間之硬度差有明顯差異，因而若回火麻田散鐵量少而淬火狀態麻田散鐵量多，則淬火狀態麻田散鐵與上部變韌鐵間之界面會變多，導致在施行衝孔加工等情況時，在淬火狀態麻田散鐵與上部變韌鐵間之界面產生微小孔洞，造成在衝孔加工後所施行的拉伸凸緣成形時，孔洞相連結而導致龜裂情形容易進展，因而使拉伸凸緣性更劣化。所以，麻田散鐵中，回火麻田散鐵比例係相對於鋼板中所存在之全部麻田散鐵為25%以上。較佳為35%以上。另外，此處回火麻田散鐵係利用SEM觀察等而觀察麻田散鐵中析出細微碳化物的組織，與麻田散鐵內部未發現此種碳化物的淬火狀態麻田散鐵間可明顯的區分。

殘留沃斯田鐵量：5%以上、50%以下

殘留沃斯田鐵係在加工時，利用TRIP效果而進行麻田散鐵變態，藉由提高應變分散能力而提升延性。

本發明的鋼板係活用上部變韌鐵變態，特別係使經提高碳濃化量的殘留沃斯田鐵形成於上部變韌鐵中。結果，可獲得在加工時即使高應變區域仍可顯現出TRIP效果的殘留沃斯田鐵。藉由併存著殘留沃斯田鐵與麻田散鐵並加以活用，可獲得即使拉伸強度(TS)為980MPa以上的高強度區域仍呈良好加工性，具體而言係可將TS×T.EL值設為20000MPa‧%以上，並可獲得強度與延性的平衡呈優異之鋼板。

在此，上部變韌鐵中的殘留沃斯田鐵係形成於上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵之薄晶(lath)間，因為呈細微分佈，因此在利用組織觀察而求取其量(面積率)時，必需依高倍率進行大量測定，難以正確地定量。但是，在該變韌肥粒鐵薄晶間所形成的殘留沃斯田鐵量，係某程度配合所形成之變韌肥粒鐵量。所以，經發明者等探討的結果，得知上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵面積率在5%以上，且自習知起所施行殘留沃斯田鐵量測定手法之利用X射線繞射(XRD)施行的強度測定(具體而言為從肥粒鐵與沃斯田鐵的X射線繞射強度比所求得)之殘留沃斯田鐵量為5%以上，便可獲得充分的TRIP效果，可達成拉伸強度(TS)在980MPa以上，且TS×T.EL為20000MPa‧%以上。另外，確認利用自習知起所施行之殘留沃斯田鐵量測定手法所獲得的殘留沃斯田鐵量，係同等於殘留沃斯田鐵相對於鋼板組織全體的面積率。

若殘留沃斯田鐵量未滿5%時，便無法獲得充分的TRIP效果。另一方面，若超過50%，則在顯現TRIP效果後所生成的硬質麻田散鐵會過大，導致發生韌性劣化等問題。所以，殘留沃斯田鐵量設定為5%以上且50%以下之範圍內。較佳為超過5%、更佳為10%以上且45%以下之範圍內。特佳為15%以上且40%以下之範圍內。

殘留沃斯田鐵中的平均C量：0.70%以上

為能活用TRIP效果俾獲得優異加工性，在拉伸強度(TS)為980MPa~2.5GPa級的高強度鋼板中，殘留沃斯田鐵中的C量係屬重要。本發明的鋼板係在上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵薄晶間所形成之殘留沃斯田鐵中，使C進行濃化。雖難以正確評估在該薄晶間的殘留沃斯田鐵中進行濃化的C量，但經發明者等的探討，結果得知，在本發明鋼板中，若利用習知所施行之測定殘留沃斯田鐵中的平均C量(殘留沃斯田鐵中的C量之平均)之方法，從X射線繞射(XRD)的繞射尖峰位移量所求得之殘留沃斯田鐵中的平均C量在0.70%以上的話，可獲得優異加工性。

當殘留沃斯田鐵中的平均C量未滿0.70%之情況，在加工時於低應變區域中會產生麻田散鐵變態，導致無法獲得使加工性提升的高應變區域中之TRIP效果。所以，殘留沃斯田鐵中的平均C量定為0.70%以上。較佳為0.90%以上。另一方面，若殘留沃斯田鐵中的平均C量超過2.00%，則殘留沃斯田鐵過度安定，導致加工中未發生麻田散鐵變態，而未顯現出TRIP效果，因而造成延性降低。所以，殘留沃斯田鐵中的平均C量較佳為2.00%以下。更佳為1.50%以下。

上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵面積率：5%以上

依上部變韌鐵變態所造成的變韌肥粒鐵生成，係為能獲得使未變態沃斯田鐵中的C進行濃化，在加工時於高應變區域中顯現出TRIP效果，俾提高應變分解能力的殘留沃斯田鐵而必要的。從沃斯田鐵轉變為變韌鐵的變態，大約在橫跨150~550℃的廣泛溫度範圍內發生，於該溫度範圍內所生成的變韌鐵存在有各種形式。習知技術中，多數情況將如此之各種變韌鐵僅單純規定為變韌鐵，但本發明中為能獲得目標的加工性，必需明確地規定變韌鐵組織，因此將「上部變韌鐵」及「下部變韌鐵」定義如下。

