[go: up one dir, main page]

TWI592500B - 冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

冷軋鋼板及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TWI592500B
TWI592500B TW105105456A TW105105456A TWI592500B TW I592500 B TWI592500 B TW I592500B TW 105105456 A TW105105456 A TW 105105456A TW 105105456 A TW105105456 A TW 105105456A TW I592500 B TWI592500 B TW I592500B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
less
iron
steel sheet
rolled steel
cold
Prior art date
Application number
TW105105456A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201641708A (zh
Inventor
竹田健悟
林邦夫
上西朗弘
東昌史
野崎貴行
戶田由梨
Original Assignee
新日鐵住金股份有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金股份有限公司 filed Critical 新日鐵住金股份有限公司
Publication of TW201641708A publication Critical patent/TW201641708A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI592500B publication Critical patent/TWI592500B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1216—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the working step(s) being of interest
    • C21D8/1233—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Description

冷軋鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係關於冷軋鋼板及其製造方法，尤其關於以汽車零件等為主要用途之延性、擴孔性及衝孔疲勞特性優異的高強度冷軋鋼板及其製造方法。本案係依據2015年02月24日於日本提申之特願2015-034137號、2015年02月24日於日本提申之特願2015-034234號、2015年07月13日於日本提申之特願2015-139888號及2015年07月13日於日本提申之特願2015-139687號主張優先權並在此引申該等內容。
發明背景
為了抑制汽車的二氧化碳排放量，現今係朝藉由適用高強度鋼板使汽車車體輕量化來進展。又，為了確保搭乘者之安全性，也多半於汽車車體使用高強度鋼板來替代軟鋼板。
今後，為了進一步加強汽車車體的輕量化，必須使高強度鋼板的強度水準更勝以往。然而，一般而言將鋼 板高強度化時，成形性會降低。為了將鋼板製成汽車用構件，必須經過各種成形步驟，因此要將高強度鋼板成形為汽車用構件，除了強度也必須提升成形性。
此外，構成汽車等之機械構造用零件的輕量化有助於減薄使用之鋼採高強度化時的零件厚度，以及減少形成穿孔之零件本身的體積。然而，穿孔之形成於工業上雖宜採用衝孔，但應力及應變會過度集中於衝孔部的端面。所以，尤其在高強度鋼板進行衝孔時，曾有在低溫變態相或殘留沃斯田鐵之邊界生成空隙而讓衝孔疲勞特性降低之課題。
例如，在骨架系零件使用高強度鋼板時，對鋼板而言就上述成形性係要求延伸率及擴孔性。所以，習知在高強度薄鋼板有提出幾項手段用以改善延伸率及擴孔。
例如，在專利文獻1中係揭示一運用殘留沃斯田鐵作為鋼板之金屬組織用以改善延性的高強度薄鋼板。在專利文獻1之薄鋼板中係揭示藉由提高殘留沃斯田鐵之穩定性，而改善高強度薄鋼板之延性。然而，針對衝孔疲勞特性毫無思慮，用以提升延伸率、擴孔性及衝孔疲勞特性的最佳金屬組織形態不明確，且其控制方法沒有任何揭示。
在專利文獻2中係揭示一降低鋼板之金屬組織的集合組織以提升擴孔性的冷軋鋼板。然而，針對衝孔疲勞特性毫無思慮，用以提升延伸率、擴孔性及衝孔疲勞特性的組織及其控制技術沒有任何揭示。
在專利文獻3中係揭示一高強度冷軋鋼板，其係在含有肥粒鐵、變韌鐵及殘留沃斯田鐵之鋼板中，以低溫變態生成相作為主相使肥粒鐵分率降低，用以提升局部的延伸率。然而，在專利文獻3之冷軋鋼板中，由於鋼板之金屬組織係以低溫變態生成相為主體，所以在衝孔加工時之板端面部會在低溫變態生成相或殘留沃斯田鐵之邊界生成空隙，在衝孔洞負載覆變應力(repeated stress)之疲勞環境下很難確保高疲勞特性。
如同上述，以往在高強度鋼板中極難同時提高延性與擴孔性，並且進一步確保於衝孔洞負載覆變應力之疲勞環境下的疲勞特性(衝孔疲勞特性)。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本國專利第5589893號公報
專利文獻2：日本國專利第5408383號公報
專利文獻3：日本國專利第5397569號公報
發明概要
如前述，為了使汽車車體之輕量化今後更為精進，必須使高強度鋼板之使用強度水準升高更勝以往。又，例如在汽車車體之骨架系零件使用高強度鋼板時，必須兼具高延伸率及擴孔性。此外，即使延伸率及擴孔性相當優異，衝孔疲勞特性一旦降低，就不宜作為汽車車體的骨架系零 件。
再者，尤其是骨架系零件中，又以像侧梁之構件在成形為構件後係要求撞擊安全性。即，像侧梁之構件在成形成構件時係力求優異的加工性，成形為構件後則要求撞擊安全性。
為了確保撞擊安全性，不僅要求高拉伸強度，也要求高0.2%降伏強度。然而，在高強度汽車用鋼板中，要滿足高拉伸強度、高0.2%降伏強度、優異的延性及優異的擴孔性全部極為困難。
本發明係有鑑於習知技術的現狀，目的在於提供一種拉伸強度為980MPa以上且0.2%降伏強度為600MPa以上之高強度鋼板，並且確保充分的衝孔疲勞特性且同時具有延伸率及擴孔性優異的高強度冷軋鋼板及其製造方法。在本發明中，延伸率優異係表示總延伸率為21.0%，擴孔性優異則表示擴孔率為30.0%以上。
本發明人等係以使用現在一般採用之連續熱軋延設備及連續退火設備可達成的製造處理程序為前提，確保衝孔疲勞特性的同時應確保高強度、高延伸率及優異的擴孔性而進行了精闢的研究。其結果尋求到了以下見解。
(a)在拉伸強度980MPa以上之高強度冷軋鋼板中，藉由控制鋼板金屬組織的多邊形肥粒鐵面積率並進一步控制殘留沃斯田鐵之形態，可顯現優異的延性。具體而言，提高肥粒鐵之組織分率會提升局部延伸率，藉由殘留沃斯 田鐵則會提升均勻的延伸率。所以，藉由該等金屬組織之組合可大幅提升習知高強度鋼板所具的延性。
(b)藉由控制殘留沃斯田鐵之形態及硬質組織之配置，可確保更高的延性及優異的擴孔性。具體而言，藉由控制製造條件令殘留沃斯田鐵形態成為粒狀，可在擴孔時控制軟質組織與硬質組織界面上的空隙產生。通常，高強度薄鋼板所含的殘留沃斯田鐵為板狀，因此應力會集中在板狀沃斯田鐵的邊緣部，導致在擴孔時從其與肥粒鐵之界面產生空隙。即，從界面產生之空隙尤其容易從變態成麻田散鐵後的沃斯田鐵邊緣產生。因此，讓殘留沃斯田鐵成為粒狀，可緩和應力集中，所以即使肥粒鐵分率很高也可防止擴孔性劣化。
(c)再者，藉由控制硬質組織在鋼板金屬組織內的分散狀態，可提升擴孔性。如上述，於擴孔時產生的空隙會從硬質組織之邊緣部或硬質組織之連結部產生，而該空隙連結起來便會龜裂。從硬質組織邊緣部產生的龜裂可藉由控制殘留沃斯田鐵之形態來抑制。具體而言，藉由控制硬質組織之配置讓硬質組織之連結性降低，可抑制從硬質組織之連結部產生龜裂，進而可期待擴孔性的提升。此外，藉由控制使連結性降低，也有益於衝孔疲勞特性。
本發明係依據上述見解而進行，其主旨如下。
(1)本發明一態樣之冷軋鋼板的化學組成以質量%計含有：C：0.100%以上且低於0.500%、Si：0.8%以上且低於4.0%、Mn：1.0%以上且低於4.0%、P：低於0.015%、S： 低於0.0500%、N：低於0.0100%、Al：低於2.000%、Ti：0.020%以上且低於0.150%、Nb：0%以上且低於0.200%、V：0%以上且低於0.500%、B：0%以上且低於0.0030%、Mo：0%以上且低於0.500%、Cr：0%以上且低於2.000%、Mg：0%以上且低於0.0400%、Rem：0%以上且低於0.0400%及Ca：0%以上且低於0.0400%，並且，剩餘部分為鐵及雜質，Si與Al之含量合計為1.000%以上；前述鋼板的金屬組織以面積率計含有多邊形肥粒鐵40.0%以上且低於60.0%、變韌肥粒鐵30.0%以上、殘留沃斯田鐵10.0%以上且25.0%以下以及麻田散鐵15.0%以下，前述殘留沃斯田鐵中，長寬比2.0以下、長軸長度1.0μm以下且短軸長度1.0μm以下的殘留沃斯田鐵比率達80.0%以上，前述變韌肥粒鐵中，長寬比1.7以下且由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵比率達80.0%以上，前述麻田散鐵、前述變韌肥粒鐵與前述殘留沃斯田鐵之連結性D值為0.70以下；並且，具有拉伸強度為980MPa以上、0.2%降伏強度為600MPa以上、總延伸率為21.0%以上且擴孔率為30.0%以上之特性。
(2)如上述(1)記載之冷軋鋼板，其中前述連結性D值為0.50以下，前述擴孔率為50.0%以上。
(3)如上述(1)或(2)記載之冷軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有下述元素之1種或2種以上：Nb：0.005%以上且低於0.200%、V：0.010%以上且低於0.500%、B：0.0001%以上且低於0.0030%、Mo：0.010%以上且低於 0.500%、Cr：0.010%以上且低於2.000%、Mg：0.0005%以上且低於0.0400%、Rem：0.0005%以上且低於0.0400%、及Ca：0.0005%以上且低於0.0400%。
(4)本發明之另一態樣的熱軋鋼板係用於製造如上述(1)~(3)中任一項之冷軋鋼板者，其化學組成以質量%計含有C：0.100%以上且低於0.500%、Si：0.8%以上且低於4.0%、Mn：1.0%以上且低於4.0%、P：低於0.015%、S：低於0.0500%、N：低於0.0100%、Al：低於2.000%、Ti：0.020%以上且低於0.150%、Nb：0%以上且低於0.200%、V：0%以上且低於0.500%、B：0%以上且低於0.0030%、Mo：0%以上且低於0.500%、Cr：0%以上且低於2.000%、Mg：0%以上且低於0.0400%、Rem：0%以上且低於0.0400%及Ca：0%以上且低於0.0400%，並且，剩餘部分為鐵及雜質，Si與Al之含量合計為1.000%以上；前述鋼板的金屬組織含有變韌肥粒鐵，前述變韌肥粒鐵中由15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵之面積率為80.0%以上，波來鐵之連結性E值為0.40以下。
