TWI412609B

TWI412609B - 高強度鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI412609B
Application number: TW098130498A
Authority: TW
Inventors: Hiroshi Matsuda; Yoshimasa Funakawa; Yasushi Tanaka
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2008-09-10
Filing date: 2009-09-10
Publication date: 2013-10-21
Also published as: KR101341731B1; JP5365112B2; JP2010065273A; US20110162762A1; CA2734978C; EP2327810A1; CA2734978A1; KR20110042369A; CN102149841B; CN102149841A; EP2327810A4; TW201020329A; WO2010030021A1; EP2327810B1

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(特別係延性與延伸凸緣性)優異，且拉伸強度(TS)為980MPa以上的高強度鋼板及其製造方法。

近年從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薄板化，俾使車體本身呈輕量化的動向正活躍中。

一般而言，為達到鋼板的高強度化，必需相對於鋼板的組織全體，增加麻田散鐵或變韌鐵等硬質相的比例。然而，因為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，當硬質相比例少的軟質多邊形肥粒鐵較多時，多邊形肥粒鐵的變形能力會主導鋼板加工性，即使硬質相加工性不足的情況，仍可確保延性等加工性，但當硬質相比例較多時，並非由多邊形肥粒鐵的變形主導，而是由硬質相的變形能力本身直接影響鋼板成形性，若硬質相本身的加工性不足，則鋼板的加工性劣化會趨於明顯。

所以，冷軋鋼板時，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，藉由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，便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，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，當使用對鋼板施行水淬火之後無法再度升溫並保持高溫的普通製造設備時，雖可施行鋼板的高強度化，但卻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，係有如將主相定為多邊形肥粒鐵，將硬質相定為變韌鐵或珠粒鐵，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，而是藉由使硬質相中生成碳化物，亦提升硬質相本身的加工性，特別係延伸凸緣性提升的鋼板。然而，在將主相定為多邊形肥粒鐵的前提下，難以兼顧拉伸強度(TS)在980MPa以上的高強度化與加工性。且，因為即使藉由使硬質相中生成碳化物而亦提升硬質相本身的加工性，但多邊形肥粒鐵的加工性良好程度仍較差，因而當為了達到拉伸強度(TS)在980MPa以上的高強度化而減少多邊形肥粒鐵的量時，會導致無法獲得充分加工性。

在專利文獻1中有提案：藉由規定合金成分，將鋼組織形成具有殘留沃斯田鐵的細微且均勻變韌鐵，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中有提案：藉由規定既定合金成分，將鋼組織設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中有提案：藉由規定既定合金成分，並將鋼組織設為具有殘留沃斯田鐵的變韌鐵依面積率計達90%以上，且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，上述鋼板潛在有下述問題。

就專利文獻1所記載的成分組成，當對鋼板賦予應變時，較難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。

就專利文獻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，因為屬於以變韌鐵或甚至肥粒鐵作為主體而含有，且極力抑制麻田散鐵的組織，因此在強度確保或高強度化時，難以確保延性、延伸凸緣性等加工性。

專利文獻3所記載的鋼板，係以提升耐衝擊性為主目的，且因為屬於以硬度在HV250以下的變韌鐵為主相(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(特別係延性與延伸凸緣性)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」係指滿足TS×T.EL值在20000MPa‧%以上，且TS×λ值在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，藉由活用下部變韌鐵組織及/或麻田散鐵組織俾達高強度化，且在將鋼板中的C量設為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，確保有利的安定殘留沃斯田鐵，且藉由將該麻田散鐵其中一部分形成回火麻田散鐵，便可獲得加工性優異，特別係強度與延性的均衡以及強度與延伸凸緣性的均衡均優異，且拉伸強度在980MPa以上的高強度鋼板。

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：下部變韌鐵與全麻田散鐵合計量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，上述下部變韌鐵及全麻田散鐵合計量中淬火狀態的麻田散鐵係75%以下，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，上述鋼板係更進一步依質量%計含有從：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種以上的元素。

3.如上述1或2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：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種的元素。

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：B：0.0003%以上0.0050%以下。

5.如上述1至4項中任一項所記載的高強度鋼板，其中，上述鋼板係更進一步依質量%計含有：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種的元素。

6.如上述1至5項中任一項所記載的高強度鋼板，其中，上述鋼板係更進一步依質量%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種的元素。