上部變韌鐵係由薄晶狀變韌肥粒鐵、與在變韌肥粒鐵間所存在的殘留沃斯田鐵及/或碳化物所構成，特徵在於，在薄晶狀變韌肥粒鐵中並無存在整齊排列的細微碳化物。另一方面，下部變韌鐵係由薄晶狀變韌肥粒鐵、與在變韌肥粒鐵間所存在殘留沃斯田鐵及/或碳化物構成，此部分係與上部變韌鐵共通，但下部變韌鐵的特徵在於，在薄晶狀變韌肥粒鐵中存在有整齊排列的細微碳化物。

即，上部變韌鐵與下部變韌鐵係依照變韌肥粒鐵中有無整齊排列的細微碳化物進行區分。此種變韌肥粒鐵中的碳化物生成狀態之差，對殘留沃斯田鐵中的C濃化造成頗大影響。即，當上部變韌鐵的變韌肥粒鐵面積率未滿5%時，即使為進行變韌鐵變態的情況，C在變韌肥粒鐵中生成碳化物的量仍會變多，結果在薄晶間所存在之殘留沃斯田鐵中的C濃化量會減少，導致在加工時於高應變區域顯現出TRIP效果的殘留沃斯田鐵量減少之問題。所以，上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵面積率相對於鋼板組織全體的面積率必需為5%以上。另一方面，若上部變韌鐵的變韌肥粒鐵相對於鋼板組織全體的面積率超過85%，便會有難以確保強度的情況，因而較佳係設定在85%以下。更佳為67%以下。

麻田散鐵面積率、殘留沃斯田鐵量及上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵面積率合計：65%以上

僅依靠麻田散鐵面積率、殘留沃斯田鐵量及上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵面積率分別滿足上述範圍的話尚不足，必需使麻田散鐵面積率、殘留沃斯田鐵量及上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵面積率之合計在65%以上。當未滿65%時，會使得強度不足或加工性降低，或者二者均發生的情況。較佳為70%以上、更佳為80%以上。

回火麻田散鐵中的碳化物：5nm以上且0.5μm以下的鐵系碳化物係每1mm² 有5×10⁴ 個以上

如前所述，回火麻田散鐵在其內部會析出細微碳化物之方面，係可與不會發生該碳化物析出的淬火狀態麻田散鐵有所區分，本發明中，藉由將麻田散鐵其中一部分形成回火麻田散鐵，便可在確保980MPa以上之拉伸強度的情況下，達成加工性均衡，特別係強度與延性的均衡、以及強度與拉伸凸緣性的均衡。然而，當回火麻田散鐵中所析出的上述碳化物種類、粒徑不恰當的情況，或上述碳化物的析出量不足時，會有無法獲得來自回火麻田散鐵的有利效果之情況。具體而言，當5nm以上且0.5μm以下的鐵系碳化物係每1mm² 未滿5×10⁴ 個時，雖拉伸強度在980MPa以上，但會出現拉伸凸緣性與加工性劣化的傾向。所以，回火麻田散鐵中的鐵系碳化物較佳係5nm以上且0.5μm以下的鐵系碳化物為每1mm² 在5×10⁴ 個以上。另外，上述鐵系碳化物主要係Fe₃ C，其他亦有含ε碳化物等的情況。此外，未將鐵系碳化物大小未滿5nm及超過0.5μm者視為判斷對象的理由，係因對鋼板的加工性提升不具貢獻。

多邊形肥粒鐵的面積率：10%以下(包含0%)

若多邊形肥粒鐵的面積率超過10%，除難以滿足拉伸強度(TS)：980MPa以上之外，且在加工時會因硬質組織內所混雜的軟質多邊形肥粒鐵出現應變集中，因而導致施行加工時容易發生龜裂情形，結果無法獲得所需加工性。此處，若多邊形肥粒鐵之面積率在10%以下，即使有多邊形肥粒鐵存在，硬質相中的少量多邊形肥粒鐵仍呈孤立分散狀態，可抑制應變集中，俾可避免加工性之劣化。所以，將多邊形肥粒鐵面積率設在10%以下。較佳為5%以下、更佳為3%以下，亦可為0%。

另外，本發明之鋼板的情況，鋼板組織中屬最硬質組織的硬度係HV≦800。即，本發明的鋼板中，當存在有淬火狀態的麻田散鐵時，淬火狀態的麻田散鐵會成為最硬質之組織，但本發明的鋼板中，即使是淬火狀態的麻田散鐵，硬度仍為HV≦800，並未存在有成為HV＞800的明顯偏硬的麻田散鐵，可確保良好拉伸凸緣性。另外，當不存在淬火狀態麻田散鐵的情況，於存在有回火麻田散鐵、上部變韌鐵、或者甚或存在有下部變韌鐵時，含有下部變韌鐵的任何組織均成為最硬質的相，而該等組織均屬於HV≦800的相。

本發明的鋼板中，其餘組織亦可含有珠粒鐵、費德曼肥粒鐵(Widmanstaettenn)、下部變韌鐵。此情況，其餘組織的容許含有量較佳係依面積率計定為20%以下。更佳為10%以下。

其次，針對本發明中將鋼板的成分組成依如上述般予以限定的理由進行說明。另外，以下的成分組成所表示的「%」係指「質量%」。

C：0.17%以上、0.73%以下

C係為確保鋼板的高強度化與安定殘留沃斯田鐵量的不可或缺之必要元素，屬於麻田散鐵量之確保與在室溫下使沃斯田鐵殘留的必要元素。若C量未滿0.17%，便難以確保鋼板的強度與加工性。另一方面，若C量超過0.73%，熔接部及熱影響部的硬化明顯，熔接性劣化。所以，C量設定為0.17%以上且0.73%以下之範圍內。較佳為超過0.20%且在0.48%以下之範圍內，更佳為0.25%以上。