(5)本發明之另一態樣之冷軋鋼板之製造方法具有以下步驟：鑄造步驟，係鑄造下述鋼塊或鋼胚，其化學組成含有C：0.100%以上且低於0.500%、Si：0.8%以上且低於4.0%、Mn：1.0%以上且低於4.0%、P：低於0.015%、S：低於0.0500%、N：低於0.0100%、Al：低於2.000%、Ti：0.020%以上且低於0.150%、Nb：0%以上且低於0.200%、V：0%以上且低於0.500%、B：0%以上且低於0.0030%、Mo： 0%以上且低於0.500%、Cr：0%以上且低於2.000%、Mg：0%以上且低於0.0400%、Rem：0%以上且低於0.0400%、及Ca：0%以上且低於0.0400%，並且剩餘部分為鐵及雜質，且Si與Al之含量合計為1.000%以上；熱軋步驟，包含粗軋步驟及精整軋延步驟，該粗軋步驟係在1000℃以上且1150℃以下之第一溫度區中，對前述鋼塊或鋼胚施行合計40%以上之軋縮，該精整軋延步驟係令由下述式(a)中所具成分決定之溫度為T1時，令T1℃以上且T1+150℃以下之第二溫度區中的軋縮率合計為50%以上，並且在T1-40℃以上的溫度下結束熱軋延而獲得熱軋鋼板；第一冷卻步驟，係在20℃/s以上且80℃/s以下之冷卻速度下將前述熱軋步驟後之熱軋鋼板冷卻至600~650℃之第三溫度區；滯留步驟，係使前述第一冷卻步驟後之前述熱軋鋼板在600~650℃之第三溫度區滯留t秒以上且10.0秒以下，且該t秒係按下述式(b)規定之時間；第二冷卻步驟，係將前述滯留步驟後之前述熱軋鋼板冷卻至600℃以下；捲取步驟，係在600℃以下將前述熱軋鋼板以可達下述條件進行捲取而獲得熱軋鋼板：在捲取後之鋼板微組織中波來鐵之連結性E值為0.40以下，且變韌肥粒鐵中由15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵比率達80.0%以上；酸洗步驟，係將前述熱軋鋼板予以酸洗；冷軋步驟，係對前述酸洗步驟後之前述熱軋鋼板以累積軋縮率為40.0%以上且80.0%以下的方式進行冷軋而獲得冷軋鋼板；退火步驟，係將前述冷軋步驟後之冷軋鋼板升溫至T1-50℃ 以上且960℃以下之第四溫度區並在前述第四溫度區內保持30~600秒；第三冷卻步驟，係在1.0℃/s以上且10.0℃/s以下之冷卻速度下將前述退火步驟後之前述冷軋鋼板冷卻至600℃以上且720℃以下之第五溫度區；及熱處理步驟，係在10.0℃/s以上且60.0℃/s以下之冷卻速度下冷卻至150℃以上且500℃以下之第六溫度區並保持30秒以上且600秒以下。
T1(℃)=920+40×C2-80×C+Si2+0.5×Si+0.4×Mn2-9×Mn+10×Al+200×N2-30×N-15×Ti...式(a)
t(秒)=1.6+(10×C+Mn-20×Ti)/8...式(b)
式中之元素記號係表示元素以質量%計之含量。
(6)如上述(5)記載之冷軋鋼板之製造方法，其中前述捲取步驟係在100℃以下捲取前述鋼板。
(7)如上述(6)記載之冷軋鋼板之製造方法，其在前述捲取步驟與前述酸洗步驟之間具有保持步驟，該保持步驟係將前述熱軋鋼板升溫至400℃以上且Al變態點以下之第七溫度區並保持10秒以上且10小時以下。
(8)如上述(5)~(7)中任一項記載之冷軋鋼板之製造方法，其中前述熱處理步驟係在前述冷軋鋼板冷卻至第六溫度區後且在保持1秒以上之前進行再加熱至150℃以上且500℃以下之溫度區。
(9)如上述(5)~(8)中任一項記載之冷軋鋼板之製造方法，其在前述熱處理步驟後更具有鍍覆步驟，該鍍覆步驟係對前述冷軋鋼板施行熔融鍍鋅。
(10)如上述(9)記載之冷軋鋼板之製造方法，其在前述鍍覆步驟後具有合金化處理步驟，該合金化處理步驟係在450℃以上且600℃以下之第八溫度區下進行熱處理。
依據本發明之上述態樣，可提供一種適合作為汽車等構造構件且拉伸強度980MPa以上、0.2%降伏強度600MPa以上之衝孔疲勞特性、延伸率及擴孔性優異的高強度冷軋鋼板及其製造方法。
圖1係顯示D值與擴孔率(%)關係的圖表。
圖2係顯示D值與E值關係的圖表。
圖3係顯示D值與衝孔疲勞特性關係的圖表(試驗片：板厚1.4mm)。
用以實施發明之形態
以下針對本發明一實施形態之高強度熱軋鋼板(有時會稱為本實施形態之熱軋鋼板)加以說明。
首先說明本實施形態之鋼板的金屬組織及其形態。
[以面積率計多邊形肥粒鐵為40.0%以上且低於60.0%]
鋼板之金屬組織所含的多邊形肥粒鐵為軟質組織，因此容易變形，有助於延性提升。為了提升均勻延伸率及局部延伸率二者，令多邊形肥粒鐵之面積率下限值為40.0%。另一方面，多邊形肥粒鐵一旦在60.0%以上，0.2%降伏強度 就會明顯劣化。所以，令多邊形肥粒鐵之面積率低於60.0%。理想係低於55.0%，較理想係低於50.0%。
超過15μm的粗大肥粒鐵會比微細的肥粒鐵提前降伏而引起微小的塑性不穩定。所以，在上述多邊形肥粒鐵最大粒徑宜在15μm以下。
[以面積率計殘留沃斯田鐵為10.0%以上且25.0%以下]
殘留沃斯田鐵會經加工誘發變態，所以為有利於提升均勻延伸率的金屬組織。為了獲得此效果，令殘留沃斯田鐵之面積率為10.0%以上。理想為15.0%以上。殘留沃斯田鐵之面積率若低於10.0%，便無法獲得充分的效果，進而難以獲得目的之延性。另一方面，殘留沃斯田鐵之面積率一旦超過25.0%，0.2%降伏強度便會低於600Mpa，因此令上限為25.0%。
[以面積率計變韌肥粒鐵為30.0%以上]
變韌肥粒鐵係有益於確保0.2%降伏強度的組織。為了確保600MPa以上之0.2%降伏強度，令變韌肥粒鐵為30.0%以上。又，變韌肥粒鐵亦是用以確保預定量之殘留沃斯田鐵所需的金屬組織。在本實施形態之鋼板係藉由從沃斯田鐵變態成變韌肥粒鐵，令碳擴散、濃化到未變態之沃斯田鐵。碳濃度若因碳濃化而升高，從沃斯田鐵變態成麻田散鐵的溫度就會是在室溫以下，因此可在室溫下穩定地以殘留沃斯田鐵形態存在。作為鋼板之金屬組織，為了確保以面積率計10.0%以上之殘留沃斯田鐵，宜確保以面積率計 30.0%以上之變韌肥粒鐵。
變韌肥粒鐵之面積率若低於30.0%，0.2%降伏強度便會降低，同時殘留沃斯田鐵中之碳濃度會降低，便容易在室溫下變態成麻田散鐵。此時將無法獲得預定量的殘留沃斯田鐵，進而難以獲得目的之延性。
另一方面，變韌肥粒鐵之面積率若在50.0%以上，便無法確保40.0%以上之多邊形肥粒鐵且10.0%以上之殘留沃斯田鐵，故宜令上限為50.0%以下。
[以面積率計麻田散鐵為15.0%以下]
在本實施形態中，麻田散鐵意指新生麻田散鐵及回火麻田散鐵。硬質的麻田散鐵與軟質組織鄰接容易在加工時於界面產生龜裂。此外，與軟質組織之界面本身會助長龜裂進展，使擴孔性明顯劣化。所以，宜盡可能減低麻田散鐵之面積率，令其面積率上限為15.0%。麻田散鐵亦可為0%，即可不含有麻田散鐵。
麻田散鐵在板厚整體以面積率計在10.0%以下為佳，尤其自表層起至200μm之範圍內麻田散鐵在10.0%以下為佳。
[殘留沃斯田鐵中，長寬比2.0以下、長軸長度1.0μm以下且短軸長度1.0μm以下的殘留沃斯田鐵比率達80.0%以上]
擴孔時會從軟質組織與硬質組織之界面產生空隙。從界面產生之空隙尤其容易從變態成麻田散鐵後的沃斯田鐵邊緣生成。其理由係因為通常高強度薄鋼板中所含殘留沃 斯田鐵會存在於變韌鐵之條體間，且其形態為板狀，因此容易應力集中於邊緣。
在本實施形態之鋼板，藉由將殘留沃斯田鐵之形態做成粒狀，來抑制空隙從軟質組織與硬質組織之界面產生。藉由將殘留沃斯田鐵做成粒狀，可提高肥粒鐵分率並防止擴孔性之劣化。較具體而言，殘留沃斯田鐵中長寬比2.0以下且長軸長度1.0μm以下的殘留沃斯田鐵在80.0%以上時，即使讓多邊形肥粒鐵之組織分率達40%以上，擴孔性也不會劣化。另一方面，具有上述特徵之殘留沃斯田鐵比率若低於80.0%，擴孔性便會明顯劣化。所以，令殘留沃斯田鐵中，長寬比2.0以下、長軸長度1.0μm以下且短軸長度1.0μm以下的殘留沃斯田鐵為80.0%以上。理想為85.0%以上。在此限定長軸長度1.0μm以下之殘留沃斯田鐵比率是因為長軸長度超過1.0μm的殘留沃斯田鐵在變形時會因應變過度集中而招致空隙生成及擴孔性降低。長軸係經研磨後在2維剖面下觀察到之各殘留沃斯田鐵的最大長度，短軸係與長軸正交方向上的殘留沃斯田鐵之最大長度。
殘留沃斯田鐵中之平均碳濃度低於0.5%時，對於加工的穩定性會降低，因此殘留沃斯田鐵中之平均碳濃度在0.5%以上為佳。
[變韌肥粒鐵中，長寬比1.7以下且由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵比率達80.0%以上]
藉由將由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶 方位差控制在適當範圍內，可提升0.2%降伏強度。
此外，殘留沃斯田鐵之形態會大幅影響變韌肥粒鐵之形態。即，從未變態之沃斯田鐵變態成變韌肥粒鐵時，未變態而殘留的區塊會變成殘留沃斯田鐵。所以，在控制殘留沃斯田鐵之形態的觀點上，也必需控制變韌肥粒鐵之形態。
變韌肥粒鐵若生成為塊狀(即，長寬比接近1.0)，殘留沃斯田鐵便會在變韌肥粒鐵界面以粒狀殘存。長寬比在1.7以下便可稱為塊狀。此外，藉由在變韌肥粒鐵中將由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差控制在0.5°以上且小於3.0°，在晶粒內以高密度存在之次晶界便會妨礙差排之移動而增加0.2%降伏強度。此乃是因為塊狀的變韌肥粒鐵係由結晶方位差小的變韌肥粒鐵(條體)的集合體藉由存在於界面之差排的復原(生成次晶界)而成為一個晶粒之結果所生成的金屬組織。為了生成具有這種結晶學特長的變韌肥粒鐵，必須使變態前的沃斯田鐵細粒化。
變韌肥粒鐵中長寬比1.7以下且由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵比率達80.0%以上時，可獲得高0.2%降伏強度。又，此時殘留沃斯田鐵之形態會變成長寬比2.0以下、長軸長度1.0μm以下且短軸長度1.0μm以下。另一方面，具有上述特徵之變韌肥粒鐵若低於80.0%，便無法獲得高0.2%降伏強度，同時無法獲得預定量之具有目的形態的殘留沃斯田鐵。所以，需令長寬比1.7以下且由結晶方 位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵比率之下限為80.0%。這種變韌肥粒鐵的比率愈高，愈可提升0.2%降伏強度，同時可多量確保具有目的形態之殘留沃斯田鐵，因此具有上述特徵之變韌肥粒鐵的適當比率為85%以上。
[麻田散鐵、變韌肥粒鐵與殘留沃斯田鐵之連結性D值為0.70以下]
鋼板之微組織中所含麻田散鐵、變韌肥粒鐵、殘留沃斯田鐵係用以確保鋼板之拉伸強度、0.2%降伏強度所需的組織。然而，該等組織比起多邊形肥粒鐵屬硬質，因此擴孔時容易從界面產生空隙。尤其，該等硬質組織一旦連結生成，便容易從其連結部產生空隙。空隙的產生係擴孔性明顯劣化之原因。
如上述，藉由控制殘留沃斯田鐵之形態，可在某程度上控制擴孔時的空隙產生。然而，若以降低硬質組織之連結性的方式來控制硬質組織之配置，可進一步提升擴孔性。
較具體而言，如圖1顯示，藉由將表示麻田散鐵、變韌肥粒鐵與殘留沃斯田鐵之連結性的D值控制在0.70以下，可獲得優異的擴孔性。該連結性D值係其值愈小表示硬質組織愈有均勻分散的指標。D值愈低愈好，因此無須規定下限值，但物理上不可能成為比0小的數值，故實質上，下限值為0。另一方面，連結性D值一旦超過0.70，硬質組織之連結部便會增加而增長空隙產生，擴孔性便會明顯劣化。 所以令D值為0.70以下。理想為0.65以下。關於連結性D值之定義及測定方法將於後述。