7.一種高強度鋼板，係在上述1至6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。

8.一種高強度鋼板之製造方法，係將作成上述1至6中任一項所記載成分組成的鋼片，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600秒以下的退火之後，當冷卻至由350℃以上且490℃以下的第1溫度區域所決定的冷卻停止溫度：T℃時，至少截至550℃為止將平均冷卻速度控制為5℃/s以上進行冷卻，然後，在該第1溫度區域中保持15秒以上且1000秒以下保持，接著在200℃以上且350℃以下的第2溫度區域中保持15秒以上且1000秒以下。

9.如上述8所記載的高強度鋼板之製造方法，其中，在截至上述冷卻停止溫度：T℃為止的冷卻時、或在上述第1溫度區域中，施行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理。

根據本發明，因為可提供加工性(特別係延性與延伸凸緣性)優異，且拉伸強度(TS)為980MPa以上的高強度鋼板、以及其有利的製造方法，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，就本發明，針對將鋼板組織依如上述限定的理由進行說明。以下，「面積率」係設定為相對於鋼板組織全體的面積率。

下部變韌鐵及全麻田散鐵的合計量面積率：10%以上、90%以下

下部變韌鐵與麻田散鐵係屬於用以將鋼板高強度化的必要組織。若下部變韌鐵及全麻田散鐵的合計量面積率未滿10%，則鋼板的拉伸強度(TS)便不滿980MPa。反之，若下部變韌鐵及全麻田散鐵的合計量面積率超過90%，則上部變韌鐵會變少，結果因為無法確保C經濃化的安定殘留沃斯田鐵，導致延性等加工性降低的問題發生。所以，下部變韌鐵及全麻田散鐵的合計量面積率定為10%以上且90%以下。較佳為20%以上且80%以下的範圍內。更佳為30%以上且70%以下的範圍內。

下部變韌鐵及全麻田散鐵合計量中，淬火狀態的麻田散鐵比例：75%以下

麻田散鐵中，淬火狀態的麻田散鐵的比例相對於鋼板中所存在的下部變韌鐵及全麻田散鐵合計量超過75%時，雖拉伸強度會在980MPa以上，但延伸凸緣性卻差。因為淬火狀態的麻田散鐵係屬極硬質，淬火狀態的麻田散鐵本身的變形能力極低，因而鋼板加工性(特別係延伸凸緣性)會明顯劣化。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，因而若淬火狀態的麻田散鐵多，則淬火狀態麻田散鐵與上部變韌鐵間之界面便會變多，導致在施行衝孔加工等情況時，淬火狀態麻田散鐵與上部變韌鐵間之界面會產生微小孔洞，造成在衝孔加工後所施行的延伸凸緣成形時，孔洞會相連結而導致龜裂情形容易進展，因而使延伸凸緣性更劣化。所以，麻田散鐵中，淬火狀態的麻田散鐵比例係相對於鋼板中所存在之下部變韌鐵及全麻田散鐵合計量而定為75%以下。較佳為50%以下。另外，淬火狀態的麻田散鐵係麻田散鐵中未發現碳化物的組織，可利用SEM觀察。

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，且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C濃度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且予以活用，可獲得即使拉伸強度(TS)在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值定為20000MPa‧%以上，而獲得強度與延性的均衡呈優異之鋼板。

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板條間，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，便必需依高倍率進行大量測定，較難正確地定量。但是，在該變韌肥粒鐵板條間所形成的殘留沃斯田鐵量，係某程度配合所形成變韌肥粒鐵量。所以，經發明者等探討，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之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(具體而言係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在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在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%，則無法獲得充分的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，殘留沃斯田鐵量定為5%以上且50%以下範圍內。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板條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板條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量平均)之方法而從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，則可獲得優異加工性。

當殘留沃斯田鐵中的平均C量未滿0.70%時，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，係為了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，多數情況將此類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，便必需明確地規定變韌鐵組織，因此針對「上部變韌鐵」及「下部變韌鐵」定義如下。

上部變韌鐵係由板條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/或碳化物構成，特徵在於：在板條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，下部變韌鐵係由板條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，此點係與上部變韌鐵共通，但下部變韌鐵的特徵在於，在板條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差，會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，結果在板條間所存在之殘留沃斯田鐵中的C濃度量會減少，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必需相對於鋼板組織全體的面積率達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，因而較佳係定在85%以下。

多邊形肥粒鐵的面積率：10%以下(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，同時在加工時，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，結果導致無法獲得所需之加工性。此處，若多邊形肥粒鐵面積率在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會呈孤立分散狀態，可抑制應變集中，俾可避免加工性劣化。所以，將多邊形肥粒鐵面積率定在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，當無存在淬火狀態的麻田散鐵時，回火麻田散鐵或下部變韌鐵或上部變韌鐵中任一者會成為最硬質的相，該等的組織均成為HV≦800的相。此外，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組織，本發明的鋼板中，即使淬火狀態的麻田散鐵，硬度仍為HV≦800，並未有HV＞800的明顯偏硬麻田散鐵之存在，可確保良好的延伸凸緣性。