Si：3.0%以下(包含0%)

Si係利用固溶強化而對鋼的強度提升具貢獻的有用元素。然而，若Si量超過3.0%，則因對多邊形肥粒鐵與變韌肥粒鐵中的固溶量增加，導致加工性、韌性劣化，且因紅色鐵銹等的發生而導致表面性狀劣化，當施行熔融鍍敷時，會引發鍍敷附著性與密接性的劣化。所以，Si量係定為3.0%以下。較佳為2.6%以下。更佳為2.2%以下。

再者，Si係抑制碳化物之生成，促進殘留沃斯田鐵之生成的有用元素，因此Si量較佳係定為0.5%以上，而當僅依靠Al抑制碳化物生成時，Si便無添加的必要，Si量亦可為0%。

Mn：0.5%以上、3.0%以下

Mn係鋼強化的有效元素。若Mn量未滿0.5%，則因為在退火後的冷卻中，於較變韌鐵或麻田散鐵生成的溫度更高之溫度區域中會有碳化物析出，因此無法確保對鋼強化具貢獻的硬質相之量。另一方面，若Mn量超過3.0%，會引發鑄造性之劣化等。所以，Mn量係定在0.5%以上且3.0%以下之範圍內。較佳係為1.0%以上且2.5%以下之範圍內。

P：0.1%以下

P係對鋼之強化為有用的元素，若P量超過0.1%，藉由晶界偏析而脆化，使耐衝擊性劣化，當對鋼板施行合金化熔融鍍鋅時，會使合金化速度大幅遲緩。所以，P量係定在0.1%以下。較佳為0.05%以下。另外，P量較佳係減少，但若未滿0.005%，便會引發成本大幅增加，因而下限較佳係定為0.005%左右。

S：0.07%以下

S會生成MnS而形成夾雜物，將成為耐衝擊性劣化與熔接部沿金屬流出現斷裂的原因，因而較佳係儘量減少S量。然而，若S量過度減少，會導致製造成本增加，故S量定在0.07%以下。較佳為0.05%以下、更佳為0.01%以下。另外，若S未滿0.0005%，會衍生大幅製造成本的增加，因此從製造成本的觀點而言，下限係0.0005%左右。

Al：3.0%以下

Al係在製鋼步驟中當作脫氧劑添加的有用元素。若Al量超過3.0%，則鋼板中的夾雜物會過多而導致延性劣化。所以，Al量係定在3.0%以下。較佳為2.0%以下。

再者，Al係抑制碳化物生成，俾促進殘留沃斯田鐵生成的有用元素，此外，為獲得脫氧效果，Al量較佳係定為0.001%以上、更佳為0.005%以上。另外，本發明中的Al量係定為經脫氧後在鋼板中所含有的Al量。

N：0.010%以下

N係使鋼的耐時效性出現最大劣化的元素，最好極力減少。若N量超過0.010%，則耐時效性的劣化會趨於明顯，因此N量定在0.010%以下。另外，因為將N設定為未滿0.001%時會導致製造成本大幅增加，因而從製造成本的觀點而言，下限係定為0.001%左右。

以上，雖針對基本成分進行說明，但本發明僅滿足上述成分範圍尚嫌不足，仍必需滿足下式。

Si+Al：0.7%以上

Si及Al均係如上述，屬於抑制碳化物生成，並促進殘留沃斯田鐵生成的有用元素。碳化物的生成抑制係即使單獨含有Si或Al仍具有效果，但Si量與Al量之合計必需滿足0.7%以上。另外，上式的Al量係定為脫氧後在鋼板中所含有的Al量。

再者，本發明中，除上述基本成分之外，尚可適當含有以下所述成分。

當C：0.17%以上且未滿0.3%時，從Cr：0.05%以上5.0%以下、V：0.005%以上1.0%以下、Mo：0.005%以上0.5%以下之中選擇的1種或2種以上

依照高強度鋼板的用途，可想像會有在確保熔接性的情況下，必需施行高強度化的情況，或者必須重視拉伸凸緣性的情況，但隨C含有量的增加，拉伸凸緣性與熔接性會劣化。另一方面，若為確保拉伸凸緣性與熔接性而僅減少C含有量，則鋼板強度會降低，因此會有難以確保配合鋼板用途之強度的情況。所以，為能解決該問題，本發明者等針對鋼板之成分組成進行探討，結果確認，藉由使C含有量減少至未滿0.3%，便可獲得良好的拉伸凸緣性與熔接性。此外，雖隨C含有量的減少，鋼板強度亦會降低，但藉由既定量含有在從退火溫度開始進行冷卻時，具有抑制珠粒鐵生成作用之元素的Cr、V、Mo中任一者，確認可獲得鋼板強度的提升效果。上述效果係依Cr：0.05%以上、V：0.005%以上及Mo：0.005%以上而可獲得。另一方面，若超過Cr：5.0%、V：1.0%及Mo：0.5%，則硬質麻田散鐵的量會變得過大，而成為超出需要的高強度。所以，當含有Cr、V及Mo的情況，係定為Cr：0.05%以上5.0%以下、V：0.005%以上1.0%以下、及Mo：0.005%以上0.5%以下的範圍內。