此外，在本實施形態之鋼板中，如圖3顯示，D值為0.50以下時係顯示超過106次的重複次數，衝孔疲勞特性極為優異。又可知，在D值超過0.50且在0.70以下時，重複次數超過105次並具有高衝孔疲勞特性。D值一旦超過0.70，不到105次便斷裂，衝孔疲勞特性很差。衝孔疲勞特性無法以習知的擴孔性試驗來作評估，而且即使擴孔性佳，也不代表衝孔疲勞特性優異。衝孔疲勞特性可以下述方式來評估：以使應力負擔方向與軋延方向平行的方式來製作平行部之寬20mm、長40mm且含夾扣部之全長220mm的試驗片，在餘隙12.5%之條件下於平行部之中央衝孔出一直徑10mm的孔隙，對上述試驗片間歇性地重複施予預先已以JIS5號試驗片作過評估之各試樣之拉伸強度為40%的拉伸應力，以直到斷裂發生為止的重複次數作評估。
各組織之鑑定及面積率的測定係以下述方法進行。在本實施形態之鋼板中，金屬組織係在以認為可顯示具代表性之金屬組織的板厚1/4之位置(1/4厚)為中心之1/8~3/8厚的範圍內作評估。
在本實施形態中，各種試驗之試樣若為鋼板，宜從與軋延方向呈直角之寬度方向上的中央部附近進行採樣。
多邊形肥粒鐵之面積率可藉由使用掃描型電子顯微鏡之電子穿隧效應對比影像(electron channeling contrast image)觀察以板厚1/4為中心之1/8~3/8厚的範圍來 算出。電子穿隧效應對比影像係檢測出晶粒內之結晶方位差作為影像之對比差的手法，在該影像中被判斷為不屬波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵而屬肥粒鐵的組織中以均勻對比描繪的部分為多邊形肥粒鐵。將35×25μm之電子穿隧效應對比影像的8視野以影像解析方法算出各視野之多邊形肥粒鐵面積率，並以其平均值作為多邊形肥粒鐵之面積率。此外，可從以影像解析求得之各個多邊形肥粒鐵的面積圓等效直徑求出肥粒鐵粒徑。
變韌肥粒鐵之面積率及長寬比可藉由使用掃描型電子顯微鏡之電子穿隧效應對比影像或使用穿透型電子顯微鏡之明視野像算出。在電子穿隧效應對比影像中，在判斷屬肥粒鐵之組織中一個晶粒內存有對比差異的區域為變韌肥粒鐵。又在穿透型電子顯微鏡中亦同樣地一個晶粒內存有對比差異的區域為變韌肥粒鐵。藉由確認有無影像對比，可區別多邊形肥粒鐵及變韌肥粒鐵。將35×25μm之電子穿隧效應對比影像8視野以影像解析方法算出各視野之變韌肥粒鐵的面積率，並以其平均值作為變韌肥粒鐵之面積率。
變韌肥粒鐵中由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差可藉由FE-SEM-EBSD法[使用附屬於場致發射型掃描型電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)之EBSD：Electron Back-Scatter Diffraction(電子背向散射繞射)的結晶方位解析法]的結晶方位解析求得。在以1/4厚為中心之1/8~3/8厚之範圍內，將 以測定間隙0.05μm在35×25μm之範圍內所測得之數據數值化作為每晶粒之結晶方位差的平均值(Grain Average Misorientation值)，可決定結晶方位差為15°以上之晶界，並且可求出由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差之平均值。此外，變韌肥粒鐵之長寬比可將由15°以上之晶界包圍之區域當作一個晶粒並將其晶粒之長軸長度除以短軸長度而算出。
殘留沃斯田鐵之面積率可藉由FE-SEM觀察經LePera液蝕刻且以板厚1/4為中心之1/8~3/8厚的範圍或使用X射線之測定來算出。在使用X射線之測定中，可以機械研磨及化學研磨自試料板面起除去至深度1/4位置的部分後，使用MoKα線作為特性X射線，從bcc相之(200)、(211)及fcc相之(200)、(220)、(311)的繞射峰之積分強度比算出殘留沃斯田鐵之面積率。使用X射線時，係直接獲得殘留沃斯田鐵之體積率，而體積率與面積率係視如相等。
藉由X射線繞射亦可求出殘留沃斯田鐵中的碳濃度“Cγ”。具體而言，可從fcc相之(200)、(220)、(311)之繞射峰位置求出殘留沃斯田鐵之晶格常數“dγ”，再利用藉由化學分析獲得之各試樣的化學成分值，以下式算出。
Cγ=(100×dγ-357.3-0.095×Mn+0.02×Ni-0.06×Cr-0.31×Mo-0.18×V-2.2×N-0.56×Al+0.04×Co-0.15×Cu-0.51×Nb-0.39×Ti-0.18×W)/3.3
至於，式中之各元素記號與試樣中所含各元素之質量%相對應。
殘留沃斯田鐵之長寬比在藉由FE-SEM觀察經LePcra液蝕刻且以1/4厚為中心之1/8~3/8厚之範圍或殘留沃斯田鐵的尺寸很小時，可利用使用穿透型電子顯微鏡之明視野像算出。殘留沃斯田鐵具有面心立體構造，因此使用穿透型電子顯微鏡觀察時，藉由取得該組織之繞射值與金屬之晶體結構相關的資料庫做對照，可辨別出殘留沃斯田鐵。長寬比可將殘留沃斯田鐵之長軸長度除以短軸長度而算出。若考慮偏差，長寬比係針對至少100個以上之殘留沃斯田鐵進行測定。
麻田散鐵之面積率可藉由FE-SEM觀察經LcPera液蝕刻且以板厚1/4為中心之1/8~3/8厚的範圍，並從FE-SEM所觀察之未經腐蝕的區域之面積率減去使用X射線所測得之殘留沃斯田鐵之面積率來算出。或者，可藉由使用掃描型電子顯微鏡之電子穿隧效應對比影像與其它金屬組織作區別。麻田散鐵及殘留沃斯田鐵含有多量固溶碳，不容易溶於蝕刻液，因此可做到上述區別。在電子穿隧效應對比影像中，差排密度高且粒內具有方塊或包體等下部組織之區域為麻田散鐵。
至於在求算其它板厚位置之面積率時，亦可以與上述同樣的方法作評估。例如，在評估表層~200μm範圍內的麻田散鐵面積率時，可自表層起算30、60、90、120、150及180μm的各位置上，以與上述相同的方法評估板厚方向25μm、軋延方向35μm的範圍，並將在各位置上取得之麻田散鐵面積率予以平均而獲得表層~200μm範圍內的麻田散 鐵面積率。
說明關於本實施形態之鋼板中麻田散鐵、變韌肥粒鐵與殘留沃斯田鐵的連結性D值。連結性D值係以下述(A1)~(E1)之方法求得之值。
(A1)使用FE-SEM，在平行於軋延方向的剖面沿著與1/4厚之軋延方向平行的方向取得35μm之範圍的電子穿隧效應對比影像以及沿著與軋延方向呈直角的方向取得25μm之範圍的電子穿隧效應對比影像。
(B1)於取得之影像上以1μm間隔勾勒出24條平行於軋延方向的線條。
(C1)求出所有微組織之界面與上述平行線之交叉點數量。
(D1)算出上述所有的交叉點中，與硬質組織(麻田散鐵、變韌肥粒鐵、殘留沃斯田鐵)彼此之界面的交叉點比例(即，硬質組織之界面與平行線之交叉點數量/平行線與所有界面之交叉點數量)。
(E1)將(A1)~(D1)之程序在同一試料上實施5視野，並以5視野之硬質組織之界面比例的平均值作為該試料之硬質組織的連結性D值。
接下來，說明用以確保本實施形態之鋼板之機械特性及化學特性而含有的元素含量(化學組成)。關於含量之符號%意指質量%。
[C：0.100%以上且0.500%以下]
C係有助於確保鋼板強度及藉由提升殘留沃斯田鐵之 穩定性來提升延伸率的元素。C含量若低於0.100%，就很難獲得980MPa以上的拉伸強度。又，殘留沃斯田鐵之穩定性會不夠充分，無法獲得充分的延伸率。另一方面，C含量若在0.500%以上，從沃斯田鐵至變韌肥粒鐵的變態會延遲，因而難以確保以面積率計30.0%以上之變韌肥粒鐵。故而，將C含量設定在0.100%以上且低於0.500%。理想為0.150以上且0.250以下。
[Si：0.8%以上且低於4.0%]
Si係有效提升鋼板強度的元素。此外，Si係藉由提升殘留沃斯田鐵之穩定性來助長延伸率的元素。Si含量低於0.8%時無法充分獲得上述效果。所以，將Si含量設定在0.8%以上。理想為1.0%以上。另一方面，Si含量若在4.0%以上，殘留沃斯田鐵便會過度增加而降低0.2%降伏強度。所以，將Si含量設定為低於4.0%。理想係低於3.0%。較理想為低於2.0%。
[Mn：1.0%以上且低於4.0]
Mn係有效提升鋼板強度的元素。又，Mn係可抑制在連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備進行熱處理時及冷卻途中發生之肥粒鐵變態的元素。Mn含量若低於1.0%，便無法充分獲得上述效果，不僅會生成超過所需面積率的肥粒鐵，且0.2%降伏強度會明顯降低。所以將Mn含量設定在1.0%以上。理想為2.0%以上。另一方面，Mn含量若在4.0%以上，鋼胚及熱軋鋼板之強度就會過度上升。所以將Mn含量設定為低於4.0%。理想為3.0%以下。
[P：低於0.015%]
P屬雜質元素，為偏析於鋼板之板厚中央部使韌性及擴孔性劣化或使熔接部脆化的元素。P含量若在0.015%以上，擴孔性便會顯著劣化，因而將P含量設定為低於0.015%。理想為低於0.010%。P愈少愈好，因此下限並無特別限定，惟若在實用鋼板設定到低於0.0001%，於經濟面相當不利，故以0.0001%為實質下限。
[S：低於0.0500%]
S屬雜質元素，為阻礙熔接性的元素。此外，S還係形成粗大MnS阻礙擴孔性的元素。S含量若達0.0500%以上，熔接性之降低及擴孔性之降低就會變得顯著，因此將S含量設定為低於0.0500%。理想為0.00500%以下。S愈少愈好，因此下限無特別限定，惟若在實用鋼板設定到低於0.0001%，於經濟面相當不利，故以0.0001%為實質下限。
[N：低於0.0100%]
N係形成粗大氮化物而阻礙彎曲性及擴孔性或在熔接時成為氣孔產生原因的元素。N含量若達0.0100%以上，擴孔性之降低及氣孔產生就會變得顯著，故而將N含量設定為低於0.0100%。N愈少愈好，因此下限無特別限定，惟若在實用鋼板設定到低於0.0005%，會招致製造成本大幅增加，故以0.0005%為實質下限。
[Al：低於2.000%]
Al係有效作為脫氧材的元素。此外，Al與Si同樣地係具有抑制沃斯田鐵中之鐵系碳化物析出之作用地元素。為了 獲得該等效果，亦可含有。然而，在含有Si之本實施形態的鋼板中也可不含。惟，在實用鋼板很難將Al含量設定到低於0.001%，故可以0.001%為下限。另一方面，Al含量若達2.000%以上，便會促進沃斯田鐵變態成肥粒鐵，使肥粒鐵面積率變得過剩，導致0.2%降伏強度劣化。所以將Al含量設定為低於2.000%。理想為1.000%以下。
[Si+Al：1.000%以上]
Si及Al係藉由提升殘留沃斯田鐵之穩定性來助長延伸率的元素。該等元素之含量合計低於1.000%時會無法獲得充分的效果，故而將Si與Al之合計含量設定在1.000%以上。較理想為1.200%以上。Si+Al之上限以Si、Al之各上限合計為低於6.000%。
[Ti：0.020%以上且低於0.150%]
Ti在本實施形態之鋼板中為一重要元素。Ti藉由在熱處理步驟中將沃斯田鐵細粒化來增加沃斯田鐵之晶界面積。肥粒鐵容易從沃斯田鐵晶界成核，所以藉由增加沃斯田鐵之晶界面積，可提高肥粒鐵之面積率。沃斯田鐵的細粒化效果在Ti含量為0.020%以上可明確展現，故將Ti含量設定在0.020%以上。理想為0.040%以上，較理想為0.050%以上。另一方面，Ti含量若達0.150%以上，碳氮化物之析出量會增加而降低總延伸率。所以將Ti含量設定為低於0.150%。理想為低於0.010%，較理想為低於0.070%。
本實施形態之鋼板以含有上述元素且剩餘部分由Fe及雜質構成為基本。然而，上述元素以外，亦可適宜 含有下述元素之1種或2種以上：Nb：0.020%以上且低於0.600%、V：0.010%以上且低於0.500%、B：0.0001%以上且低於0.0030%、Mo：0.010%以上且低於0.500%、Cr：0.010%以上且低於2.000%、Mg：0.0005%以上且低於0.0400%、Rem：0.0005%以上且低於0.0400%、Ca：0.0005%以上且低於0.0400%。Nb、V、B、Mo、Cr、Mg、Rem、Ca並不一定要含有，故其下限為0%。又，即使在低於後述範圍內含有該等元素，也不會損害本實施形態之鋼板效果。