本發明的鋼板中，作為其餘組織，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為20%以下。更佳為10%以下。

以上係本發明高強度鋼板的鋼板組織基本構成，視需要亦可追加下述構成。

其次，關於本發明，針對將鋼板的成分組成依如上述進行限定的理由進行敘述。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係為了確保鋼板的高強度化與確保安定殘留沃斯田鐵量的不可或缺之必要元素，屬於麻田散鐵量確保與使室溫下能殘留沃斯田鐵的必要元素。若C量未滿0.17%，則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量定為0.17%以上且0.73%以下範圍內。較佳係超過0.20%且0.48%以下之範圍內，更佳為0.25%以上。

Si：3.0%以下(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，且因紅色鐵銹等情形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劣化的情況。所以，Si量定為3.0%以下。較佳為2.6%以下。更佳為2.2%以下。

再者，Si係抑制碳化物生成，促進殘留沃斯田鐵生成的有用元素，因此Si量較佳設為0.5%以上，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%，便會引發鑄造性劣化等情形。所以，Mn量定在0.5%以上且3.0%以下範圍內。較佳為1.5%以上且2.5%以下範圍內。

P：0.1%以下

P係對鋼強化有用的元素，若P量超過0.1%，藉由晶界偏析而脆化，便使耐衝擊性劣化，當對鋼板施行合金化熔融鍍鋅時，會使合金化速度大幅變遲緩。所以，P量定在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，因而下限較佳設定為0.005%左右。

S：0.07%以下

S係會生成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，因而較佳係盡量減少S量。然而，若S量過度減少，會導致製造成本增加，因而S量設在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%時，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係屬於鋼強化的有用元素，且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導致延性劣化。所以，Al量設定在3.0%以下。較佳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，為能獲得脫氧效果，Al量較佳係為0.001%以上、更佳為0.005%以上。另外，本發明中的Al量係設定為經脫氧後在鋼板中所含有的Al量。

N：0.010%以下

N係使鋼的抗老化性出現最大劣化的元素，最好極力減少。若N量超過0.010%，則抗老化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%

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量合計必需滿足達0.7%以上。另外，上式的Al量係設定為經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。

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%以下之中選擇1種或2種以上

Cr、V及Mo係在從退火溫度開始進行冷卻時，具有抑制珠粒鐵生成作用的元素。此項效果係依Cr：0.05%以上、V：0.005%以上、及Mo：0.005%以上獲得。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為過大，將成為必要以上的高強度。所以，當含有Cr、V及Mo的情況，設定為：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1種或2種

Ti與Nb係對鋼的析出強化為有用，且該效果係在分別含有量達0.01%以上才可獲得。另一方面，若各自含有量超過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。該效果係在含有達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，便設定為B：0.0003%以上、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，會促進鋼板表層部的內部氧化並提升鍍敷密接性。該等效果係各自含有量達0.05%以上才能獲得。另一方面，若各自含有量超過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1種或2種

Ca與REM係將硫化物的形狀形成球狀化，並改善硫化物對延伸凸緣性所造成不良影響之有用元素。該效果係依各自含有量達0.001%以上才能獲得。另一方面，若各自含有量超過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發生。所以，當含有Ca與REM的情況，便設定為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為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。

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組成的鋼片之後，施行熱軋，接著再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，假設鋼板係經由通常的製鋼、鑄造、熱軋、酸洗及冷軋等各步驟而進行製造的情況，但例如利用薄鋼坯鑄造或薄片連鑄等情況時，則亦可省略熱軋步驟其中一部分或全部進行製造。

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。本發明的鋼板係以使從未變態沃斯田鐵在350℃以上且490℃以下的範圍內之較低溫區域中進行變態的上部變韌鐵、下部變韌鐵及麻田散鐵為主相，因此最好將多邊形肥粒鐵極力減少，必需在沃斯田鐵單相區域中施行退火。相關退火溫度，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構成相粗大化，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成長，導致必需將500℃以上的溫度區域極急速地冷卻。所以，退火溫度必需設為A₃ 點(沃斯田鐵變態點)以上，且較佳設為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，會衍生成本之增加。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：

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%]