從Ti：0.01%以上0.1%以下、Nb：0.01%以上0.1%以下之中選擇的1種或2種

Ti與Nb係對鋼的析出強化具有用，且其效果係個別之含有量達0.01%以上才可獲得。另一方面，若各自之含有量超過0.1%，則加工性與形狀凍結性會降低。所以，當含有Ti與Nb的情況，係定為Ti：0.01%以上0.1%以下、及Nb：0.01%以上0.1%以下的範圍內。

B：0.0003%以上、0.0050%以下

B係抑制從沃斯田鐵晶界生成‧成長多邊形肥粒鐵的有用元素。其效果係含有達0.0003%以上才能獲得。另一方面，若含有量超過0.0050%，則加工性會降低。所以，當含有B的情況，係定為B：0.0003%以上且0.0050%以下的範圍內。

從Ni：0.05%以上2.0%以下、及Cu：0.05%以上2.0%以下之中選擇的1種或2種

Ni與Cu係對鋼的強化屬於有效的元素。此外，當對鋼板施行熔融鍍鋅或合金化熔融鍍鋅的情況，可促進鋼板表層部的內部氧化並提升鍍敷密接性。該等效果係各自之含有量達0.05%以上才能獲得。另一方面，若各自之含有量超過2.0%，則鋼板的加工性會降低。所以，當含有Ni與Cu的情況，係定為Ni：0.05%以上2.0%以下、及Cu：0.05%以上2.0%以下的範圍內。

從Ca：0.001%以上0.005%以下、及REM：0.001%以上0.005%以下之中選擇的1種或2種

Ca與REM係將硫化物的形狀作成球狀化，並改善硫化物對拉伸凸緣性所造成之不良影響的有用元素。其效果係各自之含有量達0.001%以上才能獲得。另一方面，若各自之含有量超過0.005%，會導致夾雜物等的增加，引發表面缺陷及內部缺陷等情況。所以，當含有Ca與REM的情況，係定為Ca：0.001%以上0.005%以下、及REM：0.001%以上0.005%以下的範圍內。

本發明的鋼板中，除上述以外的成分係Fe及不可避免的雜質。但，在不損及本發明效果之範圍內，並不排除含有上述以外的成分之情況。

其次，針對本發明高強度鋼板之製造方法進行說明。

製造出經調整為上述較佳成分之組成的鋼片之後，施行熱軋，接著施行冷軋而形成冷軋鋼板。本發明中，該等的處理並無特別的限制，只要依照常法實施便可。

較佳製造條件係如下述。將鋼片在1000℃以上且1300℃以下的溫度區域中施行加熱後，依870℃以上且950℃以下的溫度區域完成熱軋，再將所獲得之熱軋鋼板依350℃以上且720℃以下的溫度區域施行捲取。接著，將熱軋鋼板施行酸洗後，依40%以上90%以下之範圍內的軋縮率施行冷軋，形成冷軋鋼板。

另外，本發明中係假設鋼板經由通常的製鋼、鑄造、熱軋、酸洗及冷軋等各步驟而進行製造的情況，但亦可例如利用薄鋼坯鑄造或薄片連鑄等而省略熱軋步驟之一部分或全部，並進行製造。

對所獲得之冷軋鋼板施行圖1所示熱處理。以下，參照圖1進行說明。

在沃斯田鐵單相區域中施行15秒以上且600秒以下的退火。本發明的鋼板係以從上部變韌鐵或麻田散鐵之未變態沃斯田鐵，進行變態而獲得以低溫變態相作為主相者，多邊形肥粒鐵係越少越佳，所以必需在沃斯田鐵單相區域中施行退火。關於退火溫度，若在沃斯田鐵單相區域中便可，其餘並無特別的限制，若退火溫度超過1000℃，則沃斯田鐵粒的成長趨於明顯，會引發因後續的冷卻所生成之構成相的粗大化，導致韌性等劣化。另一方面，當退火溫度未滿A₃ 點(沃斯田鐵變態點)時，在退火階段便已生成多邊形肥粒鐵，為能抑制冷卻中的多邊形肥粒鐵之成長，必需將500℃以上的溫度區域極急速地冷卻。所以，退火溫度必需為A₃ 點(沃斯田鐵變態點)以上，且較佳係為1000℃以下。

再者，當退火時間未滿15秒的情況，會有對沃斯田鐵的逆變態未充分進行的情況、或鋼板中的碳化物未充分溶解的情況。另一方面，若退火時間超過600秒，則隨大量的能量消耗將衍生成本增加。所以，退火時間係定為15秒以上且600秒以下的範圍內。較佳為60秒以上且500秒以下的範圍內。此處，A₃ 點係可利用下式進行近似性計算出。

A₃ 點(℃)=910-203×[C%]^1/2 +44.7×[Si%]-30×[Mn%]+700×[P%]+130×[Al%]-15.2×[Ni%]-11×[Cr%]-20×[Cu%]+31.5×[Mo%]+104×[V%]+400×[Ti%]