[Nb：0.005%以上且低於0.200%]
[V：0.010%以上且低於0.500%]
Nb及V與Ti同樣地具有在熱處理步驟將沃斯田鐵細粒化來增加沃斯田鐵之晶界面積的效果。要獲得該效果，若為Nb，將Nb含量設定在0.005%以上為宜。又，若為V，將V含量設定在0.010%以上為宜。另一方面，Nb含量若達0.200%以上，碳氮化物之析出量會增加而降低總延伸率。所以，即使含有Nb，也宜將Nb含量設定為低於0.200%。此外，V含量若達0.500%以上，碳氮化物之析出量會增加而降低總延伸率。所以，含有V時，宜將V含量設定為低於0.500%。
[B：0.0001%以上且低於0.0030%]
B具有強化晶界之效果、以及在連續退火設備或連續熔融鍍鋅設備退火後的冷卻期間，藉由抑制肥粒鐵變態將多邊形肥粒鐵之組織分率控制在不超過預定量的效果。要獲得上述效果，宜將B含量設定在0.0001%以上。較理想為 0.0010%以上。另一方面，B含量若達0.0030%以上，抑制肥粒鐵變態的效果會太強而無法確保預定量以上的多邊形肥粒鐵。所以，即使含有B，也宜將B含量設定為低於0.0030%。較理想為0.0025%以下。
[Mo：0.010%以上且低於0.500%]
Mo為強化元素，並且具有在連續退火設備及連續熔融鍍鋅設備退火後的冷卻期間，藉由抑制肥粒鐵變態將多邊形肥粒鐵之組織分率(面積率)控制在不超過預定量的效果。Mo含量若低於0.010%便無法獲得效果，因此宜將含量設定在0.010%以上。較理想為0.020%以上。另一方面，Mo含量若達0.500%以上，抑制肥粒鐵變態的效果就會太強而無法確保預定量以上的多邊形肥粒鐵。所以，即使含有，Mo含量也宜低於0.500%。較理想為0.200%以下。
[Cr：0.010%以上且低於2.000%]
Cr係有助於提升鋼板強度的元素，並且係具有在連續退火設備及連續熔融鍍鋅設備退火後的冷卻期間將多邊形肥粒鐵之組織分率抑制在不超過預定量之效果的元素。要獲得該效果，宜將Cr含量設定在0.010%以上。較理想為0.020%以上。另一方面，Cr含量若達2.000%以上，抑制肥粒鐵變態的效果就會太強而無法確保預定量以上的多邊形肥粒鐵。所以，即使含有Cr，也宜將Cr含量設定為低於2.000%。較理想為0.100%以下。
[Mg：0.0005%以上且低於0.0400%]
[Rem：0.0005%以上且低於0.0400%]
[Ca：0.0005%以上且低於0.0400%]
Ca、Mg及REM係有助於控制氧化物及硫化物之形態、提升擴孔性的元素。不論是哪個元素，含量低於0.0005%時都無法獲得上述效果，因此宜將含量設定在0.0005%以上。較理想為0.0010%以上。另一方面，不論是哪一元素，含量一旦達0.0400%以上，皆會形成粗大氧化物，令擴孔性劣化。所以，該等元素皆宜將含量設定為低於0.0400%。較理想為0.010%以下。
含有REM(稀土類元素)時多以美鈰合金作添加，除了La或Ce以外亦可以複合方式添加鑭系列元素。在此情況下也不會損及本實施形態之鋼板效果。此外，即使添加金屬La或Ce等金屬REM，也不會損及本實施形態之鋼板效果。
[拉伸強度980MPa以上、0.2%降伏強度600MPa以上、總延伸率21.0%以上且擴孔率30.0%以上]
本實施形態之鋼板在可確保撞擊安全性並有助於汽車車體輕量化的範圍下，設定為拉伸強度980MPa以上、0.2%降伏強度600MPa以上。此外，假設應用在汽車構件之骨架系零件等方面，將總延伸率設定在21.0%以上且擴孔率在30.0%以上。理想係將總延伸率設定在30.0%以上且擴孔率在50.0%以上。
本實施形態中，該等值尤其是總延伸率及擴孔性亦是表現一般方法難以定量評估的鋼板組織之不均性等的指標。
接下來說明本實施形態之鋼板之製造方法。
[鑄造步驟]
將熔製成上述本實施形態之鋼板成分範圍的熔鋼鑄造成鋼塊或鋼胚。供於熱軋延的鑄造鋼胚只要是經過鑄造的鋼胚即可，不限特定的鑄造鋼胚。例如，亦可為連續鑄造鋼胚或以薄鋼胚連鑄機製造的鋼胚。鑄造鋼胚可直接供給於熱軋延，或是暫且冷卻後再加熱供給於熱軋延。
[熱軋步驟]
在熱軋步驟中係進行粗軋及精整軋延而獲得熱軋鋼板。
在粗軋，1000℃以上且1150℃以下之溫度區(第一溫度區)下的軋縮率合計(累積軋縮率)必須在40%以上。如果在該溫度區的軋縮下計軋縮率為40%以下，則精整軋延後的沃斯田鐵粒徑會變大，使鋼板組織之不均性大增，進而使成形性劣化。
另一方面，第一溫度區下的軋縮率合計若低於40%，精整軋延後的沃斯田鐵粒徑就會變得太小，過度促進沃斯田鐵變態成肥粒鐵，使鋼板組織的不均性大增，進而使退火後的成形性劣化。
此外，熱軋步驟中的精整軋延溫度及軋縮率之合計值係用以控制熱處理後的硬質組織之連結性，為相當重要的步驟。藉由控制精整軋延溫度及軋縮率之合計值，可使波來鐵均勻分散在尚處熱軋鋼板階段的微組織中。在熱軋鋼板中若可使波來鐵均勻分散，便可在冷軋鋼板降低硬 質組織熱軋的連結性。
為了使波來鐵之配置均勻地分散在鋼板組織內，藉由軋縮蓄積多量的應變以獲得較細粒的再結晶粒相當重要。本發明人等發現，以下述式(1)求得之溫度T1為基準，可在具有預定成分之鋼板決定藉由沃斯田鐵區的再結晶使晶粒變微細的溫度範圍。溫度T1係表現沃斯田鐵中之Ti化合物之析出狀態的指標。在熱軋延及冷軋板退火之非平衡狀態下，在T1-50℃以下時Ti化合物之析出會達飽和狀態，並且在T1+150℃時Ti化合物會完全溶解於沃斯田鐵中。
具體而言，本發明人等發現，在T1℃~T1+150℃之溫度區(第二溫度區)內進行多重道次的軋延(精整軋延)，令其累積軋縮率達50%以上，可藉由同時析出的Ti化合物抑制在軋延中生成之微細的再結晶粒成長，讓精整軋延後的沃斯田鐵晶粒微細化。累積軋縮率低於50%時，精整軋延後的沃斯田鐵粒徑會變成混粒使鋼板組織的不均性大增，故不適宜。從藉由應變蓄積促進再結晶的觀點出發，累積軋縮率宜在70%以上。另一方面，藉由限制累積軋縮率之上限，可進一步充分確保軋延溫度，抑制軋延負擔。所以，可將累積軋縮率設定在90%以下。
T1(℃)=920+40×C2-80×C+Si2+0.5×Si+0.4×Mn2-9×Mn+10×Al+200×N2-30×N-15×Ti...(1)
在此，元素記號係各元素以質量%計之含量。
藉由控制精整軋延之溫度區及累積軋縮率，可使熱軋鋼板之微組織的波來鐵均勻分散。該理由係因為，藉 由精整軋延的控制可促進沃斯田鐵再結晶，使晶粒變微細，於是便可使波來鐵之配置均勻分散。較具體而言，在鋼板中，通常在鑄造步驟中所形成的Mn之微偏析係藉由軋延而延伸並以帶狀存在。此時，在精整軋延後的冷卻過程中若在精整軋延結束後到捲取為止之間在一定的冷卻速度下單調地降低鋼板溫度，便會在Mn之負偏析帶上生成肥粒鐵，且於以層狀殘留之未變態沃斯田鐵部分有C濃化。然後，在其後的冷卻或捲取過程中，該沃斯田鐵即變態成波來鐵而生成波來鐵帶。在冷卻過程中生成的肥粒鐵會在沃斯田鐵晶界或三相點優先成核，因此當再結晶沃斯田鐵粒為粗大時，肥粒鐵的成核部位就很少而容易生成波來鐵帶。
另一方面，當再結晶沃斯田鐵粒為微細時，在冷卻過程中生成的肥粒鐵之成核部位數即多，從位在Mn偏析帶中之沃斯田鐵的三相點也會生成肥粒鐵，故而未變態而殘存的沃斯田鐵就不容易形成層狀。此結果可抑制波來鐵帶之生成。
本發明人等為了定量評估波來鐵帶，發現使用稱作波來鐵之連結性E值的指標相當有效。又，經由本發明人等進行精闢研討的結果發現，如圖2顯示當波來鐵之連結性E值在0.40以下時，可獲得硬質組織之連結性D值為0.70以下的冷軋鋼板。波來鐵之連結性E值係其值愈小，波來鐵之連結性就愈低，表示波來鐵有均勻分散。連結性E值一旦超過0.40，波來鐵之連結性變高，便無法將熱處理後的硬質組織之連結性D值控制在預定值。所以，在尚處熱軋鋼板的 階段將E值之上限控制在0.40相當重要。另一方面，E值之下限值並無特別規定，惟物理上不會有低於0的數值，因此以實質論下限值為0。
熱軋鋼板之波來鐵的辨別可藉由使用硝太蝕劑的光學顯微鏡觀察或使用掃描型電子顯微鏡之2次電子像達成，且藉由觀察以板厚1/4(1/4厚)為中心之1/8~3/8厚的範圍即可算出。
波來鐵之連結性E值可以下述方法(A2)~(E2)之方法求出。
(A2)使用FE-SEM，在平行於軋延方向的剖面於1/4厚沿著與軋延方向平行的方向取得35μm之範圍的2次電子像以及與軋延方向呈直角的方向取得25μm之範圍的2次電子像。
(B2)於取得之影像上以5μm間隔勾勒出6條平行於軋延方向的線條。
(C2)求出所有微組織之界面與線條之交叉點數量。
(D2)在上述所有的交叉點中，將平行線與波來鐵鄰接之界面的交叉點數量除以所有平行線與界面之交叉點數量，算出波來鐵的界面比例(即，波來鐵彼此之界面與平行線之交叉點數量/平行線與所有界面之交叉點數量)。
(E2)將(A2)~(D2)之程序在同一試料上實施5視野，並以5視野之波來鐵之界面比例的平均值作為該試料之硬質組織的連結性E值。
在熱軋步驟之後進行的酸洗及冷軋後退火步驟 中，沃斯田鐵會從波來鐵周圍開始逆變態。所以，在熱軋步驟中將波來鐵均勻配置，可使其後之逆變態時的沃斯田鐵也均勻分散。均勻分散的沃斯田鐵一旦變態成變韌肥粒鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵，其配置就會順勢被承接，使該等硬質組織也均勻分散。
精整軋延係在T1-40℃以上之溫度區內結束。精整軋延溫度(FT)在控制鋼板組織的觀點上相當重要。精整軋延溫度若達T1-40℃以上，精整軋延後Ti化合物就會析出於沃斯田鐵之晶界上，抑制沃斯田鐵的晶粒成長，便可將精整軋延後的沃斯田鐵控制為細粒。另一方面，精整軋延溫度若低於T1-40℃，如果在Ti化合物之析出接近飽和狀態或達到飽和狀態後施加應變，便會使精整軋延後之沃斯田鐵的晶粒變成混粒，其結果會使成形性劣化。
在熱軋步驟中，可將粗軋板彼此接合後連續進行熱軋延，或可將粗軋板暫時捲取以供於下一次的熱軋延。
[第一冷卻步驟]
將熱軋延後的熱軋鋼板於熱軋延後0~5.0秒以內開始冷卻並在20℃/s~80℃/s之冷卻速度下冷卻至600~650℃之溫度區內。
熱軋延後至開始冷卻的時間如果超過5.0秒，便會在鋼板之寬度方向上於沃斯田鐵之晶粒徑產生差異，而在冷軋退火後之製品沿鋼板寬度方向產生成形性參差，招致製品價值降低，故不適宜。冷卻速度若小於20℃/s，便無法將熱軋鋼板之波來鐵的連結性E值抑制在0.40以下，降低成形性。另一方面，冷卻速度若超過80℃/s，熱軋鋼板的板厚表層附 近會變成麻田散鐵主體的組織，或是在板厚中心存有多量的變韌鐵及變韌鐵，使板厚方向之組織變得不均，降低成形性。
[滯留步驟]
[第二冷卻步驟]
[捲取步驟]
使第一冷卻步驟後之熱軋鋼板在600~650℃之溫度區(第三溫度區)內滯留下述式(2)規定之時間t秒以上，其後冷卻至600℃以下。此外，在600℃以下之溫度區內捲取冷卻後的熱軋鋼板。藉由捲取，可獲得捲取後之鋼板(熱軋鋼板)微組織中波來鐵之連結性E值為0.4以下且金屬組織含有變韌肥粒鐵的熱軋鋼板，其中在變韌肥粒鐵中，由15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵比率在80.0%以上。
在此，滯留意指承受冷卻水、霧氣、大氣、熱軋機之機台輥(table roller)的去熱及變態而產生的複熱、以及加熱器所造成的溫度上升，而保持在600~650℃之溫度區內。
