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TWI458840B - 冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

冷軋鋼板及其製造方法 Download PDF

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TWI458840B
TWI458840B TW102101296A TW102101296A TWI458840B TW I458840 B TWI458840 B TW I458840B TW 102101296 A TW102101296 A TW 102101296A TW 102101296 A TW102101296 A TW 102101296A TW I458840 B TWI458840 B TW I458840B
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TW
Taiwan
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steel sheet
less
rolled steel
rolling
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TW102101296A
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TW201339323A (zh
Inventor
Toshiki Nonaka
Satoshi Kato
Kaoru Kawasaki
Toshimasa Tomokiyo
Original Assignee
Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Publication date
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Description

冷軋鋼板及其製造方法 技術領域
本發明係有關於熱壓印前及/或熱壓印後之成形性優異的冷軋鋼板、及其製造方法。本發明之冷軋鋼板包含冷軋鋼板、熔融鍍鋅冷軋鋼板、合金化熔融鍍鋅冷軋鋼板、電鍍鋅冷軋鋼板、及鍍鋁冷軋鋼板。
本申請案係依據2012年01月13日，在日本申請之特願2012-004551號主張優先權，且在此引用其內容。
 背景技術
現今，於汽車用鋼板正在追求提升衝撞安全性與輕量化。現今，不僅抗拉強度980MPa級(980MPa以上)、1180MPa級(1180MPa以上)之鋼板，正在追求更高強度之鋼板。例如，正逐漸追求大於1.5GPa的鋼板。於如此之狀況下，可得高強度之方法最近受到矚目的係熱壓印(亦稱熱壓、金屬模淬火、壓緊淬火等)。熱壓印係指將鋼板以750℃以上之溫度加熱後藉由熱成形(加工)，提升高強度鋼板之成形性，再藉由成形後之冷卻進行淬火，得到所期之材質的成形方法。
兼具壓機加工性與高強度之鋼板，眾所周知的有由肥粒鐵．麻田散鐵組織所構成的鋼板、由肥粒鐵．變韌鐵組織所構成的鋼板、或於組織中含有殘留沃斯田鐵之鋼板等。其中肥粒鐵基質中分散有麻田散鐵的複合組織鋼板(由肥粒鐵．麻田散鐵所構成之鋼板，即DP鋼板)係低降伏比、抗拉強度高，且伸長特性優異。但，該複合組織鋼板因應力集中於肥粒鐵與麻田散鐵之界面，容易由此產生破裂，故有擴孔性差的缺點。又，具有如此之複合組織的鋼板將未能發揮1.5GPa級之抗拉強度。
例如，專利文獻1~3中揭示了如前述之複合組織鋼板。又，專利文獻4~6中，有高強度鋼板之硬度與成形性之關係的相關記載。
然而，即使藉由該等習知技術，仍不易應付如今汽車之更輕量化、更高強度化及零件形狀之複雜化的要求。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開平6-128688號公報
專利文獻2：日本專利特開2000-319756號公報
專利文獻3：日本專利特開2005-120436號公報
專利文獻4：日本專利特開2005-256141號公報
專利文獻5：日本專利特開2001-355044號公報
專利文獻6：日本專利特開平11-189842號公報
 發明概要
本發明係有鑑於上述課題所研究出者。換言之，本發明之目的係提供可得強度與良好之擴孔性的成形性優異之冷軋鋼板及其製造方法。此外，本發明之目的係提供熱壓印成形後可確保1.5GPa以上、以1.8GPa以上、2.0GPa以上為佳的強度，且可得更良好之擴孔性的冷軋鋼板及其製造方法。
本發明人等致力地檢討於熱壓印前(加熱至750℃以上1000℃以下，於進行加工、冷卻之熱壓印步驟的加熱之前)，可確保強度且擴孔性等成形性優異的高強度冷軋鋼板。此外，致力地檢討於熱壓印後(熱壓印步驟之加工、冷卻之後)，可確保強度1.5GPa以上，以1.8GPa以上、2.0GPa以上為佳且擴孔性等成形性優異之冷軋鋼板。結果，(i)於鋼成分方面，適當地設置Si、Mn、及C之含量的關係，(ii)將肥粒鐵、麻田散鐵之分率設為預定之分率，且(iii)調整冷軋延之軋縮率，將鋼板之板厚表層部及板厚中心部(中心部)的麻田散鐵之硬度比(硬度之差)、及中心部的麻田散鐵之硬度分布設定於特定範圍內，藉此，發現於冷軋鋼板中，可確保目前以上的成形性，即抗拉強度TS與擴孔率λ之積TS×λ係50000MPa．%以上。又，將如此所得之冷軋鋼板使用於一定條件範圍之熱壓印時，於熱壓印後仍可大致維持冷軋鋼板之板厚表層部及中心部的麻田散鐵之硬度比、及板厚中心部之麻田散鐵的硬度分布，發現可得於熱壓印後仍 具高強度且成形性優異之冷軋鋼板(熱壓印成形體)。又，亦發現抑制冷軋鋼板之板厚中心部的MnS之偏析，於進行熱壓印前之冷軋鋼板及進行熱壓印後之冷軋鋼板中均可有效地提升擴孔性。
又，發現於利用具有複數軋台之冷軋延機的冷軋延中，藉將自最上游數來第3段之各軋台的冷軋率相對於總冷軋率(累積軋延率)之比例設於特定範圍內，可有效地控制麻田散鐵之硬度。本發明人等依據前述觀察所得知識，觀察得知以下所示之發明的諸態樣。又，觀察得知即使於該冷軋鋼板進行熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、電鍍鋅、及鍍鋁，仍未損該效果。
(1)換言之，本發明之一態樣的冷軋鋼板，以質量%計，係含有C：大於0.150%、0.300%以下、Si：0.010%以上、1.000%以下、Mn：1.50%以上、2.70%以下、P：0.001%以上、0.060%以下、S：0.001%以上、0.010%以下、N：0.0005%以上、0.0100%以下、Al：0.010%以上、0.050%以下，並有選擇性地含有B：0.0005%以上、0.0020%以下、Mo：0.01%以上、0.50%以下、Cr：0.01%以上、0.50%以下、V：0.001%以上、0.100%以下、Ti：0.001%以上、0.100%以下、Nb：0.001%以上、0.050%以下、Ni：0.01%以上、1.00%以下、Cu：0.01%以上、1.00%以下、Ca：0.0005%以上、0.0050%以下、REM：0.0005%以上、0.0050%以下之1種以上的情形，剩餘部分係由Fe及不可避免之不純物所構成，於將C含量、Si含量及Mn含量以單位質量%計，分別表示為[C]、[Si]及 [Mn]時，下述式1之關係成立，金屬組織以面積率計，含有40%以上90%以下的肥粒鐵與10%以上60%以下之麻田散鐵，並且，含有以面積率計10%以下之波來鐵、以體積率計5%以下之殘留沃斯田鐵、及以面積率計20%以下之變韌鐵的1種以上，經以奈米壓痕測定的前述麻田散鐵之硬度滿足下述式2a及式3a，且表示抗拉強度TS與擴孔率λ之積的TS×λ係50000MPa．%以上。
(5×[Si]+[Mn])/[C]>10‧‧‧(式1)
H20/H10<1.10‧‧‧(式2a)
σHM0<20‧‧‧(式3a)
此處，H10係前述冷軋鋼板之表層部的前述麻田散鐵之平均硬度，H20係自前述冷軋鋼板之板厚中心朝板厚方向±100μm範圍之板厚中心部的前述麻田散鐵之平均硬度，σHM0係自前述板厚中心部朝板厚方向±100μm範圍內存在之前述麻田散鐵的硬度之分散值。
(2)如前述(1)之冷軋鋼板，其中前述金屬組織中存在的圓等效直徑0.1μm以上10μm以下之MnS的面積率係0.01%以下，且下述式4a亦成立。
n20/n10<1.5‧‧‧(式4a)
此處，n10係前述冷軋鋼板之板厚1/4部分的前述MnS每10000μm2 之平均個數密度，n20係前述板厚中心部的前述MnS每10000μm2 之平均個數密度。
(3)如前述(1)之冷軋鋼板，其更於進行加熱至750℃以上1000℃以下，進行加工、冷卻之熱壓印後，經以前 述奈米壓痕測定的麻田散鐵之硬度滿足下述式2b及式3b，且前述金屬組織以面積率計含有80%以上之麻田散鐵，並且，有含有以面積率計10%以下之波來鐵、以體積率計5%以下之殘留沃斯田鐵、以面積率計小於20%之肥粒鐵、以面積率計小於20%之變韌鐵的1種以上之情形，且表示抗拉強度TS與擴孔率λ之積的TS×λ亦係50000MPa．%以上。
H2/H1<1.10‧‧‧(式2b)
σHM<20‧‧‧(式3b)
此處，H1係前述熱壓印後之前述表層部的前述麻田散鐵之平均硬度，H2係前述熱壓印後之前述板厚中心部的前述麻田散鐵之平均硬度，σHM係前述熱壓印後之前述板厚中心部存在的前述麻田散鐵之硬度的分散值。
(4)如前述(3)之冷軋鋼板，其中前述金屬組織中存在的圓等效直徑0.1μm以上10μm以下之MnS的面積率係0.01%以下，下述式4b亦成立。
n2/n1<1.5‧‧‧(式4b)
此處，n1係進行前述熱壓印後前述冷軋鋼板之板厚1/4部分的前述MnS每10000μm2 之平均個數密度，n2係進行前述熱壓印後前述板厚中心部的前述MnS每10000μm2 之平均個數密度。
(5)如前述(1)~(4)中任一項之冷軋鋼板，其亦可於前述冷軋鋼板表面更具有熔融鍍鋅層。
(6)如前述(5)之冷軋鋼板，其中前述熔融鍍鋅層亦可含有合金化熔融鍍鋅層。
(7)如前述(1)~(4)中任一項之冷軋鋼板，其亦可於前述冷軋鋼板表面更具有電鍍鋅層。
(8)如前述(1)~(4)中任一項之冷軋鋼板，其亦可於前述冷軋鋼板表面更具有鍍鋁層。
(9)一種本發明之一態樣的冷軋鋼板之製造方法，係具有：鑄造步驟，係鑄造具有前述(1)之化學成分的熔鋼作成鋼材者；加熱步驟，係加熱前述鋼材者；熱軋延步驟，係使用具有複數軋台之熱軋延設備於前述鋼材施行熱軋延者；捲取步驟，係於前述熱軋延步驟後捲取前述鋼材者；酸洗步驟，係於前述捲取步驟後於前述鋼材進行酸洗者；冷軋延步驟，係於前述酸洗步驟後以具有複數軋台之冷軋延機，於下述式5成立的條件下，於前述鋼材施行冷軋延者；退火步驟，係於前述冷軋延步驟後將前述鋼材加熱至700℃以上850℃以下後進行冷卻者；及調質軋延步驟，係於前述退火步驟後於前述鋼材進行調質軋延者。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0．．．(5)
此處，將i作為1、2或3時的ri於前述冷軋延步驟中，係以單位%表示前述複數軋台中自最上游數來第i段之軋台單獨的目標冷軋率，r係以單位%表示前述冷軋延步驟之總冷軋率。
(10)如前述(9)之冷軋鋼板之製造方法，其於將前述捲取步驟的捲取溫度以單位℃計表示為CT，將前述鋼材之C含量、Mn含量、Si含量及Mo含量以單位質量%計，分別表示為[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]時，下述式6亦成立。
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]．．．(6)
(11)如前述(9)或(10)之冷軋鋼板之製造方法，其於將前述加熱步驟的加熱溫度以單位℃計作為T，且將爐內停留時間以單位分計作為t，將前述鋼材之Mn含量、S含量以單位質量%計，分別表示為[Mn]、[S]時，下述式7亦成立。
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500．．．(7)
(12)如前述(9)~(11)中任一項之冷軋鋼板之製造方法，其更於前述退火步驟與前述調質軋延步驟之間亦可具有於前述鋼材施行熔融鍍鋅的熔融鍍鋅步驟。
(13)如前述(12)之冷軋鋼板之製造方法，其更於前述熔融鍍鋅步驟與前述調質軋延步驟之間亦可具有於前述鋼材施行合金化處理的合金化處理步驟。
(14)前述(9)~(11)中任一項之冷軋鋼板之製造方法，其更於前述調質軋延步驟後亦可具有於前述鋼材施行電鍍鋅的電鍍鋅步驟。
(15)前述(9)~(11)中任一項之冷軋鋼板之製造方法，其更於前述退火步驟與前述調質軋延步驟之間亦可具有於前述鋼材施行鍍鋁的鍍鋁步驟。
依據本發明之前述態樣，因適當地設定C含量、Mn含量、及Si含量之關係，且適當地設定經以奈米壓痕測定之麻田散鐵的硬度，可得具有良好之擴孔性的冷軋鋼板。此外，可得於熱壓印後仍具有良好之擴孔性的冷軋鋼 板。
另外，使用以前述(1)~(8)之冷軋鋼板及前述(9)~(15)之冷軋鋼板製造的冷軋鋼板所製造之熱壓印成形體具優異成形性。