其中，[X%]係定為鋼板成分元素X的質量%。

經退火後的冷軋鋼板，將平均冷卻速度控制為8℃/s以上，施行冷卻至50℃以上且300℃以下的第1溫度區域。該冷卻係藉由冷卻至未滿Ms點，而使沃斯田鐵之一部分進行麻田散鐵變態。其中，若第1溫度區域的下限未滿50℃，則未變態沃斯田鐵在此時點幾乎全部進行麻田散鐵化，因此無法確保上部變韌鐵(變韌肥粒鐵或殘留沃斯田鐵)量。另一方面，若第1溫度區域的上限超過300℃，則無法確保適當量的回火麻田散鐵量。所以，第1溫度區域的範圍係定為50℃以上且300℃以下。較佳係80℃以上且300℃以下、更佳為120℃以上且300℃以下。此外，當平均冷卻速度未滿8℃/s時，多邊形肥粒鐵會過度生成、成長，或出現珠粒鐵等的析出而無法獲得所需鋼板組織。所以，從退火溫度起至第1溫度區域的平均冷卻速度係定為8℃/s以上。較佳為10℃/s以上。關於平均冷卻速度的上限，只要冷卻停止溫度不會產生變動，其餘並無特別的限制，但因為一般的設備若平均冷卻速度超過100℃/s，則鋼板的長邊方向與板寬方向的組織變動會明顯變大，因此較佳係為100℃/s以下。所以，平均冷卻速度較佳為10℃/s以上且100℃/s以下的範圍內。另外，本發明中，冷卻停止後的升溫步驟並無特別的規定，但當出現包括碳化物生成在內的下部變韌鐵變態等，而對本發明之效果會產生不利的變態行為時，最好不要保持於冷卻停止溫度，而是馬上升溫至後述第2溫度區域。所以，本發明的冷卻手段建議採用氣體冷卻、油冷卻、低熔點液體金屬冷卻等。

再者，發明者等針對麻田散鐵的回火狀態與殘留沃斯田鐵間之關係進行詳細研究。結果發現，當將在沃斯田鐵單相區域中施行退火的鋼板進行急冷時，以麻田散鐵變態開始溫度Ms點為指標，一邊控制從Ms點起的過冷度，一邊生成部分麻田散鐵之後，再活用經抑制碳化物生成狀態的上部變韌鐵變態，藉此可更加促進殘留沃斯田鐵的安定化，同時藉由將在第1溫度區域中所生成的麻田散鐵施行回火，可兼顧更加提升高強度化時的延性與拉伸凸緣性。具體而言，藉由將第1溫度區域控制為Ms-100℃以上且未滿Ms，可獲得利用過冷度達成的上述效果。另外，若將退火後的鋼板冷卻至未滿Ms-100℃，則未變態沃斯田鐵的大半部分會麻田散鐵化，恐有無法確保上部變韌鐵(變韌肥粒鐵或殘留沃斯田鐵)量的可能性。此外，隨Ms點的降低，在將退火後的鋼板冷卻至第1溫度區域的過程中，會有難以過冷卻，依現狀的冷卻設備難以確保冷卻速度的情況發生，因此在能充分顯現出利用過冷度的上述效果之前提下，較佳係例如Ms點為100℃以上。可獲得上述效果的理由雖尚不確定，但可認為當在將從Ms點起的過冷度控制為最佳狀態下生成麻田散鐵時，由於麻田散鐵變態以及後續的升溫‧保持而在變韌鐵生成溫度區域(後述第2溫度區域)中進行麻田散鐵回火，而對未變態沃斯田鐵賦予適度壓縮應力，更加促進殘留沃斯田鐵的安定化，藉由在第1溫度區域生成後再於第2溫度區域中施行回火，便可使確保加工性的回火麻田散鐵以及加工時的變形行為最佳化。

再者，當冷卻至50℃以上且Ms-50℃以下之範圍內的情況，將從Ms+20℃起至Ms-50℃的平均冷卻速度規範於8℃/s以上且50℃/s以下，便可達板形狀的安定化，因而較佳。若平均冷卻速度超越50℃/s時，麻田散鐵變態會急速進行。其中，若冷卻停止溫度在鋼板內無差異的話，最終的麻田散鐵變態量在鋼板內不會出現變動情形。然而，通常隨鋼板急冷而導致鋼板內(特別係寬度方向)產生溫度差，造成麻田散鐵變態的開始時間亦在鋼板內出現變動。所以，當麻田散鐵變態急速進行時，即便上述溫度差屬於微小，但仍因麻田散鐵變態開始時間的變動，導致鋼板內產生應變，使應力出現頗大差異，結果造成形狀劣化。由於以上的理由，較佳係將平均冷卻速度定為50℃/s以下。更佳為45℃/s以下。

上述Ms點係可依實驗式等進行近似性求取，但最好利用依四通道測溫試驗等進行實測而決定。

經冷卻至第1溫度區域的鋼板係升溫至350~490℃的第2溫度區域，並在第2溫度區域中保持5秒以上且1000秒以下的時間。另外，本發明中，經冷卻至第1溫度區域的鋼板並不保持於冷卻停止溫度，而是馬上升溫，在抑制包括碳化物生成在內的下部變韌鐵變態等之對本發明屬不利的變態行為而言，係屬較佳。第2溫度區域中，對藉由從退火溫度起冷卻至第1溫度區域而生成的麻田散鐵施行回火，使未變態沃斯田鐵變態為上部變韌鐵。若第2溫度區域的上限超過490℃，便會從未變態沃斯田鐵中析出碳化物，導致無法獲得所需組織。另一方面，當第2溫度區域的下限未滿350℃時，會有不生成上部變韌鐵而是生成下部變韌鐵，導致對沃斯田鐵中的C濃度量變少之問題發生。所以，第2溫度區域的範圍係定為350℃以上且490℃以下的範圍內。較佳為370℃以上且460℃以下的範圍內。