精整軋延結束後到捲取為止的步驟在本實施形態之鋼板中係用以獲得預定特性的重要步驟。在熱軋鋼板之微組織藉由將鋼板微組織之變韌肥粒鐵中，由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵控制在80.0%以上，在後續的熱處理步驟中可提高沃斯田鐵粒的生成密度。
在捲取步驟後的熱軋鋼板中，若變韌肥粒鐵中生 成由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵，便會在變韌肥粒鐵邊界殘存微細且粒狀的未變態沃斯田鐵。
亦即，藉由在熱軋鋼板使碳化物或殘留沃斯田鐵微細分散，可提高熱處理後之沃斯田鐵粒的生成密度，結果可確保0.2%降伏強度。在本實施形態之鋼板之製造方法中，藉由控制熱軋鋼板之微組織，可在屬後步驟之退火步驟提高沃斯田鐵粒之生成密度，再來藉由鋼板中所含Ti之效果抑制沃斯田鐵之粒成長，便可實現沃斯田鐵之細粒化。藉由顯現該2項效果，可在冷軋鋼板獲得預定的微組織，且可滿足預定的特性。
在熱軋鋼板，為了將變韌肥粒鐵中由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵控制在80.0%以上，必須在上述條件下進行到捲取為止的各步驟，尤其精整軋延結束後在600~650℃之溫度區內滯留式(2)所定時間t秒以上、冷卻並在600℃以下之溫度區內進行捲取的程序特別重要。
t(秒)=1.6+(10×C+Mn-20×Ti)/8...(2)
式中之元素記號係表示元素以質量%計之含量。
滯留溫度若低於600℃，便會生成結晶方位差較大的變韌肥粒鐵，因此令由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵比率小於80.0%。另一方面，滯留溫度一旦超過650℃，就無法使E值在0.4以下。所以，將滯留溫度設定為600~ 650℃。
在600~650℃下的滯留時間則定為t秒以上。由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵係結晶方位差較小的變韌肥粒鐵(條體)之團塊藉由恢復存在於界面的差排而成為一顆晶粒之結果所生成的金屬組織。所以，必須在某溫度下保持預定時間以上。滯留時間若低於t秒，就無法確保80.0%以上之熱軋鋼板中由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵。所以，令下限為t秒。另一方面，滯留時間並無上限，不過，超過10.0秒之滯留會產生像必須在熱軋輸送機台設置大規模的加熱裝置等情況而招致成本增加，故以10.0秒以下為佳。
使熱軋鋼板在600~650℃之溫度區內滯留t秒以上後，冷卻至600℃以下並在600℃以下進行捲取。捲取溫度(CT)若超過600℃，便會生成波來鐵而無法確保80.0%以上之變韌肥粒鐵。所以，令上限為600℃。冷卻停止溫度與捲取溫度幾乎相等。
經由發明人等精闢研討的結果得知，藉由將捲取溫度設定在100℃以下，較可提高經由其後之冷軋延、熱處理步驟等而生成之殘留沃斯田鐵的面積率。所以，宜將捲取溫度設定在100℃以下。捲取溫度之下限並無特別規定，惟在室溫以下之溫度進行捲取於技術上相當困難，故以室溫為實質下限。
[保持步驟]
在100℃以下之溫度區下進行捲取製成熱軋鋼板的情況下，可升溫至400℃以上且Al變態點以下之溫度區(第七溫度區)內並保持10秒以上且10小時以下。藉由此步驟，可將熱軋鋼板軟質化到可進行冷軋延的強度，故為適宜。該保持步驟不會損傷熱軋鋼板之微組織或提高經由冷軋延及熱處理步驟而生成之殘留沃斯田鐵之組織分率的效果。熱軋鋼板之保持可在大氣中、或氫氣環境中、或氮與氫的混合氣體環境中進行。
加熱溫度低於400℃時，無法獲得熱軋鋼板的軟質化效果。加熱溫度若超過Al變態點，便會損傷熱軋鋼板之微組織，進而無法生成用以獲得熱處理後之預定特性的微組織。升溫後的保持時間若低於10秒，便無法獲得熱軋鋼板的軟質化效果。
Al變態點可由熱膨脹試驗求得，例如，宜在1℃/s下加熱試樣，以由熱膨脹變化求得之沃斯田鐵體積率超過5%之溫度作為Al變態點。
[酸洗步驟]
[冷軋步驟]
將在600℃以下的溫度下捲取之熱軋鋼板卷回，施行酸洗以供於冷軋延。以酸洗除去熱軋鋼板表面的氧化物，以圖提升冷軋鋼板之化成處理性或鍍覆性。酸洗可為公知方法，可進行一次亦可分複數次進行。
將酸洗後的熱軋鋼板以累積軋縮率為40.0%以上 且80.0%以下的方式進行冷軋延。累積軋縮率低於40.0%時，很難維持冷軋鋼板形狀平坦，且會降低最終製品的延性，因此累積軋縮率係定在40.0%以上。理想為50.0%以上。此情況認為是因為例如當累積軋縮率不夠充分時，蓄積在鋼板內的應變會變得不均勻，將冷軋鋼板在退火步驟中從室溫加熱至低於Al變態點之溫度區時肥粒鐵會變混粒，再因該肥粒鐵之形態，於保持在退火溫度時使沃斯田鐵變混粒，結果就讓組織成不均勻。另一方面，累積軋縮率一旦超過80.0%，軋延荷重會過大而難以進行軋延。此外，肥粒鐵的再結晶變過剩而形成粗大的肥粒鐵，使肥粒鐵之面積率超過60.0%，令最終製品之擴孔性或彎曲性劣化。所以，將累積軋縮率定在80.0%以下。理想係定在70.0%以下。至於，軋延道次的次數及每道次的軋縮率無特別限定。在可確保累積軋縮率為40.0%以上且80.0%以下之範圍內適宜設定即可。
[退火步驟]
將冷軋步驟後的冷軋鋼板供於連續退火線，加熱至T1-50℃以上且960℃以下之溫度(第四溫度區)，實施退火。退火溫度若低於T1-50℃，作為金屬組織多邊形肥粒鐵會超過60.0%，無法確保預定量的變韌肥粒鐵及殘留沃斯田鐵。再者，在退火後的冷卻步驟中無法使Ti化合物析出至多邊形肥粒鐵中，多邊形肥粒鐵的加工硬化能降低且成形性降低。所以，將退火溫度定在T1-50℃以上。另一方面，無須規定上限，不過在執行上設定超過960℃，恐招致鋼板表面 生成瑕疵及鋼板在爐內斷裂，進而降低生產性，故以960℃為實質上限。
在退火步驟的保持時間係定在30秒以上且600秒以下。退火的保持時間若低於30秒，碳化物將無法充分溶解於沃斯田鐵，沃斯田鐵中之固溶碳的分布便無法均勻化，進而於退火後生成固溶碳濃度小的殘留沃斯田鐵。此種殘留沃斯田鐵對於加工的穩定性明顯很低，所以冷軋鋼板之擴孔性會降低。此外，保持時間一旦超過600秒，恐招致鋼板表面生成瑕疵及鋼板在爐內中斷裂，進而降低生產性，故以600秒為上限。
[第三冷卻步驟]
以控制多邊形肥粒鐵之面積率為目的，對退火步驟後的冷軋鋼板在1.0℃/s以上且10.0℃/s以下之冷卻速度下冷卻至600℃以上且720℃以下之溫度區(第五溫度區)內。冷卻停止溫度若低於600℃，從沃斯田鐵至肥粒鐵的變態便會延遲，令多邊形肥粒鐵少於40%。所以，冷卻停止溫度係定在600℃以上。到冷卻停止溫度為止的冷卻速度則定在1.0℃/s以上且10.0℃/s以下。若低於1.0℃/秒，肥粒鐵便會超過60.0%，故定在1.0℃/秒以上。在超過10.0℃/秒之冷卻速度下，從沃斯田鐵至肥粒鐵的變態會延遲，令肥粒鐵少於40.0%，故將冷卻速度定在10.0℃/秒以下。冷卻停止溫度若超過720℃，肥粒鐵便會超過60.0%，故將冷卻停止溫度定在720℃以下。
[熱處理步驟]
針對第三冷卻步驟後之冷軋鋼板，在10.0℃/s以上且60.0℃/s以下之冷卻速度下冷卻至150℃以上且500℃以下之溫度區(第六溫度區)內並保持30秒以上且600秒以下。亦可於再加熱至150℃以上且500℃以下之溫度區內以後保持30秒以上且600秒以下。
此步驟係使變韌肥粒鐵達30.0%以上、殘留沃斯田鐵達10.0%以上且麻田散鐵達15.0%以下的重要步驟。一旦冷卻速度低於10.0℃/s或冷卻停止溫度超過500℃，便會生成肥粒鐵而無法確保30.0%以上之變韌肥粒鐵。
此外，一旦冷卻速度超過60.0℃/s或冷卻停止溫度低於150℃，便會促進麻田散鐵變態，使麻田散鐵之面積率超過15%。所以，需在10.0℃/s以上且60.0℃/s以下之冷卻速度下冷卻至150℃以上且500℃以下之溫度區內。
然後，在該溫度區內保持30秒以上，藉此促進C擴散至鋼板之金屬組織中所含殘留沃斯田鐵中，提升殘留沃斯田鐵之穩定性，以可確保以面積率計達10.0%以上之殘留沃斯田鐵。另一方面，保持時間一旦超過600秒，恐招致鋼板表面生成瑕疵及鋼板在爐內中斷裂，進而降低生產性，因此以600秒為上限。
亦可在10.0℃/s以上且60.0℃/s以下之冷卻速度下冷卻至150℃以上且500℃以下之溫度區後，再加熱至150℃以上且500℃以下之溫度區，然後保持30秒以上且600秒以下。藉由再加熱，利用熱膨脹之體積變化導入晶格應變，再以此晶格應變促進C擴散至鋼板之金屬組織中所含沃 斯田鐵中，較可提升殘留沃斯田鐵之穩定性，因此藉由進行再加熱可進一步提升延伸率及擴孔。
熱處理步驟後因應需求捲取鋼板即可。如此一來便可製造本實施形態之冷軋鋼板。
以提升耐蝕性等為目的，可對熱處理步驟後的鋼板因應需求施行熔融鍍鋅。即使實施熔融鍍鋅，也可充分維持冷軋鋼板之強度、擴孔性、延性等。
此外，對於已實施熔融鍍鋅之鋼板，亦可因應需求在450℃以上且600℃以下之溫度範圍(第八溫度區)內進行熱處理作為合金化處理。合金化處理之溫度定為450℃以上且600℃以下之理由係因為在450℃以下進行合金化處理時會無法充分合金化。此外，若在600℃以上之溫度下進行熱處理，合金化會過度進行而使耐蝕性劣化所致。
至於，針對獲得的冷軋鋼板亦可實施表面處理。例如，可對獲得之冷軋鋼板適用電鍍、蒸鍍、鍍覆後之合金化處理、有機皮膜形成、膜層合、有機鹽類/無機鹽類處理及無鉻處理等表面處理。即使進行上述表面處理，依舊可充分維持均勻變形能及局部變形能。
此外，亦可因應需求對獲得之冷軋鋼板進行回火處理。回火條件可適宜決定，例如進行120~300℃下保持5~600秒之回火處理即可。藉由該回火處理，可製成回火麻田散鐵使麻田散鐵軟化。結果，可縮小屬主相之肥粒鐵及變韌鐵與麻田散鐵之間的硬度差，進一步提升擴孔性。該再加熱處理之效果藉由上述熔融鍍覆或合金化處理所用的 加熱等亦可取得。
藉由以上製造方法，可獲得具有下述特性之延性及擴孔性優異的高強度冷軋鋼板：拉伸強度980MPa以上、0.2%降伏強度600MPa以上、衝孔疲勞特性優異、總延伸率21.0%以上且擴孔性30.0%以上。
接下來針對本實施形態之熱軋鋼板加以說明。
本實施形態之熱軋鋼板係用來製造本實施形態之冷軋鋼板的熱軋鋼板。所以，與本實施形態之冷軋鋼板具有相同成分。
本實施形態之熱軋鋼板係金屬組織含有變韌肥粒鐵，且前述變韌肥粒鐵中由15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵面積率達80.0%以上。如前述，具有這項結晶方位特徵的變韌肥粒鐵中在晶粒內存有高密度的次晶界。在該等次晶界蓄積著冷軋延時導入至鋼組織內的差排。因此，曾經存在於熱軋鋼板的次晶界會在將冷軋鋼板進行退火步驟中成為再結晶肥粒鐵的成核部位，有助於退火組織之微細化，該再結晶肥粒鐵係生成在室溫至低於Al變態點之溫度區內。具有上述特徵的變韌肥粒鐵面積率若小於80.0%，退火組織將無法微細化，所以冷軋鋼板之降伏強度會降低。至於，比起高角度晶界，存在於熱軋鋼板的次晶界之移動度算非常小。所以，在Al變態點以下之溫度區內保持10小時以下時，次晶界不會發生顯著的減少。
基於以上理由，使用該熱軋鋼板進行上述保持步驟以 後的步驟，可獲得具有預定組織、特性之本實施形態的冷軋鋼板。
此外，本實施形態之熱軋鋼板可藉由進行上述本實施形態之鋼板(冷軋鋼板)之製造方法中直到捲取步驟之程序而獲得。
實施例
接下來說明本發明之實施例。惟，實施例之條件係用以確認本發明之可實施性及效果所採用的一條件例，本發明不受此一條件例限定。本發明可在不脫離本發明主旨並得以達成本發明目的之前提下採用各種條件。