進行近似性計算出。其中，[X%]係鋼板成分元素X的質量%。

經退火後的冷軋鋼板係被冷卻至依350℃以上且490℃以下的第1溫度區域所決定之冷卻停止溫度：T℃，但至少直到550℃為止，平均冷卻速度均控制於5℃/s以上進行冷卻。在平均冷卻速度未滿5℃/s的情況，多邊形肥粒鐵會過度生成、成長，或出現珠粒鐵等的析出，或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5℃/s以上。較佳為10℃/s以上。平均冷卻速度的上限在冷卻停止溫度時不會產生變動的前提下，其餘並無特別的限制，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，因此較佳係定為100℃/s以下。

經冷卻至550℃的鋼板，係被持續冷卻至冷卻停止溫度：T℃。在T℃以上且550℃以下的溫度區域中，鋼板冷卻的速度係除了將在該第1保持溫度區域中的保持時間定為15秒以上且1000秒以下之外，其餘並無特別的限制，若鋼板依過度遲緩速度進行冷卻時，會因從未變態沃斯田鐵生成碳化物而導致無法獲得所需組織的可能性提高。所以，在T℃以上且550℃以下的溫度區域中，鋼板較佳係依平均達1℃/s以上的速度進行冷卻。

經冷卻至冷卻停止溫度：T℃的鋼板，係在350℃以上且490℃以下的第1溫度區域中保持15秒以上且1000秒以下的時間。若第1溫度區域的上限超過490℃，則會從未變態沃斯田鐵析出碳化物，導致無法獲得所需組織。另一方面，若第1溫度區域的下限未滿350℃，便不是生成上部變韌鐵，而是生成下部變韌鐵，會有對沃斯田鐵中的C濃化量變少的問題。所以，第1溫度區域的範圍係定為350℃以上且490℃以下的範圍。較佳為370℃以上且460℃以下的範圍。

再者，若第1溫度區域中的保持時間未滿15秒，上部變韌鐵變態量會減少，導致未變態沃斯田鐵中的C濃化量變少的問題。另一方面，若在第1溫度區域中的保持時間超過1000秒，則鋼板最終組織會從作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，結果無法獲得所需加工性。所以，保持時間係定為15秒以上且1000秒以下。較佳為30秒以上且600秒以下的範圍。

經完成在第1溫度區域中之保持的鋼板，係依任意速度冷卻至200℃以上且350℃以下的第2溫度區域，並在第2溫度區域中保持15秒以上且1000秒以下的時間。若第2溫度區域的上限超過350℃，便不會進行下部變韌鐵變態，結果會有淬火狀態的麻田散鐵量變多的問題。另一方面，第2溫度區域的下限未滿200℃時，同樣地不會進行下部變韌鐵變態，導致淬火狀態的麻田散鐵量變多的問題。所以，第2溫度區域的範圍係定為200℃以上且350℃以下的範圍。較佳為250℃以上且340℃以下的範圍。

再者，若保持時間未滿15秒，則無法獲得足夠量的下部變韌鐵，導致無法獲得所需加工性。反之，若保持時間超越1000秒，則會從在第1溫度區域中所生成之上部變韌鐵中的安定殘留沃斯田鐵析出碳化物，結果無法獲得所需加工性。所以，保持時間係定為15秒以上且1000秒以下的範圍。較佳為30秒以上且600秒以下的範圍。

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，若熱經歷亦能滿足，則鋼板可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亦可在上述直到第1溫度區域前的冷卻中實施、或在第1溫度區域中實施。此情況，第1溫度區域中的保持時間係包括施行熔融鍍鋅處理或合金化鍍鋅處理的第1溫度區域中之處理時間在內，定為15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熔融鍍鋅處理。

再者，依照本發明的製造方法，於在第2溫度區域中的保持後，接著可施行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理。

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)法等施行附著量調整。鍍浴中的溶解Al量係當熔融鍍鋅處理的情況時，較佳係定為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設為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，且當施行合金化處理的情況，合金化時的溫度較佳設為550℃以下。當合金化溫度超越550℃時，因為會有從未變態沃斯田鐵中析出碳化物、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。反之，若合金化時的溫度未滿450℃，則會有未進行合金化的情況，因而較佳設為達450℃以上。

鍍敷附著量較佳係設定為每單面為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，反之，即使超過150g/m² g，耐蝕效果已達飽和，僅導致成本提升而已。

鍍敷層的合金化度[Fe質量%(Fe含有量)]較佳設為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%，便會發生合金化不均導致外觀品質劣化，或者在鍍敷層中生成所謂「ζ相」，導致鋼板的滑動性劣化。反之，若鍍敷層的合金化度超過15質量%，便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，惟下述實施例並非限定本發明。且，在本發明主旨構成範圍內所為的構成變更亦均涵蓋於本發明範圍內。

將熔製表1所示成分組成的鋼而獲得的鑄片，加熱至1200℃，依870℃施行熱軋精整而獲得熱軋鋼板，再將其依650℃施行捲取，接著對熱軋鋼板施行酸洗後，再依65%軋縮率施行冷軋，形成板厚：1.2mm的冷軋鋼板。將所獲得冷軋鋼板依表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之際，便停止鋼板冷卻的溫度。

再者，針對其中一部份的冷軋鋼板，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依表觀量(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，便在熱處理後，施行軋縮率(拉伸率)：0.3%的調質軋延，而當施行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理的情況時，便在該等處理後才實施軋縮率(拉伸率)：0.3%的調質軋延。

相關所獲得鋼板的諸特性，依以下方法施行評估。

從各鋼板中切取試料並施行研磨，再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)各面繞射強度之下，沃斯田鐵的(200)、(220)、(311)各面強度比，計算出殘留沃斯田鐵量的平均值。

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」。

延伸凸緣性係根據日本鋼鐵聯盟規格JFST1001進行評估。將所獲得各鋼板切斷為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，在依皺摺壓住力：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λ，計算出強度與極限擴孔率的乘積(TS×λ)，並評估強度與延伸凸緣性的均衡。

另外，本發明中，TS×λ≧25000MPa‧%時，便將延伸凸緣性視為「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淬火狀態的麻田散鐵時，便將該等淬火狀態麻田散鐵利用超微小維克硬度計，依荷重：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任一組織將成為本發明鋼板中屬最硬質的相。當該等最硬質相係本發明鋼板的情況，便成為HV≦800的相。

以上的評估結果係如表3所示。

由同表中得知，本發明的鋼板均可滿足拉伸強度達980MPa以上、且TS×T.El值達20000MPa‧%以上、及TS×λ≧25000MPa‧%以上，因而可確認兼具高強度與優異加工性(特別係優異延伸凸緣性)。

相對於此，試料No.1因為截至550℃為止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，雖滿足TS×λ≧25000MPa‧%，但卻未能滿足拉伸強度(TS)≧980MPa及TS×T.EL≧20000MPa‧%。試料No.2因為第1溫度區域中的保持時間超出適當範圍外，而試料No.5因為退火溫度未滿A₃ 點℃，試料No.6因為冷卻停止溫度：T係超出第1溫度區域外，試料No.8因為在第2溫度區域中的保持溫度超出適正範圍外，試料No.11因為在第2溫度區域中的保持時間超出適當範圍外，因而無法獲得所需鋼板組織，雖滿足拉伸強度(TS)≧980MPa，但就TS×T.EL≧20000MPa‧%及TS×λ≧25000MPa‧%卻均未能滿足。試料No.30~34因為成分組成超出適當範圍外，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。

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，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，其餘部分係Fe及不可避免之雜質的組成；鋼板組織係滿足：下部變韌鐵與全麻田散鐵的合計量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，上述下部變韌鐵及全麻田散鐵的合計量中淬火狀態的麻田散鐵係75%以下，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，上述鋼板係進一步依質量%計含有下述群組(A)~(E)中之一群組或二群組以上： (A)由Cr：0.05%以上且5.0%以下、V：0.005%以上且1.0%以下、及Mo：0.005%以上且0.5%以下中選擇之1種或2種以上；(B)由Ti：0.01%以上且0.1%以下、及Nb：0.01%以上且0.1%以下中選擇之1種或2種；(C)B：0.0003%以上且0.0050%以下；(D)由Ni：0.05%以上且2.0%以下、及Cu：0.05%以上且2.0%以下中選擇之1種或2種；(E)由Ca：0.001%以上且0.005%以下、及REM：0.001%以上且0.005%以下中選擇之1種或2種。
一種高強度鋼板，係在申請專利範圍第1或2項之高強度鋼板之表面上，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，係將作成申請專利範圍第 1或2項之成分組成的鋼片，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秒以上且600秒以下的退火之後，當冷卻至由350℃以上且490℃以下的第1溫度區域所決定的冷卻停止溫度：T℃時，至少截至550℃為止均將平均冷卻速度控制為5℃/s以上而進行冷卻，然後，在該第1溫度區域中保持15秒以上且1000秒以下，接著在200℃以上且350℃以下的第2溫度區域中保持15秒以上且1000秒以下。
如申請專利範圍第4項之高強度鋼板之製造方法，其中，在截至上述冷卻停止溫度：T℃為止的冷卻時、或在上述第1溫度區域中，施行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理。