再者，若第2溫度區域中的保持時間未滿5秒，麻田散鐵的回火或上部變韌鐵變態會不足，無法形成所需的鋼板組織，結果，所獲得鋼板的加工性差。反之，若第2溫度區域中的保持時間超過1000秒，則鋼板最終組織會從成為殘留沃斯田鐵的未變態沃斯田鐵中析出碳化物，而無法獲得經C濃化的安定殘留沃斯田鐵，結果無法獲得所需的強度或延性，或者二者均無法獲得。所以，保持時間定在5秒以上且1000秒以下。較佳為15秒以上且600秒以下的範圍內。更佳為40秒以上且400秒以下。

另外，本發明的一連串熱處理中，若屬於上述既定溫度範圍內，則保持溫度並未必要一定，即使在既定溫度範圍內有所變動，仍不會損及本發明主旨。相關冷卻速度亦同。此外，只要熱經歷能滿足，則鋼板依任何設備施行熱處理均無妨。此外，經熱處理後，為施行形狀矯正而對鋼板表面施行調質軋延或電鍍等表面處理，亦涵蓋於本發明範圍中。

本發明高強度鋼板的製造方法，尚可在熔融鍍鋅中或熔融鍍鋅後，進一步追加施行合金化處理的合金化熔融鍍鋅。

熔融鍍鋅或合金化熔融鍍鋅係在從第1溫度區域起升溫至第2溫度區域之過程中、或第2溫度區域保持中、或第2溫度區域保持後等任一階段實施均可，但不管任何情況，在第2溫度區域中的保持條件都必需滿足本發明之規定，而第2溫度區域中的保持時間係包括熔融鍍鋅處理或合金化鍍鋅處理的處理時間在內，定為5秒以上且1000秒以下。另外，該熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理較佳係利用連續熔融鍍鋅生產線實施。

再者，本發明高強度鋼板的製造方法，係可在依照上述本發明的製造方法而製造出經完成至熱處理的高強度鋼板後，再重新追加施行熔融鍍鋅處理、或更進一步施行合金化處理。

對鋼板施行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理的方法，係如下述。

將鋼板浸入鍍浴中，利用氣刷(gas whipping)法等調整附著量。鍍浴中的溶解Al量係當熔融鍍鋅處理的情況時，較佳為0.12%以上且0.22%以下的範圍內，當合金化熔融鍍鋅處理的情況則較佳為0.08%以上且0.18%以下的範圍內。

處理溫度係當熔融鍍鋅處理的情況，鍍浴的溫度只要在通常的450℃以上且500℃以下之範圍內便可，而當進一步施行合金化處理的情況，合金化時的溫度較佳為550℃以下。當合金化溫度超越550℃時，因為會有碳化物從未變態沃斯田鐵中析出，依情況亦會有珠粒鐵生成，因而無法獲得強度或加工性、或二者均無法獲得，且鍍敷層的粉化性亦會劣化。另一方面，若合金化時的溫度未滿450℃，則會有合金化未進行的情況，因而較佳係為450℃以上。

鍍敷附著量較佳係定為每單面為20g/m² 以上且150g/m² 以下的範圍內。若鍍敷附著量未滿20g/m² ，則耐蝕性不足，另一方面，即使超過150g/m² ，耐蝕效果仍達飽和，僅徒增成本而已。

鍍敷層的合金化度[Fe質量%(Fe含有量)]較佳為7質量%以上且15質量%以下的範圍內。若鍍敷層的合金化度未滿7質量%，則會發生合金化不均而導致外觀品質劣化，或者在鍍敷層中生成所謂「ζ相」而導致鋼板的滑動性劣化。另一方面，若鍍敷層的合金化度超過15質量%，會大量形成硬質且較脆的Γ相，導致鍍敷密接性劣化。

[實施例]

以下，針對本發明利用實施例進行更詳細的說明，惟下述實施例並非用以限定本發明。且在本發明主旨構成範圍內所為的構成變化亦均涵蓋於本發明範圍內。

(實施例1)

將熔製表1所示成分組成的鋼而獲得的鑄片，加熱至1200℃，再依870℃施行熱軋精整而獲得熱軋鋼板，將其依650℃施行捲取，接著對熱軋鋼板施行酸洗後，再依65%軋延率(軋縮率)施行冷軋，形成板厚：1.2mm的冷軋鋼板。將所獲得之冷軋鋼板依表2所示條件施行熱處理。另外，表2中的「冷卻停止溫度：T」係指從退火溫度開始將鋼板施行冷卻時，停止鋼板冷卻的溫度。

再者，針對一部分的冷軋鋼板施行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理。其中，熔融鍍鋅處理係依鍍浴溫度：463℃、表觀量(每單面)：50g/m² 的方式施行雙面鍍敷。此外，合金化熔融鍍鋅處理係同樣的依鍍浴溫度：463℃、表觀量(每單面)：50g/m² ，且合金化度[Fe質量%(Fe含有量)]為9質量%的方式，依合金化溫度：550℃以下進行合金化條件的調整並施行雙面鍍敷。另外，熔融鍍鋅處理與合金化熔融鍍鋅處理係先冷卻至表2中所示T℃之後才實施。

當未對所獲得鋼板施行鍍敷處理的情況時係在熱處理後，而當施行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理的情況時則在該等處理後實施軋延率(拉伸率)：0.3%的調質軋延。