將具有表1-1~1-3中所示成分組成A~CL之鑄造鋼胚於鑄造後直接加熱或暫時冷卻後加熱至1100~1300℃的溫度，再以表2-1~2-12、表3-1~3-20中所示條件實施熱軋延、捲取而獲得熱軋鋼板。於部分熱軋鋼板有實行熱軋板退火。
再對該等熱軋鋼板進行保持、退火、熱處理等而獲得冷軋鋼板。針對部分冷軋鋼板在上述條件範圍內進一步進行回火、熔融鍍鋅、合金化處理中之1項以上處理。
從捲取後之熱軋鋼板採取試樣，調查波來鐵之連結性E值以及變韌肥粒鐵中由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵之面積率。此外，從冷軋鋼板採取試樣，評估：金屬組織中多邊形肥粒鐵、變韌肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、麻田散鐵之面積率；殘留沃斯田鐵中長寬比2.0以下、長軸長度1.0μm以下且短軸長度1.0μm以下的殘留沃斯田鐵比率； 變韌肥粒鐵中長寬比1.7以下且由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵比率；以及麻田散鐵、變韌肥粒鐵及殘留沃斯田鐵之連結性D值。又，就冷軋鋼板之機械特性以下述方法評估0.2%降伏強度、拉伸強度、延伸率、擴孔率、衝孔疲勞特性。
關於金屬組織之評估係以上述方法進行。
關於0.2%降伏強度、拉伸強度、延伸率係沿鋼板軋延方向直角採取一JIS5號試驗片，依據JIS Z 2242進行拉伸試驗，測出0.2%降伏強度(YP)、拉伸強度(TS)及總延伸率(El)。關於擴孔率(λ)則係依照日本工業規格JISZ2256記載之擴孔試驗方法進行評估。
又，衝孔疲勞特性係以下述方法評估。即，以應力負擔方向與軋延方向呈平行的方式製作平行部的寬20mm、長40mm且包含夾扣部之全長220mm的試驗片，並在餘隙12.5%之條件下於平行部中央衝孔出一直徑10mm之孔隙。再來，對上述試驗片間歇性地重複施予預先已以JIS5號試驗片作過評估之各試樣之拉伸強度40%的拉伸應力，並評估至斷裂發生為止的重複次數。至於，重複次數超過105次之情況可判斷為衝孔疲勞特性充分。
結果顯示於表2-1~3-20。
表2-1~3-20中之(A)~(C)為退火板之組織，(D)~(E)為熱軋鋼板之組織。又，(A)係「殘留沃斯田鐵中長寬比2.0以下、長軸長度1.0μm以上且短軸長度1.0μm以下的殘 留沃斯田鐵比率(%)」，(B)係「長寬比1.7以下且變韌肥粒鐵中由15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵比率(%)」，(C)係「麻田散鐵、變韌肥粒鐵與殘留沃斯田鐵之連結性D值」、(D)係「變韌肥粒鐵中由15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵之面積率(%)」，(E)係「波來鐵之連結性E值」。
從表1-1~3-20可知，本發明例在冷軋鋼板具有下述特性：拉伸強度980MPa以上、0.2%降伏強度600MPa以上、總延伸率21.0%以上且擴孔性30.0%以上。此外，衝孔疲勞特性以至斷裂發生為止之重複次數計為1.0×105(表中顯示為1.0E+05)次以上，相當優異。
另一方面，成分、組織、製造方法中任一項以上在本發明範圍外的比較例皆有機械特性之任1個以上未達目標值。
惟，製造No.AR-3、P-4、V-4、BF-4雖有獲得良好的機械特性，但製造方法不盡理想，因此屬招致鋼板表面上生成瑕疵及鋼板在爐內斷裂而降低生產性之例。
此外，例如製造No.Q-2、製造No.AN-2係因為第一冷卻速度太快，在表層及板厚方向上自表層起算200μm之範圍內麻田散鐵比率超過10%，而使板厚方向之組織變不均、降低成形性之例。又，製造No.R-2、製造No.AX-2係因為冷軋延的累積軋縮率低、在退火溫度下予以保持時沃斯田鐵變混粒，結果使肥粒鐵也變混粒而在拉伸變形時因為超過 15μm之粗大肥粒鐵比其它小於5μm之微細肥粒鐵更先降伏，引發微型的塑性不穩定，使總延伸率降低之例。再者，製造No.T-2、製造No.AU-2係因為退火時間短、碳化物於沃斯田鐵之溶解不夠充分，而使殘留沃斯田鐵中之平均碳濃度低於0.5%，降低對於加工之穩定性，使擴孔性降低之例。又，製造No.X-2、製造No.BA-4係因為滯留時間短，熱軋時變韌肥粒鐵中由15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵之面積率變低，因而使退火後之組織無法微細化，迫使降伏強度降低之例。此外，製造No.BD-2、製造No.F-3係因為1000~1150℃之累積軋縮率低，在粗軋中之素材板厚1/4位置上形成超過250μm之沃斯田鐵粒，而在退火後之冷軋鋼板板厚1/4位置上有超過15μm的粗大肥粒鐵形成為帶狀，造成總延伸率及擴孔性降低之例。又，製造No.L-2、BH-3係因為精整軋延溫度低，於精整軋延後板厚1/4位置上的沃斯田鐵晶粒粗大化，而在退火後之冷軋鋼板板厚1/4位置上有超過15μm的粗大肥粒鐵形成為帶狀，造成總延伸率及擴孔性降低之例。
另外，關於本發明例，自上述表層起計200μm範圍內的麻田散鐵比率小於10%，肥粒鐵粒徑在15μm以下且殘留沃斯田鐵中之平均碳濃度達0.5%以上。
產業上之可利用性
依據本發明，可提供一種適合作為汽車等構造構件之拉伸強度980MPa以上、0.2%降伏強度600MPa以上且衝孔疲勞特性、延伸率及擴孔性優異的高強度冷軋鋼板及 其製造方法。

Claims (12)

  1. 一種冷軋鋼板，特徵在於其化學組成以質量%計含有：C：0.100%以上且低於0.500%、Si：0.8%以上且低於4.0%、Mn：1.0%以上且低於4.0%、P：低於0.015%、S：低於0.0500%、N：低於0.0100%、Al：低於2.000%、Ti：0.020%以上且0.150%以下Nb：0%以上且低於0.200%、V：0%以上且低於0.500%、B：0%以上且低於0.0030%、Mo：0%以上且低於0.500%、Cr：0%以上且低於2.000%、Mg：0%以上且低於0.0400%、Rem：0%以上且低於0.0400%、及Ca：0%以上且低於0.0400%，並且，剩餘部分為鐵及雜質，Si與Al之含量合計為1.000%以上；前述鋼板的金屬組織以面積率計含有多邊形肥粒鐵40.0%以上且低於60.0%、變韌肥粒鐵30.0%以上、殘留沃斯田鐵10.0%以上且25.0%以下及麻田散鐵15.0%以 下，前述殘留沃斯田鐵中，長寬比2.0以下、長軸長度1.0μm以下且短軸長度1.0μm以下的殘留沃斯田鐵比率達80.0%以上，前述變韌肥粒鐵中，長寬比1.7以下且由結晶方位差15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵比率達80.0%以上，前述麻田散鐵、前述變韌肥粒鐵與前述殘留沃斯田鐵之連結性D值為0.70以下；並且，具有拉伸強度為980MPa以上、0.2%降伏強度為600MPa以上、總延伸率為21.0%以上且擴孔率為30.0%以上之特性，前述連結性D值係以下述求得：關於5視野，使用FE-SEM，在平行於軋延方向的剖面沿著與1/4厚之前述軋延方向平行的方向取得35μm之範圍的電子穿隧效應對比影像，且沿著與前述軋延方向呈直角的方向取得25μm之範圍的電子穿隧效應對比影像，於取得之影像上以1μm間隔勾勒出24條平行於前述軋延方向的線條，求出所有微組織之界面與平行於前述軋延方向的線條之交叉點數量，前述交叉點中，在算出平行於前述軋延方向的線條與前述麻田散鐵、前述變韌肥粒鐵、或前述殘留沃斯田 鐵之硬質組織彼此之界面的交叉點比例時，前述5視野中，平行於前述軋延方向的線條與前述硬質組織彼此之界面的交叉點比例的平均值為該連結性D值。
  2. 如請求項1之冷軋鋼板，其中前述連結性D值為0.50以下，前述擴孔率為50.0%以上。
  3. 如請求項1或2之冷軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有下述元素之1種或2種以上：Nb：0.005%以上且低於0.200%、V：0.010%以上且低於0.500%、B：0.0001%以上且低於0.0030%、Mo：0.010%以上且低於0.500%、Cr：0.010%以上且低於2.000%、Mg：0.0005%以上且低於0.0400%、Rem：0.0005%以上且低於0.0400%、及Ca：0.0005%以上且低於0.0400%。
  4. 一種熱軋鋼板，係用於製造如請求項1至3中任一項之冷軋鋼板者，其特徵在於其化學組成以質量%計含有：C：0.100%以上且低於0.500%、Si：0.8%以上且低於4.0%、Mn：1.0%以上且低於4.0%、P：低於0.015%、S：低於0.0500%、N：低於0.0100%、 Al：低於2.000%、Ti：0.020%以上且低於0.150%、Nb：0%以上且低於0.200%、V：0%以上且低於0.500%、B：0%以上且低於0.0030%、Mo：0%以上且低於0.500%、Cr：0%以上且低於2.000%、Mg：0%以上且低於0.0400%、Rem：0%以上且低於0.0400%、及Ca：0%以上且低於0.0400%，並且，剩餘部分為鐵及雜質，Si與Al之含量合計為1.000%以上；前述鋼板的金屬組織含有變韌肥粒鐵，前述變韌肥粒鐵中由15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵之面積率為80.0%以上，波來鐵之連結性E值為0.40以下，前述連結性E值係以下述求得：關於5視野，使用FE-SEM，在平行於軋延方向的剖面於1/4厚沿著與前述軋延方向平行的方向取得35μm之範圍的2次電子像，且沿著與前述軋延方向呈直角的方向取得25μm之範圍的2次電子像，於取得之影像上以5μm間隔勾勒出6條平行於前述軋延方向的線條， 求出所有微組織之界面與前述線條之交叉點數量，在將平行於前述軋延方向的線條與波來鐵鄰接之界面的交叉點數量除以所有交叉點數量，算出波來鐵的界面比例時，前述5視野中，前述波來鐵之界面比例的平均值為該連結性E值。
  5. 一種冷軋鋼板之製造方法，特徵在於具有以下步驟：鑄造步驟，係鑄造下述鋼塊或鋼胚，其化學組成含有C：0.100%以上且低於0.500%、Si：0.8%以上且低於4.0%、Mn：1.0%以上且低於4.0%、P：低於0.015%、S：低於0.0500%、N：低於0.0100%、Al：低於2.000%、Ti：0.020%以上且低於0.150%Nb：0%以上且低於0.200%、V：0%以上且低於0.500%、B：0%以上且低於0.0030%、Mo：0%以上且低於0.500%、Cr：0%以上且低於2.000%、Mg：0%以上且低於0.0400%、Rem：0%以上且低於0.0400%、及Ca：0%以上且低於0.0400%，並且剩餘部分為鐵及雜質，且Si與Al之含量合計為1.000%以上；熱軋步驟，包含粗軋步驟及精整軋延步驟，該粗軋步驟係在1000℃以上且1150℃以下之第一溫度區中，對前述鋼塊或鋼胚施行合計40%以上之軋縮，該精整軋延步驟係令由下述式(1)中所具成分決定之溫度為T1時，令T1℃以上且T1+150℃以下之第二溫度區中的軋縮率合計為50%以上，並且在T1-40℃以上的溫度下結束熱軋 而獲得熱軋鋼板；第一冷卻步驟，係在20℃/s以上且80℃/s以下之冷卻速度下將前述熱軋步驟後之熱軋鋼板冷卻至600~650℃之第三溫度區；滯留步驟，係使前述第一冷卻步驟後之前述熱軋鋼板在600~650℃之第三溫度區滯留t秒以上且10.0秒以下，且該t秒係按下述式(2)規定之時間；第二冷卻步驟，係將前述滯留步驟後之前述熱軋鋼板冷卻至600℃以下；捲取步驟，係在600℃以下將前述熱軋鋼板以可達下述條件進行捲取而獲得熱軋鋼板：在捲取後之鋼板的微組織中波來鐵之連結性E值為0.40以下，且變韌肥粒鐵中由15°以上之晶界包圍之區域的結晶方位差平均值為0.5°以上且小於3.0°的變韌肥粒鐵比率達80.0%以上；酸洗步驟，係將前述熱軋鋼板予以酸洗；冷軋步驟，係對前述酸洗步驟後之前述熱軋鋼板以累積軋縮率為40.0%以上且80.0%以下的方式進行冷軋而獲得冷軋鋼板；退火步驟，係將前述冷軋步驟後之冷軋鋼板升溫至T1-50℃以上且960℃以下之第四溫度區並在前述第四溫度區內保持30~600秒；第三冷卻步驟，係在1.0℃/s以上且10.0℃/s以下之冷卻速度下將前述退火步驟後之前述冷軋鋼板冷卻至 600℃以上且720℃以下之第五溫度區；及熱處理步驟，係在10.0℃/s以上且60.0℃/s以下之冷卻速度下冷卻至150℃以上且500℃以下之第六溫度區並保持30秒以上且600秒以下；T1(℃)=920+40×C2-80×C+Si2+0.5×Si+0.4×Mn2-9×Mn+10×Al+200×N2-30×N-15×Ti...式(1) t(秒)=1.6+(10×C+Mn-20×Ti)/8...式(2)式中之元素記號係表示元素以質量%計之含量。