S1‧‧‧熔製步驟
S2‧‧‧鑄造步驟
S3‧‧‧加熱步驟
S4‧‧‧熱軋延步驟
S5‧‧‧捲取步驟
S6‧‧‧酸洗步驟
S7‧‧‧冷軋延步驟
S8‧‧‧退火步驟
S9‧‧‧調質軋延步驟
S11‧‧‧熔融鍍鋅步驟
S12‧‧‧合金化處理步驟
S13‧‧‧鍍鋁步驟
S14‧‧‧電鍍鋅步驟
圖1係顯示(5×[Si]+[Mn])/[C]與TS×λ之關係的圖表。
圖2A係顯示式2a、2b、式3a、3b之根據的圖表，係顯示熱壓印前冷軋鋼板之H20/H10與σHM0的關係、及熱壓印後之冷軋鋼板的H2/H1與σHM之關係的圖表。
圖2B係顯示式3a、3b之根據的圖表，係顯示熱壓印前之σHM0及熱壓印後之σHM與TS×λ之關係的圖表。
圖3係顯示熱壓印前之冷軋鋼板的n20/n10及熱壓印後之冷軋鋼板的n2/n1與TS×λ之關係，係顯示式4a、4b之根據的圖表。
圖4係顯示1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r與熱壓印前之冷軋鋼板的H20/H10及熱壓印後之H2/H1的關係，係顯示式5之根據的圖表。
圖5A係顯示式6與麻田散鐵分率之關係的圖表。
圖5B係顯示式6與波來鐵分率之關係的圖表。
圖6係顯示T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])與TS×λ之關係，係顯示式7之根據的圖表。
圖7係實施例中使用之熱壓印成形體(熱壓印後之冷軋鋼板)的立體圖。
圖8係顯示本發明之一實施形態的冷軋鋼板之製造方法的流程圖。
 用以實施發明之形態
如前述，為提升擴孔性，適當地設定Si、Mn、及C之含量的關係，並且，適當地設定鋼板之預定部位的麻田散鐵之硬度係為重要。迄今，熱壓印前後之情形下均尚未進行著眼於冷軋鋼板之成形性與麻田散鐵之硬度的關係之檢討。
以下詳細地說明本發明之實施形態。
首先，說明本發明之一實施形態的冷軋鋼板、及其製造所使用的鋼之化學成分的限定理由。以下，各成分之含量單位，「%」係「質量%」之意。
另外，本實施形態中，於方便上，將未施行熱壓印之冷軋鋼板，僅稱作冷軋鋼板、熱壓印前之冷軋鋼板、或本實施形態之冷軋鋼板，將經施行熱壓印之(經以熱壓印加工之)冷軋鋼板，稱作熱壓印後的冷軋鋼板、或本實施形態之熱壓印後的冷軋鋼板。
C：大於0.150%、0.300%以下
C可強化肥粒鐵相及麻田散鐵相，係用以提高鋼強度之重要元素。然而，C之含量為0.150%以下時，未能充分地得到麻田散鐵組織，無法充分地提高強度。另一方面，大於0.300%時，伸長或擴孔性將大幅地下降。因此，將C之含量的範圍設為大於0.150%、0.300%以下。
Si：0.010%以上、1.000%以下
Si可抑制有害之碳化物的生成，係用以得到以肥粒鐵與麻田散鐵作為主體之複合組織的重要元素。但，Si含量大於1.000%時，除了伸長或擴孔性下降以外，化學轉化處理性亦下降。因此，將Si之含量設為1.000%以下。又，Si係用以脫氧而添加，但Si之含量小於0.010%時脫氧效果並不充分。因此，將Si之含量設為0.010%以上。
Al：0.010%以上、0.050%以下
Al係作為脫氧劑之重要元素。為得脫氧之效果，將Al之含量設為0.010%以上。另一方面，即使過度地添加Al，因前述效果已達飽和，將反而使鋼脆化，TS×λ下降。因此，將Al之含量設為0.010%以上0.050%以下。
Mn：1.50%以上、2.70%以下
Mn可提高可硬化性，係用以強化鋼的重要元素。然而，Mn之含量小於1.50%時，未能充分地提高強度。另一方面，Mn之含量大於2.70%時，因可硬化性過剩，伸長或擴孔性下降。因此，將Mn之含量設為1.50%以上、2.70%以下。於要求高伸長時，Mn之含量以設為2.00%以下為佳。
P：0.001%以上、0.060%以下
P之含量多時，將朝粒界偏析，使局部伸長及熔接性劣化。因此，將P之含量設為0.060%以下。P含量以少為佳，但若極端地減少P，將造成精煉時的成本增加，故P之含量以設為0.001%以上為佳。
S：0.001%以上、0.010%以下
S將形成MnS，係使局部伸長及熔接性顯著地劣化的元素。因此，將S含量之上限設為0.010%。又，S含量以少為佳，但由精煉成本之問題來看，以將S含量的下限設為0.001%為佳
N：0.0005%以上、0.0100%以下
N可析出AlN等，係使結晶粒微細化之重要元素。但，N之含量大於0.0100%時，將殘留固溶N(固溶氮)，使伸長或擴孔性下降。因此，將N之含量設為0.0100%以下。另，N含量以少為佳，但由精煉時之成本的問題來看，以將N含量之下限設為0.0005%為佳。
本實施形態之冷軋鋼板係以由以上元素與剩餘部分之鐵及不可避免的不純物所構成的組成作為基本，此外，為更加提升強度、控制硫化物或氧化物之形狀等，可含有後述之上限以下之含量的Nb、Ti、V、Mo、Cr、Ca、REM(Rare Earth Metal：稀土元素)、Cu、Ni、B之元素的1種或2種以上，作為以往使用的元素。該等化學元素因未必須於鋼板中添加，故其下限係0%。
Nb、Ti、V可析出微細之碳氮化物，係強化鋼之元素。又，Mo、Cr可提高可硬化性，係強化鋼之元素。為得該等效果，以含有Nb：0.001%以上、Ti：0.001%以上、V：0.001%以上、Mo：0.01%以上、Cr：0.01%以上為佳。但，即使含有Nb：大於0.050%、Ti：大於0.100%、V：大於0.100%、Mo：大於0.50%、Cr：大於0.50%，不僅強度上升之效果飽和，亦造成伸長或擴孔性下降。因此，將Nb、 Ti、V、Mo、Cr之上限分別設為0.050%、0.100%、0.100%、0.50%、0.50%。
鋼更可含有0.0005%以上、0.0050%以下之Ca。Ca可控制硫化物或氧化物之形狀，提升局部伸長或擴孔性。為得該效果，以含有0.0005%以上為佳。但，過度地含有Ca時將導致加工性劣化，故將Ca含量的上限設為0.0050%。由相同之理由來看，將REM(稀土元素)的下限設為0.0005%、上限設為0.0050%。
鋼亦更可含有Cu：0.01%以上、1.00%以下、Ni：0.01%以上、1.00%以下、B：0.0005%以上、0.0020%以下之範圍。該等元素亦可提升可硬化性，提高鋼之強度。然而，為得該效果，以含有Cu：0.01%以上、Ni：0.01%以上、B：0.0005%以上為佳。於該等以下時，強化鋼之效果小。另一方面，即使添加Cu：大於1.00%、Ni：大於1.00%、B：大於0.0020%，因強度上升之效果飽和，故伸長或擴孔性下降。因此，分別將Cu含量、Ni含量及B含量之上限設為1.00%、1.00%、0.0020%。
於含有B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM時，係至少含有1種以上。鋼之剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成。不可避免的不純物只要於不損及特性之範圍內，更可含有前述以外之元素(例如，Sn、As等)。含有之B、Mo、Cr、V、Ti、Nb、Ni、Cu、Ca、REM小於前述下限時，係將該等元素作為不可避免的不純物處理。
另外，即使進行熱壓印因化學成分並未變化，故於熱 壓印後之鋼板中，仍化學成分仍滿足上述範圍。
此外，本實施形態之冷軋鋼板、及本實施形態之熱壓印後的冷軋鋼板中，由圖1可知，為得充分之擴孔性，於將C含量(質量%)、Si含量(質量%)及Mn含量(質量%)分別表示為[C]、[Si]及[Mn]時，下述式1之關係成立係為重要。
(5×[Si]+[Mn])/[C]>10．．．(1)
(5×[Si]+[Mn])/[C]之值為10以下時，TS×λ小於50000MPa．%，未能得到充分之擴孔性。這是因為，C量高時硬質相的硬度過高，與軟質相之硬度差變大，λ值差，且Si量或Mn量少時TS變低的緣故。因此，需將各別之元素設於上述範圍，並且，亦需控制該含量之均衡。(5×[Si]+[Mn])/[C]之值，於軋延或熱壓印後仍無變化。但，即使滿足(5×[Si]+[Mn])/[C]>10，於後述之麻田散鐵之硬度比(H20/H10、H2/H1)、或麻田散鐵硬度之分散(σHM0、σHM)未滿足條件時，於冷軋鋼板或熱壓印後之冷軋鋼板仍未能得充分之擴孔性。
接著，說明本實施形態之冷軋鋼板及本實施形態之熱壓印後的冷軋鋼板之金屬組織的限定理由。
一般而言，於具有以肥粒鐵及麻田散鐵作為主體之金屬組織的冷軋鋼板中，相較於肥粒鐵，麻田散鐵更係控制擴孔性等成形性者。本發明人等著眼於麻田散鐵之硬度與伸長或擴孔性等成形性的關係，致力地進行檢討。結果，如圖2A及圖2B所示，發現無論於冷軋鋼板及熱壓印後之冷軋鋼板中，只要板厚表層部與板厚中心部之間的麻田散鐵 之硬度差(硬度之比)、及板厚中心部之麻田散鐵的硬度分布係呈預定之狀態的話，伸長或擴孔性等成形性將變得良好。又，發現相對於成形性良好之冷軋鋼板，於經以熱壓印進行淬火的熱壓印後之冷軋鋼板中，係大致維持熱壓印前之冷軋鋼板的麻田散鐵硬度比及麻田散鐵之硬度分布，結果，伸長或擴孔性等成形性係為良好。這是因為，熱壓印前之冷軋鋼板中產生之麻田散鐵的硬度分布於熱壓印後仍大幅地產生影響之故。具體而言，可視為於板厚中心部濃化之合金元素即使進行熱壓印，仍保持於中心部濃化的狀態之故。換言之，熱壓印前之鋼板中，板厚表層部與板厚中心部之麻田散鐵的硬度差大時、或板厚中心部之麻田散鐵硬度的分散值大時，於熱壓印後仍呈相同之硬度比及分散值。
本發明人等更觀察得知關於以HYSITRON社之奈米壓痕以1000倍之倍率測定的麻田散鐵之硬度測定，下述式2a及式3a成立時，將提升熱壓印前之冷軋鋼板的成形性。又，本發明人等觀察得知關於該關係，同樣地於下述式2b及3b成立時，將提升熱壓印後之冷軋鋼板的成形性。
H20/H10<1.10．．．(2a)
σHM0<20．．．(3a)
H2/H1<1.10．．．(2b)
σHM<20．．．(3b)
此處，H10係熱壓印前之冷軋鋼板自最表層起板厚方向200μm以內之板厚表層部的麻田散鐵之硬度。H20係熱壓印 前之冷軋鋼板的板厚中心部，即板厚方向上自板厚中心起±100μm以內的範圍之麻田散鐵的硬度。σHM0係熱壓印前之自冷軋鋼板的板厚中心起於板厚方向上±100μm的範圍內存在之麻田散鐵的硬度之分散值。
又，H1係熱壓印後之冷軋鋼板自最表層起板厚方向上200μm以內之板厚表層部的麻田散鐵之硬度。H2係熱壓印後之冷軋鋼板的板厚中心部，即板厚方向上自板厚中心起±100μm以內之範圍的麻田散鐵之硬度。σHM係熱壓印後之冷軋鋼板自板厚中心起板厚方向上±100μm之範圍內存在的麻田散鐵之硬度的分散值。
硬度係分別測量300處後求得。自板厚中心起板厚方向上±100μm之範圍，係指以板厚中心作為中心的板厚方向之尺寸係200μm的範圍。
又，此處，硬度之分散值σHM0、或σHM係表示藉以下式8所求得，麻田散鐵之硬度分布的值。另，式中之σHM係表示σHM0，記為σHM。
Xave 係表示測定之麻田散鐵的硬度之平均值，Xi 係表示第i號之麻田散鐵的硬度。另，σHM將σHM0取代成亦相同。
於圖2A顯示熱壓印前之冷軋鋼板及熱壓印後之冷軋鋼板的表層部之麻田散鐵硬度與板厚中心部之麻田散鐵硬度 的比。又，於圖2B一併顯示熱壓印前之冷軋鋼板及熱壓印後之冷軋鋼板的自板厚中心起板厚方向上±100μm的範圍內存在之麻田散鐵硬度的分散值。由圖2A及圖2B可知，熱壓印前之冷軋鋼板的硬度比與熱壓印後之冷軋鋼板的硬度比係大致相同。又，於熱壓印前之冷軋鋼板與熱壓印後之冷軋鋼板中，板厚中心部的麻田散鐵之硬度的分散值亦大致相同。因此，可知熱壓印後之冷軋鋼板的成形性與熱壓印前之鋼板的成形性同樣地優異。
H20/H10或H2/H1之值為1.10以上，係表示熱壓印前之冷軋鋼板或熱壓印後之冷軋鋼板中，板厚中心部之麻田散鐵的硬度係板厚表層部之麻田散鐵的硬度之1.10倍以上。換言之，表示板厚中心部之硬度變得過高。由圖2A可知，H20/H10為1.10以上時，σHM0係20以上，H2/H1為1.10以上時，σHM係20以上。此時，呈TS×λ<50000MPa．%，無論於淬火前(即熱壓印前)、淬火後(即熱壓印後)均無法得到充分之成形性。另，H20/H10及H2/H1之下限，於未進行特殊熱處理之情況下，理論上，板厚中心部與板厚表層部係相同，但實際地考量到生產性的生產步驟中，係至例如1.005左右。
分散值σHM0或σHM為20以上，係表示熱壓印前之冷軋鋼板或熱壓印後之冷軋鋼板中，麻田散鐵之硬度差異大，局部地存在硬度過高的部分。此時，呈TS×λ<50000MPa．%，未能得到充分之成形性。
接著，說明本實施形態之冷軋鋼板(熱壓印前)、 及本實施形態之熱壓印後之冷軋鋼板的金屬組織。
本實施形態之冷軋鋼板的金屬組織中，肥粒鐵面積率係40%~90%。肥粒鐵面積率小於40%時，自熱壓印前開始強度變得過高，有鋼板形狀惡化、或不易截斷的情形。因此將肥粒鐵面機率設為40%以上。另一方面，本實施形態之冷軋鋼板中因添加大量之合金元素，故不易將肥粒鐵面積率設為大於90%。金屬組織中除肥粒鐵以外，亦含有麻田散鐵，其面積率係10~60%。肥粒鐵面積率與麻田散鐵面積率之和以60%以上為佳。金屬組織中亦可更含有波來鐵、變韌鐵及殘留沃斯田鐵中之1種以上。但，金屬組織中殘留有殘留沃斯田鐵時，2次加工脆性及延遲破壞特性將容易下降，故實質上以未含有殘留沃斯田鐵為佳。然而，亦可不可避免地包含體積率計5%以下的殘留沃斯田鐵。因波來鐵係硬且脆之組織，以未含有為佳，但可容許不可避免地含有以面積率計至10%。變韌鐵係可產生以作為剩餘組織的組織，由強度或成形性來看係中間之組織，亦可未包含，但可容許包含以面積率計最大至20%。本實施形態中，關於金屬組織，肥粒鐵、變韌鐵、波來鐵係藉由硝太蝕劑蝕刻觀察，麻田散鐵係藉由里培拉蝕刻(Lepera etching)觀察。均係利用光學顯微鏡以1000倍觀察板厚1/4部分。殘留沃斯田鐵之體積分率係於將鋼板研磨至板厚1/4位置後，以X射線繞射裝置測定。
本實施形態之熱壓印後之冷軋鋼板於金屬組織中，以面積率計，麻田散鐵係80%以上。麻田散鐵之面積 率小於80%時，未能得到近年來於熱壓印成形體所追求的充分之強度(例如1.5GPa以上)。因此，麻田散鐵面積率以設為80%以上為佳。熱壓印後之冷軋鋼板的金屬組織之全部、或主要部分係由麻田散鐵所佔據，其他之金屬組織，有含有1種以上以面積率計10%以下之波來鐵、以體積率計5%以下之殘留沃斯田鐵、以面積率計小於20%之肥粒鐵、以面積率計小於20%之變韌鐵的情形。視熱壓印條件，存在0%以上、小於20%之肥粒鐵，若於該範圍內則對熱壓印後之強度無產生問題。又，金屬組織中殘留有殘留沃斯田鐵時，2次加工脆性及延遲破壞特性將容易下降。因此，實質上以未含有殘留沃斯田鐵為佳，但亦可不可避免地包含以體積率計5%以下的殘留沃斯田鐵。因波來鐵係硬且脆之組織，以未含有為佳，但可容許不可避免地含有以面積率計至10%。由與前述相同之理由，變韌鐵可容許以面積率計最大至小於20%。與熱壓印前之冷軋鋼板的情形相同，金屬組織中，肥粒鐵、變韌鐵、波來鐵係進行硝太蝕劑蝕刻，麻田散鐵係進行里培拉蝕刻(Lepera etching)，使用光學顯微鏡，以1000倍觀察板厚1/4部分。殘留沃斯田鐵之體積分率係於將鋼板研磨至板厚1/4位置後，以X射線繞射裝置測定。
另外，熱壓印係使用通常方法，例如，加熱至750℃以上1000℃以下，進行加工、冷卻即可。
本實施形態中，於熱壓印前之冷軋鋼板及熱壓印後之冷軋鋼板，規定以奈米壓痕以1000倍之倍率所測定的 麻田散鐵硬度(壓痕硬度(GPa或N/mm2 )、或自壓痕硬度換算成維克氏硬度(HV)的值)。通常之維克氏硬度試驗所形成的壓痕較麻田散鐵大。因此，雖可得麻田散鐵及其周圍組織(肥粒鐵等)之微觀的硬度，但未能得到麻田散鐵本身的硬度。因麻田散鐵本身之硬度將大幅地影響擴孔性等成形性，故僅以維克氏硬度不易充分地評價成形性。相對於此，本實施形態中因將以奈米壓痕測定之麻田散鐵本身的硬度比、分散狀態控制於適當之範圍內，故可得極良好之成形性。
於本實施形態之冷軋鋼板的板厚1/4之位置(自表面起板厚之1/4深度的位置)與板厚中心部觀察MnS。結果，圓等效直徑0.1μm以上10μm以下之MnS的面積率係0.01%以下，且如圖3所示，可知下述式4a成立時，可更良好且穩定地得到TS×λ≧50000MPa．%，而為佳。可視為實施擴孔試驗時，於存在圓等效直徑為0.1μm以上之MnS時，因應力集中於其周圍，故容易產生破裂。未計算圓等效直徑小於0.1μm者係因對應力集中之影響小。另一方面，大於10μm的MnS因過大，本就不適合加工之故。此外，0.1μm以上10μm以下之MnS的面積率大於0.01%時，因應力集中產生之微細破裂變得容易傳播。因此，有擴孔性下降的情形。
n20/n10<1.5．．．(4a)
此處，n10係熱壓印前之冷軋鋼板之板厚1/4部分的圓等效直徑為0.1μm以上10μm以下之MnS每單位面積 (10000μm2 )的個數密度(個/10000μm2 )。n20係熱壓印前之冷軋鋼板之板厚中心部的圓等效直徑為0.1μm以上10μm以下之MnS每單位面積的個數密度(平均個數密度)。
又，本發明人等於本實施形態之熱壓印後之冷軋鋼板的板厚1/4位置(自表面起板厚之1/4深度位置)與板厚中心部觀察MnS。結果，與熱壓印前之冷軋鋼板相同，圓等效直徑為0.1μm以上10μm以下之MnS的面積率係0.01%以下，且如圖3所示，可知下述式4b成立時，可更良好且穩定地得到TS×λ≧50000MPa．%，而為佳。
n2/n1<1.5．．．(4b)
此處，n1係熱壓印後之冷軋鋼板之板厚1/4部分的圓等效直徑為0.1μm以上10μm以下之MnS每單位面積的個數密度。n2係熱壓印後之冷軋鋼板之板厚中心部的圓等效直徑為0.1μm以上10μm以下之MnS每單位面積的個數密度(平均個數密度)。
如前述，圓等效直徑為0.1μm以上10μm以下之MnS的面積率大於0.01%時，因應力集中成形性容易下降。並未特別規定MnS之面積率的下限，但由後述之測定方法及倍率或視野的限制、脫硫處理能力及原本Mn或S之含量來看，係存在0.0001%以上。
另一方面，n20/n10或n2/n1之值為1.5以上，係指熱壓印前之冷軋鋼板或熱壓印後之冷軋鋼板中，板厚中心部之MnS的個數密度係板厚1/4部分之MnS的個數密度之1.5倍以上之意。此時，藉由板厚中心部的MnS偏析，成形性容 易下降。
本實施形態中，MnS之圓等效直徑及個數密度係使用JEOL社的Fe-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope：場致發射掃描電子顯微鏡)測定。倍率係1000倍，1視野之測定面積係0.12×0.09mm2 (=10800μm2 ≒10000μm2 )。自表面起板厚1/4深度之位置(板厚1/4部分)觀察10視野、於板厚中心部觀察10視野。MnS之面積率係使用粒子解析軟體算出。本實施形態中，對熱壓印前之冷軋鋼板及熱壓印後之冷軋鋼板觀察MnS，相對於熱壓印前之冷軋鋼板的MnS之形態(形狀與個數)，熱壓印後之冷軋鋼板的MnS之形態幾無變化。圖3係顯示熱壓印前冷軋鋼板之n20/n10及熱壓印後之冷軋鋼板的n2/n1與TS×λ之關係的圖。可知熱壓印前之n20/n10與熱壓印後之冷軋鋼板的n2/n1係大致一致。這是因為，於通常熱壓印時加熱之溫度下MnS的形態並未變化之故。
本實施形態之冷軋鋼板具有優異之成形性。此外，於如此之冷軋鋼板進行熱壓印的熱壓印後之冷軋鋼板中，具有1500MPa(1.5GPa)至2200MPa的抗拉強度，且顯示優異之成形性。特別是，1800MPa至2000MPa左右的高強度，相較於以往之冷軋鋼板，可得顯著之成形性提升的效果。
本實施形態之冷軋鋼板及本實施形態之熱壓印後之冷軋鋼板表面，若施形鍍鋅、例如熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、電鍍鋅、或鍍鋁，於防鏽上係為佳。即使進行該等鍍敷，仍無損本實施形態之效果。該等鍍敷可以眾所 周知的方法施行。
以下說明本實施形態之冷軋鋼板之製造方法。
於製造本實施形態之冷軋鋼板時，通常之條件係將熔製成具有上述化學成分的熔鋼於轉爐後連續鑄造，作成扁鋼胚。於連續鑄造時，鑄造速度快時Ti等析出物將變得過細。另一方面，慢時生產性差且前述析出物粗大化，且粒子數變少，有呈無法控制延遲破壞等其他特性之形態的情形。因此，鑄造速度以1.0m/分~2.5m/分為佳。
熔製及鑄造後之扁鋼胚可直接進行熱軋延。抑或，經冷卻至小於1100℃時，可以隧道爐等再加熱至1100℃以上、1300℃以下，再進行熱軋延。熱軋延時之扁鋼胚溫度小於1100℃之溫度時，於熱軋延中不易確保完成溫度，成為伸長下降的原因。又，添加有TiNb之鋼板，因加熱時之析出物的熔解不充分，將成為強度下降的原因。另一方面，扁鋼胚之溫度大於1300℃時，將大幅地生成鏽皮，有無法作成良好之鋼板表面性狀的疑慮。
又，為降低MnS之面積率，於分別以[Mn]、[S]表示鋼之Mn含量(質量%)、S含量(質量%)時，如圖6所示，施行熱軋延前之加熱爐的溫度T(℃)、爐內停留時間t(分)、[Mn]及[S]，以下述式7成立為佳。
T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500‧‧‧(7)
T×ln(t)/(1.7[Mn]+[S])之值為1500以下時，MnS之面積率變大，且板厚1/4部分的MnS個數與板厚中心部之MnS個數的差變大。另，於施行熱軋延前之加熱爐溫度係加熱爐 出口側抽出溫度，爐內停留時間係將扁鋼胚插入熱軋加熱爐後至取出的時間。如前述，MnS於軋延或熱壓印後仍未變化，故加熱扁鋼胚時只要滿足式7即可。另，上述ln係表示自然對數。
接著，依照通常方法，進行熱軋延。此時，以將完成溫度(熱軋延結束溫度)設為Ar3溫度以上、970℃以下，熱軋延扁鋼胚為佳。完成溫度小於Ar3溫度時，係為肥粒鐵(α)與沃斯田鐵(γ)之2相域軋延，有導致伸長下降的疑慮。另一方面，大於970℃時，沃斯田鐵粒徑變得粗大，肥粒鐵分率變小，有伸長下降的疑慮。
Ar3溫度係進行相變(formastor)試驗，測定隨著溫度變化之試驗片的長度變化，可由其反曲點推測。
熱軋延後，以20℃/秒以上500℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻鋼，並以預定之捲取溫度CT℃捲取。冷卻速度小於20℃/秒時，將容易生成成為伸長下降之原因的波來鐵，故不佳。
另一方面，並未特別規定冷卻速度之上限，但由設備規格的觀點來看，冷卻速度之上限以500℃/秒左右為佳，但並未限定於此。
捲取後進行酸洗，再進行冷軋延(冷軋)。此時，如圖4所示，為得到滿足前述式2a之範圍，係於下述式5成立之條件下進行冷軋延。藉於進行前述軋延後，更滿足後述退火、冷卻等條件，可得TS×λ≧50000MPa．%之冷軋鋼板。又，該冷軋鋼板於進行加熱至750℃以上1000℃以下 後，加工及冷卻的熱壓印後，亦呈TS×λ≧50000MPa．%。冷軋延以使用藉直線地配置複數台軋延機，於單向上連續軋延，而得預定厚度之串聯軋延機進行為佳。
1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0‧‧‧(5)
此處，ri(i=1,2,3)係前述冷軋延中自最上游數來第i(i=1,2,3)段之軋台單獨的目標冷軋率(%)，r係前述冷軋延之目標的總冷軋率(%)。總軋延率即累積軋延率，係以最初之軋台的入口板厚為基準，相對於該基準之累積軋縮量(最初之道次(pass)前的入口板厚與最終道次後之出口板厚的差)的百分率。
於前述式5成立之條件下進行冷軋延時，即使於冷軋延前存在大之波來鐵，於冷軋延中仍可充分地截斷波來鐵。結果，藉冷軋延後進行之退火，可使波來鐵消失、或將波來鐵之面積率抑制於最小限度。因此，容易得到滿足式2a及式3a的組織。另一方面，於式5未成立時，上游側之軋台的冷軋率係不充分，容易殘留大之波來鐵。結果，於退火步驟中未能生成具有所期之形態的麻田散鐵。
又，發明人等觀察得知，於進行有滿足式5之軋延的冷軋鋼板中，退火後所得之麻田散鐵組織的形態(硬度比及分散值)，即使於之後進行熱壓印，仍可維持大致相同的狀態，熱壓印後伸長或擴孔性仍為佳。本實施形態之冷軋鋼板於以熱壓印加熱至沃斯田鐵域時，包含麻田散鐵之硬質相成為C濃度高的沃斯田鐵組織，肥粒鐵相將成為C濃度低之沃斯田鐵組織。之後冷卻的話，沃斯田鐵相將成為包含 麻田散鐵的硬質相。即，若滿足式5且前述H20/H10於預定之範圍的話，於熱壓印後仍可維持，H2/H1係於預定之範圍，熱壓印後之成形性優異。
於本實施形態之冷軋鋼板進行熱壓印時，係依據通常方法加熱至750℃以上1000℃以下，再進行加工、冷卻，於熱壓印後仍可顯示優異之成形性。以例如，以下之條件進行為佳。首先，以升溫速度5℃/秒以上500℃/秒以下加熱至750℃以上1000℃以下，並於1秒以上120秒以下之間進行加工(成形)。為作成高強度，加熱溫度以大於Ac3點為佳。Ac3點係進行相變試驗，測定隨著溫度變化之試驗片的長度變化即可。加工後以例如以冷卻速度10℃/秒以上1000℃/秒以下冷卻至常溫以上300℃以下為佳。
加熱溫度小於750℃時，麻田散鐵分率係不充分，有未能確保強度之疑慮。另一方面，加熱溫度大於1000℃時，組織過於軟化，又，於鋼板表面施行有鍍敷時，特別是鍍鋅時，有鋅蒸發．消失的疑慮，故不佳。因此，熱壓印之加熱溫度以750℃以上1000℃以下為佳。於升溫速度小於5℃/秒時，不易控制熱壓印之加熱溫度，且生產性顯著地下降，故以5℃/秒以上之升溫速度進行加熱為佳。另一方面，不需限定升溫速度上限，但考量到現今之加熱能力，以設為500℃/秒為佳。加工後之冷卻速度小於10℃/秒時將不易控制，生產性亦顯著地下降。另一方面，不需限定冷卻速度上限，但考量到現今之冷卻能力，以設為1000℃/秒為佳。將至升溫後熱壓印之較佳時間設為1秒以上120秒以下係為 了避免於鋼板表面施行熔融鍍鋅等時，該鋅等蒸發之故。以將較佳之冷卻停止溫度設為常溫以上300℃以下係為了充分地確保麻田散鐵，以確保熱壓印後的強度之故。
本實施形態中，r、r1、r2、r3係目標冷軋率。通常係控制目標冷軋率與實際冷軋率為大致相同之值地進行冷軋延。於相對於目標冷軋率，一味地使實際冷軋率偏離地進行冷軋延係不佳。於目標軋延率與實際軋延率大幅地分離時，若實際冷軋率滿足前述式5的話，可視為實施有本發明。實際之冷軋率以控制於目標冷軋率的±10%以內為佳。
冷軋延後進行退火。藉由進行退火，於鋼板產生再結晶，產生所期之麻田散鐵。退火以藉由通常方法於700以上850℃以下之溫度範圍加熱，並冷卻常溫或進行熔融鍍鋅等表面處理的溫度為佳。藉於該溫度範圍內退火，可確保肥粒鐵及麻田散鐵為較佳之面積率，並可使肥粒鐵面積率與麻田散鐵面積率的和為60%以上，故提升TS×λ。
並未特別規定退火溫度以外之條件，但為確實地得到所期之組織，將700℃以上850℃以下之保持時間設為1秒以上，且以於未阻礙生產性之範圍，例如保持10分鐘左右為佳。升溫速度以適當地設為1℃/秒以上、設備能力上限為佳，例如500℃/秒以下，冷卻速度以適當地設為1℃/秒以上、設備能力上限為佳，例如500℃/秒以下。
退火後，於鋼材進行調質軋延。調質軋延藉由通常方法進行即可。調質軋延之伸長率通常係0.2~5%左右，以避免降伏點伸長，可矯正鋼板形狀之程度為佳。
本發明之更佳條件，係於將鋼之C含量(質量%)、Mn含量(質量%)、Si含量(質量%)及Mo含量(質量%)分別表示為[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]時，前述捲取步驟之捲取溫度CT以下述式6成立為佳。
560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]‧‧‧(6)
如圖5A所示，捲取溫度CT小於560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]，即CT-(560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo])小於0時，將過剩地生成麻田散鐵，鋼板變得過硬，之後進行的冷軋延將變得困難。另一方面，如圖5B所示，捲取溫度CT大於830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]，即CT-(830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo])大於0時，將容易生成由肥粒鐵及波來鐵所構成的帶狀組織。又，板厚中心部中波來鐵之比例容易變高。因此，之後於退火中生成的麻田散鐵之分布的均勻性下降，前述式2a不易成立。又，有不易生成充分量之麻田散鐵的情形。
如前述，滿足式6時，熱壓印前之冷軋鋼板中肥粒鐵相與硬質相係呈理想之分布形態。並且，此時，以熱壓印進行加熱、冷卻後，C等仍容易均勻地擴散。因此，於熱壓印後之冷軋鋼板中麻田散鐵之硬度分布形態仍接近理想。換言之，若可滿足式6，更確實地確保前述金屬組織的話，於熱壓印前後成形性均為優異。
此外，以提升防鏽能力為目的，亦以於前述退火步驟與調質軋延步驟之間具有施行熔融鍍鋅的熔融鍍鋅步 驟，於冷軋鋼板表面施行熔融鍍鋅為佳。並且，為得到將熔融鍍鋅合金化後之合金化熔融鍍鋅，亦以於熔融鍍鋅步驟與調質軋延步驟之間具有施行合金化處理的合金化處理步驟為佳。於施行合金化處理時，亦以施行更於合金化熔融鍍鋅表面接觸水蒸氣等使鍍敷表面氧化之物質，以增厚氧化膜的處理為佳。
又，熔融鍍鋅以外，亦以於退火步驟與調質軋延步驟之間具有施行鍍鋁的鍍鋁步驟，於冷軋鋼板表面施行鍍鋁為佳。鍍鋁係以一般之熔融鍍鋁為佳。
如以上，只要滿足前述條件，即可製造可確保強度並發揮良好之擴孔性的冷軋鋼板。此外，該冷軋鋼板之硬度分布或組織於熱壓印後仍繼續維持，於熱壓印後仍可確保強度並可得更良好之擴孔性。
另外，於圖8顯示前述說明之製造方法之一例的流程圖(步驟S1~S9及步驟S11~S14)。
實施例
以鑄造速度1.0m/分~2.5m/分連續鑄造表1所示之成分的鋼後，於直接、或於暫時冷卻後，於表2之條件下以通常方法於加熱爐中加熱扁鋼胚，並以910~930℃之完成溫度進行熱軋延，作成熱軋鋼板。之後，以表2所示之捲取溫度CT捲取該熱軋鋼板。之後，進行酸洗去除鋼板表面的鏽皮，以冷軋延作成板厚1.2~1.4mm。此時，進行冷軋延，使式5之值為如表2所示的值。冷軋延後，於連續退火爐中以表3、表4所示之退火溫度進行退火。一部分之鋼板更於 連續退火爐均熱後之冷卻途中施行熔融鍍鋅，其一部分更於之後施行合金化處理後施行合金化熔融鍍鋅。又，於一部分之鋼板施行電鍍鋅或鍍鋁。調質軋延係以伸長率1%依據通常方法進行軋延。於該狀態下擷取用以評價冷軋鋼板(熱壓印前)之材質等的試樣，進行材質試驗等。之後，為調查熱壓印後之冷軋鋼板的特性，進行將冷軋鋼板以升溫速度10~100℃/秒升溫，加熱至表5、表6之熱處理溫度，保持10秒後，以冷卻速度100℃/秒冷卻至200℃以下的熱壓印，得到如圖7所示之形態的熱壓印成形體。由所得之成形體自圖7之位置切出試樣，進行材質試驗、組織觀察，求出各組織分率、MnS之個數密度、硬度、抗拉強度(TS)、伸長(El)、擴孔率(λ)等。於表3~表8顯示該結果。表3~表6中之擴孔率λ係藉由以下之式11求得。
λ(%)={(d’-d)/d}×100．．．(式11)
d’：龜裂貫穿板厚時的孔徑
d：孔之初期徑
表5、表6中之鍍敷種類，CR係未鍍敷之冷軋鋼板。GI係表示於冷軋鋼板施行熔融鍍鋅、GA係表示於冷軋鋼板施行合金化熔融鍍鋅、EG係表示於冷軋鋼板施行電鍍、Al係表示於冷軋鋼板施行鍍鋁。
表1中之含量「0」係表示含量為測定界限以下。
表2、表7、表8中判定之G、B分別係以下之意。
G：滿足作為對象之條件式。
B：未滿足作為對象之條件式。
由表1~表8可知，只要滿足本發明要件，即可得滿足TS×λ≧50000MPa．%之高強度冷軋鋼板。
又，藉由以預定之熱壓印條件進行熱壓印，可知本發明之冷軋鋼板於熱壓印後仍滿足TS×λ≧50000MPa．%。
產業上之可利用性
依據本發明，因適當地設定C含量、Mn含量、及Si含量之關係，並適當地設定經以奈米壓痕測定的麻田散鐵之硬度，故可提供一種可得良好之擴孔性的冷軋鋼板。

Claims (19)

  1. 一種冷軋鋼板，其特徵在於，以質量%計，係含有：C：大於0.150%、0.300%以下、Si：0.010%以上、1.000%以下、Mn：1.50%以上、2.70%以下、P：0.001%以上、0.060%以下、S：0.001%以上、0.010%以下、N：0.0005%以上、0.0100%以下、Al：0.010%以上、0.050%以下，並且，有選擇性地含有：B：0.0005%以上、0.0020%以下、Mo：0.01%以上、0.50%以下、Cr：0.01%以上、0.50%以下、V：0.001%以上、0.100%以下、Ti：0.001%以上、0.100%以下、Nb：0.001%以上、0.050%以下、Ni：0.01%以上、1.00%以下、Cu：0.01%以上、1.00%以下、Ca：0.0005%以上、0.0050%以下、REM：0.0005%以上、0.0050%以下之1種以上的情形，剩餘部分係由Fe及不可避免之不純物所構成，於將C含量、Si含量及Mn含量以單位質量%計，分別表示為 [C]、[Si]及[Mn]時，下述式1之關係成立，金屬組織以面積率計，含有40%以上且90%以下的肥粒鐵與10%以上且60%以下之麻田散鐵，並且，含有以面積率計，10%以下之波來鐵、以體積率計，5%以下之殘留沃斯田鐵、及以面積率計，20%以下之變韌鐵的1種以上，經以奈米壓痕所測定的前述麻田散鐵之硬度係滿足下述式2a及式3a，且表示抗拉強度TS與擴孔率λ之積的TS×λ係50000MPa．%以上，(5×[Si]+[Mn])/[C]>10‧‧‧(式1)，H20/H10<1.10‧‧‧(式2a)，σHM0<20‧‧‧(式3a)，此處，H10係前述冷軋鋼板之表層部的前述麻田散鐵之平均硬度，H20係自前述冷軋鋼板之板厚中心朝板厚方向±100μm範圍之板厚中心部的前述麻田散鐵之平均硬度，σHM0係前述板厚中心部存在之前述麻田散鐵的硬度之分散值。
  2. 如申請專利範圍第1項之冷軋鋼板，其中前述金屬組織中存在的圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的面積率係0.01%以下，且下述式4a成立，n20/n10<1.5‧‧‧(式4a)，此處，n10係前述冷軋鋼板之板厚1/4部分的前述MnS每10000μm2 之平均個數密度，n20係前述板厚中心部的前述MnS每10000μm2 之平均個數密度。
  3. 如申請專利範圍第1項之冷軋鋼板，其進一步進行加熱 至750℃以上且1000℃以下為止，並進行加工、冷卻之熱壓印後，經以前述奈米壓痕所測定的麻田散鐵之硬度滿足下述式2b及式3b，且前述金屬組織以面積率計，含有80%以上之麻田散鐵，並且，有含有以面積率計10%以下之波來鐵、以體積率計5%以下之殘留沃斯田鐵、以面積率計小於20%之肥粒鐵、以面積率計小於20%之變韌鐵的1種以上之情形，且表示抗拉強度TS與擴孔率λ之積的TS×λ亦係50000MPa．%以上，H2/H1<1.10‧‧‧(式2b)，σHM<20‧‧‧(式3b)，此處，H1係前述熱壓印後之前述表層部的前述麻田散鐵之平均硬度，H2係前述熱壓印後之前述板厚中心部的前述麻田散鐵之平均硬度，σHM係前述熱壓印後之前述板厚中心部存在的前述麻田散鐵之硬度的分散值。
  4. 如申請專利範圍第3項之冷軋鋼板，其中前述金屬組織中存在的圓等效直徑0.1μm以上且10μm以下之MnS的面積率係0.01%以下，下述式4b成立，n2/n1<1.5‧‧‧(式4b)，此處，n1係進行前述熱壓印後之前述冷軋鋼板之板厚1/4部分的前述MnS每10000μm2 之平均個數密度，n2係進行前述熱壓印後之前述板厚中心部的前述MnS每10000μm2 之平均個數密度。
  5. 如申請專利範圍第1~4項中任一項之冷軋鋼板，其於前述冷軋鋼板表面更具有熔融鍍鋅層。
  6. 如申請專利範圍第5項之冷軋鋼板，其中前述熔融鍍鋅層係含有合金化熔融鍍鋅層。
  7. 如申請專利範圍第1~4項中任一項之冷軋鋼板，其於前述冷軋鋼板表面更具有電鍍鋅層。
  8. 如申請專利範圍第1~4項中任一項之冷軋鋼板，其於前述冷軋鋼板表面更具有鍍鋁層。
  9. 一種冷軋鋼板之製造方法，其特徵在於，係具有：鑄造步驟，係鑄造具有如申請專利範圍第1項之化學成分的熔鋼作成鋼材者；加熱步驟，係加熱前述鋼材者；熱軋延步驟，係使用具有複數軋台之熱軋延設備於前述鋼材施行熱軋延者；捲取步驟，係於前述熱軋延步驟後捲取前述鋼材者；酸洗步驟，係於前述捲取步驟後於前述鋼材進行酸洗者；冷軋延步驟，係於前述酸洗步驟後以具有複數軋台之冷軋延機，於下述式5成立的條件下，於前述鋼材施行冷軋延者；退火步驟，係於前述冷軋延步驟後將前述鋼材加熱至700℃以上且850℃以下後進行冷卻者；及調質軋延步驟，係於前述退火步驟後於前述鋼材進行調質軋延者，1.5×r1/r+1.2×r2/r+r3/r>1.0‧‧‧(5)， 此處，將i作為1、2或3時的ri於前述冷軋延步驟中，係以單位%表示前述複數軋台中自最上游數來第i段之軋台單獨的目標冷軋率，r係以單位%表示前述冷軋延步驟之總冷軋率。
  10. 如申請專利範圍第9項之冷軋鋼板之製造方法，其於將前述捲取步驟的捲取溫度以單位℃計表示為CT，將前述鋼材之C含量、Mn含量、Si含量及Mo含量以單位質量%計，分別表示為[C]、[Mn]、[Si]及[Mo]時，下述式6成立，560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]<CT<830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]‧‧‧(6)。
  11. 如申請專利範圍第9或10項之冷軋鋼板之製造方法，其於將前述加熱步驟的加熱溫度以單位℃計作為T，且將爐內停留時間以單位分計作為t，將前述鋼材之Mn含量及S含量以單位質量%計，分別表示為[Mn]、[S]時，下述式7成立，T×ln(t)/(1.7×[Mn]+[S])>1500‧‧‧(7)。
  12. 如申請專利範圍第9或10項之冷軋鋼板之製造方法，其進一步於前述退火步驟與前述調質軋延步驟之間具有於前述鋼材施行熔融鍍鋅的熔融鍍鋅步驟。
  13. 如申請專利範圍第12項之冷軋鋼板之製造方法，其進一步於前述熔融鍍鋅步驟與前述調質軋延步驟之間具有於前述鋼材施行合金化處理的合金化處理步驟。
  14. 如申請專利範圍第9或10項之冷軋鋼板之製造方法，其 進一步於前述調質軋延步驟後具有於前述鋼材施行電鍍鋅的電鍍鋅步驟。
  15. 如申請專利範圍第9或10項之冷軋鋼板之製造方法，其進一步於前述退火步驟與前述調質軋延步驟之間具有於前述鋼材施行鍍鋁的鍍鋁步驟。
  16. 如申請專利範圍第11項之冷軋鋼板之製造方法，其進一步於前述退火步驟與前述調質軋延步驟之間具有於前述鋼材施行熔融鍍鋅的熔融鍍鋅步驟。
  17. 如申請專利範圍第16項之冷軋鋼板之製造方法，其進一步於前述熔融鍍鋅步驟與前述調質軋延步驟之間具有於前述鋼材施行合金化處理的合金化處理步驟。
  18. 如申請專利範圍第11項之冷軋鋼板之製造方法，其進一步於前述調質軋延步驟後具有於前述鋼材施行電鍍鋅的電鍍鋅步驟。
  19. 如申請專利範圍第11項之冷軋鋼板之製造方法，其進一步於前述退火步驟與前述調質軋延步驟之間具有於前述鋼材施行鍍鋁的鍍鋁步驟。
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