相關所獲得鋼板的各種特性，係依以下方法施行評估。

從各鋼板中切取試料並施行研磨，針對軋延方向的平行面使用掃描式電子顯微鏡(SEM)依3000倍進行10視野組織觀察，測定各相的面積率，並鑑定各結晶粒的相構造。

殘留沃斯田鐵量係將鋼板朝板厚方向施行研削‧研磨至板厚的1/4，並利用X射線繞射強度測定進行求取。入射X射線係使用Co-Kα，從相對於肥粒鐵的(200)、(211)、(220)各面繞射強度之沃斯田鐵的(200)、(220)、(311)各面強度比，計算出殘留沃斯田鐵量。

殘留沃斯田鐵中的平均C量係從利用X射線繞射強度測定的沃斯田鐵(200)、(220)、(311)各面之強度尖峰，求取晶格常數，再從下式計算式求取殘留沃斯田鐵中的平均C量(質量%)。

a₀ =0.3580+0.0033×[C%]+0.00095×[Mn%]+0.0056×[Al%]+0.022×[N%]

其中，a₀ ：晶格常數(nm)；[X%]：元素X的質量%。另外，除C以外的元素質量%係相對於鋼板全體的質量%。

拉伸試驗係使用從鋼板軋延方向的垂直方向所採取到的JIS5號試驗片，根據JIS Z2241實施。經測定TS(拉伸強度)、T.EL(總伸長率)，計算出強度與總伸長率的乘積(TS×T.EL)，並評估強度與加工性(延性)的均衡。另外，本發明中，將TS×T.EL≧20000(MPa‧%)的情況設為「良好」。

拉伸凸緣性係根據日本鋼鐵聯盟規格JFST1001進行評估。將所獲得之各鋼板切斷為100mm×100mm之後，將間隙設為板厚的12%並衝孔出直徑：10mm的孔之後，再使用內徑：75mm的模具，在依皺摺下壓力：88.2kN進行按押狀態下，將60°圓錐衝頭壓入孔中，並測定出現龜裂極限時的孔直徑，並從(1)式求取極限擴孔率λ(%)。

極限擴孔率λ(%)={(D_f -D_o )/D_o }×100　...(1)

其中，D_f 係龜裂發生時的孔徑(mm)，D_o 係初期孔徑(mm)。

使用依此所測得之λ，計算出強度與極限擴孔率的乘積(TS×λ)，並評估強度與拉伸凸緣性的均衡。

另外，本發明中，TS×λ≧25000(MPa‧%)時，係將拉伸凸緣性視為「良好」。

再者，鋼板組織中屬最硬質組織的硬度係依下述方法進行判斷。即，當組織觀察結果係觀察到淬火狀態的麻田散鐵時，將該等淬火狀態麻田散鐵利用超微小維克硬度計，依載重：0.02N測定10處，並將該等的平均值視為鋼板組織中屬最硬質組織的硬度。另外，當無出現淬火狀態麻田散鐵的情況，便如前述，回火麻田散鐵、上部變韌鐵或下部變韌鐵中之任一組織會成為本發明鋼板中屬最硬質的相。在本發明鋼板的情況，該等最硬質相便成為HV≦800的相。

再者，將從各鋼板所切取的試驗片，依10000~30000倍之範圍施行SEM觀察，結果確認到本發明鋼板中，回火麻田散鐵中，5nm以上且0.5μm以下的鐵系碳化物係每1mm² 析出5×10⁴ 個以上。

以上的評估結果係如表3所示。

由該表中得知，本發明的鋼板均可滿足拉伸強度在980MPa以上、且TS×T.EL值在20000MPa‧%以上、及TS×λ值在25000MPa‧%以上，因而可確認兼具高強度與優異加工性(特別係優異拉伸凸緣性)。

相對於此，試料No.1因為截至第1溫度區域的平均冷卻速度係超出適當範圍外，因而無法獲得所需鋼板組織，雖TS×λ值滿足25000MPa‧%以上，且拉伸凸緣性優異，但拉伸強度(TS)並未達980MPa，TS×T.EL值亦未滿20000MPa‧%。試料No.2、3及7因為冷卻停止溫度：T係超出第1溫度區域範圍外，因而無法獲得所需鋼板組織，雖拉伸強度(TS)滿足達980MPa以上，但卻未滿足TS×T.EL≧20000MPa‧%或TS×λ≧25000MPa‧%中任一項。試料No.5因為退火溫度未滿A₃ 變態點，而試料No.11因為第2溫度區域的保持溫度超出適當範圍外，因而無法獲得所需鋼板組織，雖滿足拉伸強度(TS)≧980MPa，但卻未滿足TS×T.EL≧20000MPa‧%及TS×λ≧25000MPa‧%二項。試料No.31~34因為成分組成係超出本發明適當範圍外，因而無法獲得所需鋼板組織，就拉伸強度(TS)≧980MPa、TS×T.EL≧20000MPa‧%及TS×λ≧25000MPa‧%中會有任一項以上無法滿足。

(實施例2)

將熔製表4所示鋼種a、b、c、d、e的鋼而獲得之鑄片，加熱至1200℃，依870℃施行精軋而形成熱軋鋼板，再將其依650℃進行捲取，接著將熱軋鋼板施行酸洗後，依65%軋延率(軋縮率)施行冷軋，形成板厚：1.2mm的冷軋鋼板。將所獲得之冷軋鋼板依表5所示條件施行熱處理。更且，對經熱處理後的鋼板施行軋延率(拉伸率)：0.5%的調質軋延。另外，表4中的A₃ 點係利用上式進行求取，表5中的Ms點係利用四通道測溫試驗所測得各鋼種的麻田散鐵變態開始溫度。此外，表5中，發明例1係第1溫度區域(冷卻停止溫度)設為未滿Ms-100℃的發明例，發明例2係第1溫度區域(冷卻停止溫度)設為Ms-100℃以上且未滿Ms的發明例。

針對該所獲得鋼板的組織、殘留沃斯田鐵中的平均C量、TS(拉伸強度)、T.EL(總伸長率)、拉伸凸緣性，依照實施例1相同的方法進行評估。

再者，將從各鋼板所切取的試驗片，依10000~30000倍範圍施行SEM觀察，確認回火麻田散鐵中的鐵系碳化物生成狀況。以上的評估結果係如表6與表7所示。

表6與表7所示鋼板均符合本發明，因為均滿足拉伸強度在980MPa以上、且TS×T.EL值在20000MPa‧%以上、及TS×λ值在25000MPa‧%以上，因而可確認兼具高強度與優異加工性(特別係優異拉伸凸緣性)。且，第1溫度區域(冷卻停止溫度)設為Ms-100℃以上且未滿Ms的試料No.35、36、39、40、42、43(發明例2)，相較於第1溫度區域(冷卻停止溫度)設為未滿Ms-100℃的試料No.37、38、41(發明例1)，雖拉伸凸緣性多少較差，但TS×T.EL值達25000MPa‧%以上，可確認強度與延性的均衡極良好。

(產業上之可利用性)

根據本發明，在將鋼板中的C量增加至0.17%以上的C含有量之前提下，藉由規定麻田散鐵、回火麻田散鐵及上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵相對於鋼板組織全體的面積率、殘留沃斯田鐵量、以及殘留沃斯田鐵中的平均C量，可獲得加工性(特別延性與拉伸凸緣性)優異，且拉伸強度(TS)在980MPa以上的高強度鋼板。

圖1為依照本發明製造方法的熱處理時之溫度圖形。

Claims

一種高強度鋼板，其特徵在於，由依質量%計含有：C：0.17%以上且0.73%以下、Si：3.0%以下、Mn：0.5%以上且3.0%以下、P：0.1%以下、S：0.07%以下、Al：3.0%以下、以及N：0.010%以下，且Si+Al滿足0.7%以上，其餘由Fe及不可避免之雜質的組成構成；鋼板組織係滿足：麻田散鐵相對於鋼板組織全體的面積率係10%以上且90%以下，殘留沃斯田鐵量係5%以上且50%以下，上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵相對於鋼板組織全體的面積率係5%以上，上述麻田散鐵中有25%以上係回火麻田散鐵，上述麻田散鐵相對於鋼板組織全體的面積率、上述殘留沃斯田鐵量及上述上部變韌鐵中的變韌肥粒鐵相對於鋼板組織全體的面積率之合計係65%以上，多邊形肥粒鐵相對於鋼板組織全體的面積率係在10%以下(包含0%)，且上述殘留沃斯田鐵中的平均C量為0.70%以上，拉伸強度為980MPa以上。
如申請專利範圍第1項之高強度鋼板，其中，除了上述組成之外，進一步含有下述群組(A)~(E)之1群組或2群組以上；(A)依質量%計，在C：0.17%以上且未滿0.3%的範圍中，更進一步含有從以下所選擇的1種或2種以上：Cr：0.05%以上且5.0%以下、V：0.005%以上且1.0%以下、以及Mo：0.005%以上且0.5%以下；(B)依質量%計從以下所選擇的1種或2種：Ti：0.01%以上且0.1%以下、以及Nb：0.01%以上且0.1%以下；(C)依質量%計之B：0.0003%以上且0.0050%以下；(D)依質量%計從以下所選擇的1種或2種：Ni：0.05%以上且2.0%以下、以及Cu：0.05%以上且2.0%以下；(E)依質量%計從以下所選擇的1種或2種：Ca：0.001%以上且0.005%以下、以及REM：0.001%以上且0.005%以下。
如申請專利範圍第1或2項之高強度鋼板，其中，上述回火麻田散鐵中，5nm以上且0.5μm以下的鐵系碳化物係每1mm² 析出5×10⁴ 個以上。
一種高強度鋼板，其特徵為，在申請專利範圍第1或2項之高強度鋼板表面上，設有熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。
一種高強度鋼板，其特徵為，在申請專利範圍第3項之高強度鋼板表面上，設有熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。
一種高強度鋼板之製造方法，係將申請專利範圍第1或2項之成分組成的鋼片，施行熱軋後，再經冷軋而形成冷軋鋼板，接著，將該冷軋鋼板在沃斯田鐵單相區域中施行15秒以上且600秒以下的退火之後，依平均冷卻速度：8℃/s以上施行冷卻至50℃以上且300℃以下的第1溫度區域，然後，升溫至350℃以上且490℃以下的第2溫度區域，在該第2溫度區域中保持5秒以上且1000秒以下。
如申請專利範圍第6項之高強度鋼板之製造方法，其中，以麻田散鐵變態開始溫度Ms點℃作為指標，將上述第1溫度區域定為Ms-100℃以上且未滿Ms，並在上述第2溫度區域中保持5秒以上且600秒以下。
如申請專利範圍第6或7項之高強度鋼板之製造方法，其中，在對上述第2溫度區域的升溫中、或在上述第2溫度區域的保持中，施行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理。