  6. 如請求項5之冷軋鋼板之製造方法，其中前述捲取步驟係在100℃以下捲取前述鋼板。
  7. 如請求項6之冷軋鋼板之製造方法，其在前述捲取步驟與前述酸洗步驟之間具有保持步驟，該保持步驟係將前述熱軋鋼板升溫至400℃以上且Al變態點以下之第七溫度區並保持10秒以上且10小時以下。
  8. 如請求項5至7中任一項之冷軋鋼板之製造方法，其中前述熱處理步驟係在前述冷軋鋼板冷卻至第六溫度區後且在保持1秒以上之前進行再加熱至150℃以上且500℃以下之溫度區。
  9. 如請求項5至7中任一項之冷軋鋼板之製造方法，其在前述熱處理步驟後更具有鍍覆步驟，該鍍覆步驟係對前述冷軋鋼板施行熔融鍍鋅。
  10. 如請求項8之冷軋鋼板之製造方法，其在前述熱處理步驟後更具有鍍覆步驟，該鍍覆步驟係對前述冷軋鋼板施行熔融鍍鋅。
  11. 如請求項9之冷軋鋼板之製造方法，其在前述鍍覆步驟後具有合金化處理步驟，該合金化處理步驟係在450℃以上且600℃以下之第八溫度區下進行熱處理。
  12. 如請求項10之冷軋鋼板之製造方法，其在前述鍍覆步驟後具有合金化處理步驟，該合金化處理步驟係在450℃以上且600℃以下之第八溫度區下進行熱處理。
TW105105456A 2015-02-24 2016-02-24 冷軋鋼板及其製造方法 TWI592500B (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015034234 2015-02-24
JP2015034137 2015-02-24
JP2015139687 2015-07-13
JP2015139888 2015-07-13

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201641708A TW201641708A (zh) 2016-12-01
TWI592500B true TWI592500B (zh) 2017-07-21

Family

ID=56788888

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW105105456A TWI592500B (zh) 2015-02-24 2016-02-24 冷軋鋼板及其製造方法

Country Status (11)

Country Link
US (1) US10876181B2 (zh)
EP (1) EP3263733B1 (zh)
JP (1) JP6791838B2 (zh)
KR (1) KR101988148B1 (zh)
CN (1) CN107429369B (zh)
BR (1) BR112017017134A2 (zh)
ES (1) ES2770038T3 (zh)
MX (1) MX2017010754A (zh)
PL (1) PL3263733T3 (zh)
TW (1) TWI592500B (zh)
WO (1) WO2016136810A1 (zh)

Families Citing this family (41)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA3026506A1 (en) 2016-05-10 2017-11-16 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
TWI613300B (zh) * 2016-09-06 2018-02-01 新日鐵住金股份有限公司 高強度冷軋鋼板
WO2018088421A1 (ja) * 2016-11-10 2018-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法
WO2018151333A1 (ja) * 2017-02-20 2018-08-23 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体
JP6409991B1 (ja) 2017-04-05 2018-10-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2018186335A1 (ja) * 2017-04-05 2018-10-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2018189950A1 (ja) * 2017-04-14 2018-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
TWI640639B (zh) * 2017-11-02 2018-11-11 中國鋼鐵股份有限公司 雙相鋼材及其製造方法
CN111344423B (zh) 2017-11-15 2022-07-22 日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板
US11512359B2 (en) 2017-11-24 2022-11-29 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet and method for producing same
BR112020008449A2 (pt) * 2017-11-24 2020-10-20 Nippon Steel Corporation chapa de aço laminada a quente e método para produção da mesma
WO2019131188A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6901417B2 (ja) * 2018-02-21 2021-07-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
CN111971408B (zh) * 2018-03-30 2021-10-29 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
TWI650434B (zh) * 2018-03-30 2019-02-11 日商新日鐵住金股份有限公司 鋼板
WO2019186989A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 日本製鉄株式会社 鋼板
CN109576579A (zh) 2018-11-29 2019-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高扩孔率和较高延伸率的980MPa级冷轧钢板及其制造方法
WO2020203159A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
KR102597736B1 (ko) * 2019-03-29 2023-11-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
US20220119909A1 (en) * 2019-04-11 2022-04-21 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method for producing same
CN110117755B (zh) * 2019-05-21 2020-11-03 安徽工业大学 一种980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法
US12054800B2 (en) * 2019-05-31 2024-08-06 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping
EP4018005A1 (en) * 2019-08-19 2022-06-29 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
KR102264344B1 (ko) * 2019-09-30 2021-06-11 현대제철 주식회사 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
US20220333221A1 (en) * 2019-10-10 2022-10-20 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and method for producing same
EP4092146A4 (en) * 2020-01-14 2022-11-30 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING IT
RU2749411C1 (ru) * 2020-07-08 2021-06-09 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства холоднокатаного горячеоцинкованного проката из стали с двухфазной феррито-мартенситной структурой
MX2023011189A (es) 2021-04-02 2023-10-02 Nippon Steel Corp Lamina de acero y metodo de produccion de la misma.
CN116997669A (zh) 2021-04-02 2023-11-03 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
KR20230014121A (ko) * 2021-07-20 2023-01-30 주식회사 포스코 구멍확장성 및 연성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20240075851A (ko) * 2022-01-28 2024-05-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 아연 도금 강판 및 부재, 그리고, 그것들의 제조 방법
WO2023145146A1 (ja) * 2022-01-28 2023-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023189175A1 (ja) 2022-03-31 2023-10-05 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板及びホットスタンプ成形体
CN115369320B (zh) * 2022-08-10 2023-07-25 北京科技大学 一种海洋装备用高性能低密度薄板及其制备方法
CN115637390B (zh) * 2022-11-07 2023-07-14 鞍钢股份有限公司 一种短流程冷轧dh980钢板及其生产方法
WO2024105998A1 (ja) * 2022-11-16 2024-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2024105999A1 (ja) * 2022-11-16 2024-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2024157551A1 (ja) * 2023-01-26 2024-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
CN116716546A (zh) * 2023-05-30 2023-09-08 鞍钢股份有限公司 汽车用多用途高强钢及其制备方法

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5397569A (en) 1977-02-02 1978-08-25 Zennou Haipatsuku Kk Packaging container and method of producing same
JPS548383A (en) 1977-06-20 1979-01-22 Babcock Hitachi Kk Air transportation machine with device for preventing adhesion of pulverulent body
JPS5589893A (en) 1978-12-27 1980-07-07 Casio Computer Co Ltd Tone generating system in electronic musical instrument
JP4165272B2 (ja) 2003-03-27 2008-10-15 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4473588B2 (ja) 2004-01-14 2010-06-02 新日本製鐵株式会社 めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法
DE602005013442D1 (de) 2004-04-22 2009-05-07 Kobe Steel Ltd Hochfestes und kaltgewaltzes stahlblech mit hervorragender verformbarkeit und plattiertes stahlblech
JP4692259B2 (ja) * 2005-12-07 2011-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
AU2009229885B2 (en) * 2008-03-27 2011-11-10 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet which have excellent formability and weldability, and methods for manufacturing the same
JP5549238B2 (ja) * 2010-01-22 2014-07-16 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5883211B2 (ja) 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5589893B2 (ja) 2010-02-26 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5488129B2 (ja) 2010-03-31 2014-05-14 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5798740B2 (ja) 2010-12-08 2015-10-21 新日鐵住金株式会社 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
ES2655939T3 (es) 2011-03-28 2018-02-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero laminada en caliente y método de producción de la misma
EP2942416B1 (en) * 2011-03-31 2017-06-07 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheet with excellent workability and manufacturing process therefor
CA2832176C (en) 2011-04-21 2016-06-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength cold-rolled steel sheet having excellent uniform elongation and hole expandability and manufacturing method thereof
MX339616B (es) 2011-05-25 2016-06-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Laminas de acero laminadas en caliente y proceso para la produccion de las mismas.
PL2730672T3 (pl) 2011-07-06 2018-07-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na zimno
EP2765212B1 (en) * 2011-10-04 2017-05-17 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
IN2014DN07404A (zh) * 2012-02-22 2015-04-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
BR112015024840B1 (pt) 2013-04-15 2020-03-31 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente
JP6221424B2 (ja) 2013-07-04 2017-11-01 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5821912B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5821911B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20170106414A (ko) 2017-09-20
CN107429369A (zh) 2017-12-01
PL3263733T3 (pl) 2020-07-13
MX2017010754A (es) 2017-11-28
TW201641708A (zh) 2016-12-01
EP3263733A1 (en) 2018-01-03
EP3263733A4 (en) 2018-11-14
ES2770038T3 (es) 2020-06-30
JPWO2016136810A1 (ja) 2017-10-19
US10876181B2 (en) 2020-12-29
BR112017017134A2 (pt) 2018-04-03
KR101988148B1 (ko) 2019-06-12
US20180023155A1 (en) 2018-01-25
EP3263733B1 (en) 2020-01-08
JP6791838B2 (ja) 2020-11-25
CN107429369B (zh) 2019-04-05
WO2016136810A1 (ja) 2016-09-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI592500B (zh) 冷軋鋼板及其製造方法
JP6048580B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP6358407B2 (ja) 鋼板及びめっき鋼板
TWI509084B (zh) Hot rolled steel sheet and method of manufacturing the same
JP6354268B2 (ja) 打抜き穴広げ性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
US20180100213A1 (en) Hot-rolled steel sheet and method for producing the same
JP6822488B2 (ja) 鋼板
CN113383097B (zh) 钢板、钢板的制造方法及镀层钢板
JP2017048412A (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
CN113840934A (zh) 高强度构件、高强度构件的制造方法和高强度构件用钢板的制造方法
US12215402B2 (en) Hot-rolled steel sheet
CN112955575A (zh) 高强度构件、高强度构件的制造方法和高强度构件用钢板的制造方法
CN116096514A (zh) 热轧钢板
CN115943224B (zh) 热轧钢板
WO2020209149A1 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
CN116113716B (zh) 热轧钢板
TW201804005A (zh) 熔融鍍鋅鋼板
TWI522478B (zh) 熱成形構件及其製造方法
CN114945690B (zh) 钢板及其制造方法
WO2023037878A1 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
US20240209470A1 (en) Hot-rolled steel sheet
TW201812052A (zh) 高強度冷軋鋼板
JP2016125116A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees