TWI629363B

TWI629363B - Steel plate

Info

Publication number: TWI629363B
Application number: TW106103454A
Authority: TW
Inventors: 中野克哉; 林邦夫; 戶田由梨; 櫻田榮作; 上西朗弘
Original assignee: 新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2017-02-02
Filing date: 2017-02-02
Publication date: 2018-07-11
Also published as: TW201829791A

Abstract

一種鋼板，其具有預定之化學組成與下述表示之金屬組織：以面積分率計，肥粒鐵：30%~50%、粒狀變韌鐵：5%~20%、麻田散鐵：30%~55%、變韌鐵：低於35%、及殘留沃斯田鐵及波來鐵：合計10%以下。較佳的是，鋼板之拉伸強度在1180MPa以上、拉伸性在10%以上，且擴孔值在20%以上。更佳的是，令厚度為t(mm)時之VDA彎角是在「7.69t ²-38.4t+109」以上。

Description

鋼板

本發明是有關一種適用於汽車零件之鋼板。

為了抑制源自於汽車之二氧化碳廢氣的排出量，使用了高強度鋼板之汽車車體持續向輕量化發展。又，為了確保搭乘者之安全性，也多半於車體使用高強度鋼板。為了使車體朝向更輕量化發展，更進一步的強度提高是重要的。其中一方面，視車體之零件而異，而被要求有優良的成形性。例如，對骨架系供零件用之高強度鋼板，就被要求有優良的伸長性及擴孔性。

但是，強度提高與成形性提高二者兼得是困難的。

例如，專利文獻1中記載為了強度及加工性兼得，控制由肥粒鐵及麻田散鐵構成之鋼板的奈米硬度分布。專利文獻1中，就加工性之評價，亦記載有模擬了伸長凸緣成形之側向彎曲試驗。但是，並沒有有關彎曲性之記載。

專利文獻2中記載之鋼板是以麻田散鐵組織作為主相，強度及彎曲性雖然優異，但缺少延展性，而在壓製成形時可能發生裂痕。

延展性優良鋼板，存在有，例如，專利文獻3中記載之含有殘留沃斯田鐵之TRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼。在TRIP鋼中，在成形時會使得鋼中存在之殘留沃斯田鐵變態成為麻田散鐵，藉此方式得到優良延展性。但是，成形時，由殘留沃斯田鐵變態而得到麻田散鐵是硬質性，容易成為龜裂之起點，也是擴孔性或彎曲性劣化的原因。 [先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]：日本特開2011-144409號公報 [專利文獻2]：日本專利特公平7-74412號公報 [專利文獻3]：日本特開10-130776號公報

本發明之目的係在提供一種具有高強度且可以獲得優良的伸長性及擴孔性的鋼板。

為了解決上述課題，本發明者等進行專心研討。其結果判斷出下述情事是重要的：肥粒鐵之面積分率為30%~50%、麻田散鐵之面積分率為30%~55%、粒狀變韌鐵之面積分率為5%~20%、變韌鐵之面積分率為低於35%、殘留沃斯田鐵及波來鐵之面積分率合計在10%以下。回火麻田散鐵是被包含在麻田散鐵中。粒狀變韌鐵主要是由差排密度低之變韌肥粒鐵所構成，且幾乎不含有硬質雪明碳鐵，因此，其是比肥粒鐵更硬，比變韌鐵及麻田散鐵為柔軟。據此，粒狀變韌鐵表現出比變韌鐵及麻田散鐵鐵更為優異的性。再者，粒狀變韌鐵是比肥粒鐵硬，但比變韌鐵及麻田散鐵軟，因此，擴孔加工之際，可抑制自肥粒鐵與麻田散鐵或變韌鐵之界面發生有空隙。

本案之發明者們根據這些知識見解更進行了深入的研究，因而想到以下所示之發明各種態樣。

(1)一種鋼板，其特徵在於：其以質量%計具有以下表示之化學組成： C：0.09%~0.15%， Si：0.2%~2.5%， Al：0.01%~1.00%， Mn：1.0%~3.0%， P：0.02%以下， S：0.01%以下， N：0.007%以下， O：0.006%以下， Cr：0.00%~1.00%、 Mo：0.00%~1.00%， B：0.0000%~0.010%， Nb：0.000%~0.30%， Ti：0.000%~0.30%， Ni：0.00%~1.00%， Cu：0.00%~1.00%，V：0.000%~0.50%，Ca：0.0000%~0.04%，Mg：0.0000%~0.04%，REM：0.0000%~0.04%，及剩餘部分：Fe及雜質；並且該鋼板以面積分率計具有以下表示之金屬組織：肥粒鐵：30%~50%，粒狀變韌鐵：5%~20%，麻田散鐵：30%~55%，變韌鐵：低於35%，及殘留沃斯田鐵及波來鐵：合計在10%以下。

(2)如(1)所記載之鋼板，其特徵在於：拉伸強度在1180MPa以上，伸長性在10%以上，且擴孔值在20%以上。

(3)如(1)或2所記載之鋼板，其特徵在於：令厚度為t(mm)時之VDA彎角是在「7.69t²-38.4t+109」以上。

(4)如(1)~(3)中任一項所記載之鋼板，其特徵在於：於表面具有熔融鍍鋅層。

(5)如(1)~(3)中任一項所記載之鋼板，其特徵在於：於表面具有合金化熔融鍍鋅層。

依據本發明，由於在金屬組織中含有適當面積分率的粒狀變韌鐵等，故可獲得高強度，優良伸長性及擴孔性。

較佳實施例之詳細說明以下，就本發明實施形態作說明。

首先，說明本實施形態之鋼板的金屬組織。詳細係如後所述者，但本發明實施形態之鋼板是經過鋼之熱軋、冷軋、退火、回火等而被製造的。因此，鋼板之金屬組織不僅考量了鋼板之特性，也考量了其等處理中的相變態等。本實施形態之鋼板具有下述金屬組織：面積分率計，肥粒鐵：30%~50%、粒狀變韌鐵：5%~20%、麻田散鐵：30%~55%、變韌鐵：低於35%，且殘留沃斯田鐵及波來鐵：合計在10%以下。

(肥粒鐵：30%~50%) 肥粒鐵由於是軟質組織，故容易變形，有助於增高伸長性。肥粒鐵亦有助於由沃斯田鐵變成粒狀變韌鐵之相變態。肥粒鐵之面積分率若低於30%，則無得到足夠的拉伸性。再者，適當的粒狀變韌鐵面積分率是無法得到的。據此，肥粒鐵之面積分率是在30%以上，較佳是在35%以上。一方面，肥粒鐵面積分率若超過50%，要得到在1180MPa以上之拉伸強度是困難的。據此，肥粒鐵之面積分率是在50%以下，較佳是在45%以下。

(粒狀變韌鐵：5%~20%) 粒狀變韌鐵主要是由約10 ¹³m/m ³等級之差排密度低的變韌肥粒鐵所構成，且幾乎不含有硬質雪明碳鐵，因此，其是比肥粒鐵更硬，比變韌鐵為柔軟。因此，粒狀變韌鐵表現出比變韌鐵更為優異的伸長性。粒狀變韌鐵是比肥粒鐵硬，但比變韌鐵及麻田散鐵軟，因此，擴孔加工之際，可抑制自肥粒鐵與麻田散鐵之界面發生有空隙以及自肥粒鐵與變韌鐵之界面發生有空隙。粒狀變韌鐵之面積分率低於5%，就無法獲充分獲得此等效果。據此，粒狀變韌鐵之面積分率是在5%以上，較佳是在10%以上。一方面，粒狀變韌鐵之面積分率若超過20%，就無法充分獲得麻田散鐵，且得到1180MPa以上之拉伸強度則是困難的。據此，粒狀變韌鐵之面積分率是在20%以下，較佳是在15%以下。

(麻田散鐵：30%~55%) 麻田散鐵因差排密度高且為硬質組織，故有助於提升拉伸強度。麻田散鐵之面積分率若低於30%，就無法得到1180MPa以上之拉伸強度。據此，麻田散鐵之面積分率是在30%以上，較佳是在35%以上。一方面，麻田散鐵之面積分率若超過55%超，就無法得到足夠的伸長性。據此，麻田散鐵之面積分率是在55%以下，較佳是在50%以下。淬火狀態下麻田散鐵及回火麻田散鐵是屬於麻田散鐵。即，麻田散鐵之面積分率是淬火麻田散鐵之面積分率及回火麻田散鐵之面積分率的合計。得到回火麻田散鐵之方法並不受到限定，回火麻田散鐵可以是冷卻中自動回火所得到者，也可以是連續退火後之回火熱處理所得到者。

(變韌鐵：低於35%) 變韌鐵主要是由約1.0×10 ¹⁴m/m ³之差排密度高之變韌肥粒鐵及硬質雪明碳鐵所構成，且有助於提升拉伸強度。但是，變韌鐵之面積分率若在35%以上，則比變韌鐵更能助於提高拉伸強度之麻田散鐵面積分率就不足，故要得到1180MPa以上拉伸強度是困難的。因此，變韌鐵之面積分率設在低於35%。

(殘留沃斯田鐵及波來鐵：合計在10%以下) 殘留沃斯田鐵在變形中加工引起變態而朝向麻田散鐵變態，因而具有優異的加工硬化及高的均勻伸長性。但是，加工誘發而得之麻田散鐵會使得擴孔性明顯地劣化。波來鐵由於含有硬質雪明碳鐵，在擴孔加工之際，會變成空隙發生之起點，擴孔性劣化。特別是，殘留沃斯田鐵及波來鐵之面積分率合計若超過10%，擴孔性明顯劣化。因此，殘留沃斯田鐵及波來鐵之面積分率下設在10%以下。

肥粒鐵、粒狀變韌鐵、麻田散鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵之鑑別及特定出面積分率可利用，例如，電子線背散射繞射(electron back scattering diffraction：EBSD)法，X線測定，或是掃描式電子顯微鏡(scanning electron microscope：SEM)來觀察。進行SEM觀察時，例如，使用硝太(Nital)試劑或里培拉(LePera)液腐蝕試料，以1000倍~50000倍之倍率觀察平行於在軋壓方向及厚度方向之截面及/或垂直於軋壓方向之截面。鋼板之金屬組織可以由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度1/4左右之區域的金屬組織作為代表。例如，鋼板之厚度若為1.2mm，則可用由鋼材表面起算之深度為0.3mm左右之區域的金屬組織作為代表。

肥粒鐵之面積分率，例如，可使用SEM觀察得到之電子通道化對比圖像來特定出。電子通道化對比圖像是以結晶粒內結晶方位差作為對比的差來表示，電子通道化對比圖像中對比均一之部分是肥粒鐵。在此方法中，例如，由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度之1/8至3/8之區域作為觀察對象。

殘留沃斯田鐵之面積分率可以，例如，用X線測定來特定出。在此方法中，例如，由鋼材表面起直到之該鋼板厚度之1/4為止之部分利用機械研磨及化學研磨予以除去，使用MoKα線作為特性X線。因此，利用下式，由體心立方晶格(bcc)相之(200)及(211)以及面心立方晶格(fcc)相之(200)、(220)及(311)之繞射峰積分強度比，算出殘留沃斯田鐵之面積分率。 Sγ＝(I _200f+I _220f+I _311f)/(I _200b+I _211b)×100 (Sγ為殘留沃斯田鐵之面積分率：I _200f、I _220f、I _311f分別表示fcc相之(200)、(220)、(311)之繞射峰強度；I _200b、I _211b分別表示bcc相之(200)、(211)之繞射峰強度。)

淬火麻田散鐵之面積分率可利用，例如，場致發射型掃描電子顯微鏡(field emission-scanning electron microscope：FE-SEM)觀察及X線測定來特定出。在此方法中，例如，由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度之1/8至3/8之區域作為觀察對象，來使用腐蝕用里培拉液。由於不能被里培拉液腐蝕之組織是淬火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵，故藉由自不能被里培拉液腐蝕區域的面積分率減去以X線測定所特定之殘留沃斯田鐵之面積分率Sγ，就可以特定出淬火麻田散鐵之面積分率。淬火麻田散鐵之面積分率可，例如，使用SEM觀察得到的電子通道化對比圖像，來特定出。電子通道化對比圖像中，差排密度高，在粒內帶有塊體(block)、小包(packet)等下部組織之區域是淬火麻田散鐵。回火麻田散鐵之面積分率是可，例如，利用FE-SEM觀察而特定出。在此方法中，例如，由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度之1/8至3/8之區域作為觀察對象，使用腐蝕用硝太試劑。因此，基於雪明碳鐵之位置及其變異性，鑑別出回火麻田散鐵。回火麻田散鐵含有在麻田散鐵長條狀（lath）內部中之雪明碳鐵。麻田散鐵針與雪明碳鐵之間結晶方位之關係為2種以上，故在回火麻田散鐵中所含有之雪明碳鐵具有多個變異。基於此種雪明碳鐵之位置及變異，可鑑別回火麻田散鐵，並特定出此等之面積分率。

變韌鐵是可，例如，利用FE-SEM觀察而特定出。在此方法中，例如，由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度之1/8至3/8之區域作為觀察對象，使用腐蝕用硝太試劑。此外，基於雪明碳鐵之位置及其變異性，鑑別出變韌鐵。變韌鐵含有上部變韌鐵與下部變韌鐵。上部變韌鐵含有位在長條狀（lath）之變韌肥粒鐵界面上之雪明碳鐵或殘留沃斯田鐵。下部變韌鐵含有位在長條狀之變韌肥粒鐵之內部的雪明碳鐵。變韌肥粒鐵與雪明碳鐵之間的結晶方位之關係為1種，因此在下部變韌鐵中含有的雪明碳鐵是具有相同的變異。基於此種雪明碳鐵之位置及變異，可鑑別變韌鐵，並特定出此等之面積分率。

波來鐵可例如，利用光學顯微鏡觀來鑑別，因而特定出其面積分率。在此方法中，例如，由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度之1/8至3/8之區域作為觀察對象，使用腐蝕用硝太試劑。光學顯微鏡觀察下顯示出暗對比之區域是波來鐵。

粒狀變韌鐵是利用習知之腐蝕法且使用掃描型電子顯微鏡之2次電子影像觀察，其要與肥粒鐵區別是困難的。本發明者經銳意檢討，其發現粒狀變韌鐵在粒內具有微小結晶方位差。因此，藉由檢測出晶粒內之微小結晶方位差，而可與肥粒鐵區別。在此，就粒狀變韌鐵之面積分率之具體的特定方法加以說明。在此方法中，例如，由鋼材表面起算之深度為該鋼板厚度之1/8至3/8之區域作為觀察對象，利用EBSD法，在該區域內之複數個處所(像素)之結晶方位以0.2μm之間隔加以測定，由其結果計算出GAM(顆粒平均錯誤方位(Grain Average Misorientation))值。在此計算中，相鄰像素間之結晶方位差在5°以上之情況，當作此等像素之間存在有晶界，計算被此等晶界所包圍之區域內相鄰像素間之結晶方位差，並求得該差之平均值。此平均值為GAM值。如此做，變韌肥粒鐵就檢測出具有微小結晶方位差。GAM值在0.5°以上之區域是屬於粒狀變韌鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵、波來鐵或麻田散鐵中任一者。因此，由GAM值在0.5°以上區域之面積分率，減去變韌鐵、回火麻田散鐵、波來鐵及麻田散鐵之合計面積分率而得的值，就是粒狀變韌鐵之面積分率。

其次，就本發明實施形態的鋼板及其製造上所使用之化學組成加以說明。如上所述，本發明實施形態之鋼板是鋼胚經熱軋、冷軋及退火等而製造的。因此，鋼板及鋼胚之化學組成不僅考量了鋼板之特性，也考量了其等處理而獲得的。以下說明中，在鋼板及鋼胚所含有的各個元素之含量的單位「%」，若沒有特別指明，均是指「質量%」。本實施形態中鋼板具有下列表示之化學組成：C：0.09%~0.15%、Si：0.2%~2.5%、Al：0.01%~1.00%、Mn：1.0%~3.0%、P：0.02%以下、S：0.01%以下、N：0.007%以下、O：0.006%以下、Cr：0.00%~1.00%、Mo：0.00%~1.00%、B：0.0000%~0.010%、Nb：0.000%~0.30%、Ti：0.000%~0.30%、Ni：0.00%~1.00%、Cu：0.00%~1.00%、V：0.000%~0.50%、Ca：0.0000%~0.04%、Mg：0.0000%~0.04%、REM：0.0000%~0.04%、及剩餘部分：Fe及雜質。雜質方面是，以礦石及廢料等的原材料中所含有者、或者在製造步驟中所含有者，來加以例示說明。

(C：0.09%~0.15%)

C是有助於拉伸強度增高。C含量是低於0.09%時，難以得到1180MPa以上拉伸強度。因此，C含量設在0.09%以上，較佳設在0.10%以上。一方面，C含量超過0.15%時，由於會抑制肥粒鐵之生成，無法得至足夠的伸長性。因此，C含量是在0.15%以下，較佳是在0.13%以下。

(Si：0.2%~2.5%) Si會抑制雪明碳鐵，助於粒狀變韌鐵之生成。粒狀變韌鐵是，多數個變韌肥粒鐵在其等界面所存在之差排回復而構成一塊的組織。因此，若在變韌肥粒鐵之界面存在有雪明碳鐵，在該處就不會生成粒狀變韌鐵。Si含量若低於0.2%時，雪明碳鐵會生成過多，就無法得到足夠的粒狀變韌鐵。因此，要將Si含量設在0.2%以上。一方面，Si含量若超過2.5%，則熱軋中易發生有鋼胚龜裂。因此，要將Si含量設在2.5%以下。

(Al：0.01%~1.00%) Al會抑制雪明碳鐵，助於粒狀變韌鐵之生成。粒狀變韌鐵是，多數個變韌肥粒鐵在其等界面所存在之差排回復而構成一塊的組織。因此，若在變韌肥粒鐵之界面存在有雪明碳鐵，在該處就不會生成粒狀變韌鐵。Al亦是作為脫氧劑上可以活用的元素。Al之含量若合計在低於0.01%時，雪明碳鐵會生成過多，就無法得到足夠的粒狀變韌鐵。因此，要將Al含量設在0.01%以上。一方面，Al含量若超過1.00%，則熱軋中易發生有鋼胚龜裂。再者，因Al系之粗大夾雜物的個數密度增大，而構成擴孔性劣化之原因。因此，要將Al含量設在1.00%以下。

(Mn：1.0%~3.0%) Mn在冷軋後後之連續退火或者鍍敷產線上的熱處理中，抑制肥粒鐵變態，有助於強度之提高。Mn含量合計低於1.0%時，肥粒鐵之面積分率就過高，難以得到1180MPa以上之拉伸強度。因此，要將Mn含量設在1.0%以上。Mn含量超過3.0%時，肥粒鐵之面積分率變得過少，而無法得到足夠之拉伸強度。因此，要將Mn含量設在3.0%以下。

(P：0.02%以下)

P並非必要元素，且例如，是作為鋼中的雜質而被含有。P會使擴孔性降低，會於鋼板板厚方向之中心偏析而使韌性降低，或會使熔接部脆化。因此，P含量愈低愈好。特別是，P含量若超過0.02%，則擴孔性顯著降低。因此，P含量是在0.02%以下，較佳是在0.01%以下。再者，在P含量的降低上需要成本，且欲降低到低於0.0001%時，會使成本顯著上升。

(S：0.01%以下)

S並非必要元素，且是例如，作為鋼中的雜質而被含有。S會使熔接性降低，會使鑄造時及熱軋時之製造性降低，或者形成粗大之MnS而會使擴孔性降低。因此，S含量愈低愈好。特別是，S含量若超過0.01%，熔接性之降低，製造性之降低與擴孔性之降低皆顯著。因此，S含量是在0.01%以下，較佳是在0.005%以下。再者，在S含量的降低上需要成本，且欲降低到低於0.0001%時，會使成本顯著上升。

(N：0.01%以下)

N並非必要元素，且是例如，作為鋼中的雜質而被含有。N形成粗大之氮化物。粗大之氮化物會造成彎曲性及擴孔性降低，進而，使熔接時發生有氣孔。因此，N含量愈低愈好。特別是，N含量若超過0.01%，則擴孔性顯著降低，氣孔發生是顯著的。因此，N含量是在0.01%以下，較佳是在0.008%以下。在N含量的降低上需要成本，且欲降低到低於0.0005%時，會使成本顯著上升。

(O：0.006%以下) O並非必要元素，且是例如，作為鋼中的雜質而被含有。O形成粗大之氧化物。粗大之氧化物會造成彎曲性及擴孔性降低，進而，使熔接時發生有氣孔。因此，O含量愈低愈好。特別是，O含量若超過0.006%，則擴孔性顯著降低，氣孔發生是顯著的。因此，O含量是在0.006%以下，較佳是在0.005%以下。在O含量的降低上需要成本，且欲降低到低於0.0005%時，會使成本顯著上升。

Cr、Mo、Ni、Cu、Nb、Ti、V、B、Ca、Mg及REM非必要元素，其等是在鋼板及鋼中有限度地適當調整預定量之任意元素。

(Cr：0.00%~1.00%、Mo：0.00%~1.00%、Ni：0.00%~1.00%、Cu：0.00%~1.00%) Cr、Mo，Ni及Cu冷軋後之退火或鍍敷之際，會抑制肥粒鐵變態，而有助於強度之增高。因此，亦可含有Cr、Mo，Ni或Cu或者其等的任意組合。為了得到足夠的此效果，較佳的是，Cr含量設在0.10%以上，Mo含量設在.0.01%以上，Ni含量設在0.05%以上，Cu含量設在0.05%以上。但是，Cr含量超過1.00%，或Mo含量是超過1.00%，或Ni含量是超過1.00%，或者Cu含量是超過1.00%時，肥粒鐵之面積分率變得過少，而無法得到足夠之伸長性。因此，Cr含量、Mo含量，Ni含量及Cu含量任一者皆被設在1.00%以下。即，較佳是符合Cr：0.10%~1.00%、Mo：0.01%~1.00%，Ni：0.05%~1.00%，或Cu：0.05%~1.00%，或者此等任意之組合。

(Nb：0.000%~0.30%、Ti：0.000%~0.30%、V：0.000%~0.50%) Nb，Ti及V藉由在冷軋後之退火步驟等中將沃斯田鐵細粒化來增加沃斯田鐵之晶界面積，促進肥粒鐵變態。因此，亦可含有Ni，Ti或V或者其等的任意組合。為得到足夠的此效果，較佳的是，Nb含量設在0.005%以上，Ti含量設在0.005%以上，V含量設在0.005%以上。但是，Nb含量是超過0.30%，Ti含量含量是超過0.30%，或V含量含量是超過0.50%，肥粒鐵之面積分率變得過多，而無法得到足夠之拉伸強度。因此，Nb含量設為0.30%以下，Ti含量設為0.30%以下，V含量設為0.50%以下。即，較佳是符合Nb：0.005%~0.30%，Ti：0.005%~0.30%，或V：0.005%~0.50%，或者此等任意之組合。

(B：0.0000%~0.010%) B是在冷軋後之退火等中在沃斯田鐵之晶界上偏析，並抑制肥粒鐵變態。因此，B亦可被包含於其中。為得到足夠的此效果，較佳的是，B含量設在0.0001%以上。但是，B含量若超過0.010%時，肥粒鐵之面積分率設得過低，而無法得到足夠的伸長性。因此，將B含量設為0.010%以下。即，較佳是B：0.0001%~0.010%來構成。

(Ca：0.0000%~0.04%、Mg：0.0000%~0.04%、REM：0.0000%~0.04%) Ca，Mg及REM是抑制氧化物及硫化物之形態，而助於擴孔性的增高。因此，亦可含有Ca，Mg或REM或者其等的任意組合。為得到足夠的此效果，較佳的是，Ca含量、Mg含量及REM含量任一者皆在0.0005%以上。但是，Ca含量若是超過0.04%，或Mg含量若超過0.04%，或REM含量若是超過0.04%，則會形成粗大氧化物而無法得到足夠擴孔性。因此，Ca含量、Mg含量及REM含量任一者皆設在0.04%以下，較佳是設在0.01%以下。即，較佳是符合Ca：0.0005%~0.04%，Mg：0.0005%~0.04%，或REM：0.0005%~0.04%，或者此等任意之組合。

REM是屬於Sc，Y及鑭系之元素合計17種元素的總稱，REM含量是此等元素合計之含量。REM是例如被包含在混合稀土金屬(mischmetal)內，REM之添加可為，例如，添加混合稀土金屬，或者添加金屬La，金屬Ce等金屬REM。

依據本實施形態可以得到下列彎曲性：例如，1180MPa以上之拉伸強度、10%以上之伸長性、20%以上之擴孔性、令厚度為t(mm)時的VDA彎角是在「7.69t ²-38.4t+109」以上之彎曲性。即，其可以得到高強度，優異拉伸性、擴孔性、彎曲性。此一鋼板是容易成形為例如汽車之骨架零件，且可確保衝撞時之安全性。

接下來說明本發明實施形態之鋼板之製造方法。在本發明之實施形態的鋼板製造方法中，是將具有上述化學組成之鋼胚依序進行熱軋、酸洗、冷軋及退火。

對先前鑄造上施行的製造方法並無特別限定。即，在由高爐或電爐等熔製之後，亦可接續進行各種二次精煉。又，亦可使用金屬廢料作為原料。

鑄造得到的鋼胚暫時地冷卻到低溫，之後，亦可再度加熱而供應至熱軋，亦可將鑄造而得之鋼胚連續地供給至熱軋。

熱軋是在1100℃以上之溫度開始，在Ar ₃點以上之溫度結束。冷軋則是設定軋縮率為30%以上80%以下。在退火時，保持在Ac ₁點以上Ac ₃點以下之最高加熱溫度達10秒以上，在其後冷卻中，自Ar ₃點起直到650℃為止之冷卻速度是設在0.5℃/秒以上50℃/秒以下，自650℃起直到450℃為止之冷卻速度是設在0.5℃/秒以上5℃/秒以下。

開始熱軋之溫度若低於1100℃，則會有無法使得Fe以外元素在Fe中充分固溶，會殘存在有粗大合金碳化物，熱軋中容易引起脆化。因此，熱軋是在1100℃以上之溫度開始。開始熱軋溫度為例如，鋼胚加熱溫度。作為鋼胚者可使用，例如，連續鑄造得到的鋼胚，薄鋼胚鑄造所作製之鋼胚。鋼胚亦可在鑄造後以保持在原先1100℃以上溫度狀態下供給至熱軋設備，亦可冷卻到低於1100℃之後再加熱而供給到熱軋設備。

讓熱軋終結之溫度在低於Ar ₃點時，沃斯田鐵及肥粒鐵會被包含在熱軋鋼板之金屬組織中，由於沃斯田鐵與肥粒鐵之間的機械特性不同，會在有冷軋之類的熱軋後處理上變得困難。因此，熱軋在Ar ₃點以上之溫度終結。熱軋在Ar ₃點以上之溫度終結時，可以比較地減輕熱軋中之軋壓荷重。

熱軋包含粗軋壓及最後軋壓，最後軋壓亦可將粗軋壓得到的多個鋼板經接合而成者，進行連續地軋壓。又，也可以在粗軋延板暫時捲取後，再進行最後軋延。捲取溫度設在500℃以上650℃以下。捲取溫度若超過650℃，則生產性劣化。因此，捲取溫度設在650℃以下。一方面，捲取溫度若低於500℃，熱軋鋼板之硬度過高，其後難以進行冷軋。因此，捲取溫度設在500℃以上。

如此方式製得之熱軋鋼板，為了去除表面氧化物，進行酸洗。酸洗進行1次或2次。藉由酸洗，去除熱軋鋼板之表面的氧化物，以增高化成處理性及鍍敷性。

要在冷軋之軋縮率低於30%的情況下，會有將冷軋鋼板的形狀保持成平坦是困難的，不能得到足夠之延展性。因此，冷軋之軋縮率設定在30%以上。一方面，冷軋之軋縮率若超過80%，軋壓荷重變得過大，冷軋變得困難。因此，冷軋之軋縮率設定在80%以上。

冷軋鋼板在連續退火產線或鍍敷產線上進行通板時之加熱速度並沒有特別的限制。

退火下，藉由Ac ₁點以上Ac ₃點以下之最高加熱溫度保持10秒，生成沃斯田鐵。沃斯田鐵，經過後冷卻而變態成肥粒鐵、粒狀變韌鐵或麻田散鐵。若保持溫度是在低於Ac ₁點，或者保持時間低於10秒時，無法生充分地形成沃斯田鐵。一方面，最高加熱溫度若超過Ac ₃點，則無法得到肥粒鐵，延展性不足。因此，最高加熱溫度是在Ac ₁點以上Ac ₃點以下，且保持時間是10秒以上。

在由最高加熱溫度開始之冷卻中，自Ar ₃點直到650℃為止之溫度域中的平均冷卻速度(第1平均冷卻速度)是設為0.5℃/秒~50℃/秒。平均冷卻速度若是低於0.5℃/秒，冷卻過程中會過度由沃斯田鐵生成肥粒鐵或波來鐵。此結果為，要確保充分麻田散鐵之面積分率變得困難，要得到1180MPa以上之拉伸強度變得困難。即使平均冷卻速度增大，雖不會有材質上問題，仍有平均冷卻速度過度升高，招致製造成本上昇，故平均冷卻速度設在50℃/秒以下。在冷卻方法中，亦可是軋壓冷卻、空氣冷卻或者水冷卻，或此等併用之任一者。

由650℃至450℃之平均冷卻速度(第2平均冷卻速度)設在0.5℃/秒~5℃/秒，可生成適當之面積分率的粒狀變韌鐵。如上所述粒狀，變韌鐵是，多數個變韌肥粒鐵在其等界面所存在之差排回復而構成一塊的組織。如此的差排回復在650℃以下之溫度範圍可使其發生。但是，在此溫度範圍中的冷卻速度超過5℃/秒時，就無法使差排充分地回復，而有粒狀變韌鐵之面積分率不足之情事。因此，宜將此一溫度範圍中的平均冷卻速度設在5℃/秒以下。一方面，若此溫度域中的冷卻速度是低於0.5℃/秒，粒狀變韌鐵及變韌鐵之面積分率就變得過多，得到拉伸強度在1180MPa以上是必要之麻田散鐵變得困難。因此，宜將此一溫度範圍中的平均冷卻速度設在0.5℃/秒以上。冷卻方法亦可是連續冷卻、傾斜冷卻或等溫保持或者此等之併用。

如此一來便可製造本發明實施形態之鋼板。

鋼板上亦可進行電氣鍍敷處理、蒸著鍍敷處理等鍍敷處理，更甚者，其亦可在鍍敷處理後進行合金化處理。鋼板亦可進行有機皮膜形成、薄膜積層、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等之表面處理。

在鋼板上進行作為鍍敷處理之熔融鍍鋅處理之情況下，例如，加熱或冷卻鋼板之溫度至其為下述溫度，並使鋼板通板鋅鍍敷浴，該溫度是一比鋅鍍敷浴之溫度更低40℃溫度以上之溫度且比鋅鍍敷浴之溫度更高50℃之溫度以下之溫度。藉由熔融鍍鋅處理，就可得到於表面具有熔融鍍鋅層之鋼板，即熔融鍍鋅鋼板。熔融鍍鋅層具有，例如，Fe：7質量%以上15質量%以下，及剩餘部分：Zn、Al及雜質表示之化學組成。

熔融鍍鋅處理後進行合金化處理時，例如，加熱熔融鍍鋅鋼板至460℃以上600℃以下之溫度。此溫度若低於460℃，則合金化不足。此溫度若超過600℃超，則有合金化過多，耐蝕性劣化。藉由合金化處理，可得到於表面具有合金化熔融鍍鋅層之鋼板，即合金化熔融鍍鋅鋼板。

再者，上述實施形態均僅是用於表示實施本發明時的具體化之例，並非透過其等而用以限定地解釋本發明之技術性範圍者。亦即，本發明只要沒有脫離其技術思想或其主要特徵的情形，均可以用各種形式實施。

[實施例] 接下來說明本發明之實施例。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。只要能在不脫離本發明之宗旨下達成本發明之目的，本發明為可以採用各種條件而形成者。

(第1試驗) 在第1試驗中，製造具有表1~表2所示之化學組成的鋼胚，熱軋此等鋼胚而得到熱軋鋼板。表1~表2中的空白欄位表示該元素之含量低於檢測極限，剩餘部分是Fe及雜質。表2中的底線則表示該數值在超出本發明的範圍外。

[表1]

[表2]

其後，進行熱軋鋼板之酸洗、冷軋及退火而得到鋼板。熱軋、冷軋及退火之條件顯示於表3~表7。表3~表7中的底線則表示該數值落在超出本發明的範圍之外。

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

[表7]

其後，測定各鋼板中肥粒鐵之面積分率fF、麻田散鐵之面積分率fM、粒狀變韌鐵之面積分率fGB、變韌鐵之面積分率fB、波來鐵之面積分率fP及殘留沃斯田鐵之面積分率fR-γ。這些結果顯示於表8~表12中。與此等結果相關之表8~表12中的底線則表示該數值在超出本發明的範圍外。

因此，進行各鋼板之拉伸試驗、擴孔試驗及彎曲試驗。在拉伸試驗中，自鋼板採取與軋壓方向呈直角之日本工業規格JIS5號試驗片，依據JISZ2242測定拉伸強度TS及全伸長率EL。擴孔試驗則依據JISZ2256之記載測定擴孔率λ。彎曲試驗中，依據德國汽車工業會(Verband der Automobilindustrie：VDA)之規格238-100之規定進行試驗，測定VDA彎角α。這些結果顯示於表8~表12中。與此等結果相關之表8~表12中的底線則表示該數值在超出所期望的範圍外。在此所期望之範圍是、TS為1180MPa以上、EL為10%以上、λ為20%以上、VDA彎角α為基準值α ₀以上(令厚度為t(mm)時，α ₀＝7.69t ²-38.4t+109)。

[表8]

[表9]

[表10]

[表11]

[表12]

如表8~表10所示者，本發明範圍內之試料，可以得到高強度，優異伸長性及擴孔性。

試料編號71由於C含量過低，故拉伸強度是低的。試料編號72中由於C含量過高，擴孔率是低的。試料編號73中，由於Si由於含量過低，拉伸強度是低的。試料編號74中，由於Si含量過高，拉伸強度是低的。試料編號75中，由於Mn含量過低，拉伸強度及擴孔率是低的。試料編號76中，由於Mn含量過高，擴孔率及VDA彎角是低的。試料編號77中，由於P含量過高，拉伸強度、伸長性、擴孔率及VDA彎角是低的。試料編號78中，由於S含量過高，拉伸強度及擴孔率是低的。試料編號79中，由於Al含量過低，拉伸強度、伸長性及擴孔率是低的。試料編號80中，由於Al含量過高，拉伸強度、伸長性、擴孔率及VDA彎角是低的。試料編號81中，由於N含量過高，擴孔率是低的。試料編號82中，由於O含量過高，擴孔率及VDA彎角是低的。

試料編號83中，由於Cr含量過高，擴孔率是低的。試料編號84中，由於Mo含量過高，擴孔率是低的。試料編號85中，由於Ni含量過高，擴孔率是低的。試料編號86中，由於Cu含量過高，拉伸強度及擴孔率是低的。試料編號87中，由於Nb含量過高，拉伸強度及擴孔率是低的。試料編號88中，由於Ti含量過高，拉伸強度、伸長性、擴孔率及VDA彎角是低的。試料編號89中，由於V含量過高，擴孔率及VDA彎角是低的。試料編號90中，由於B含量過高，拉伸強度、伸長性、擴孔率及VDA彎角是低的。試料編號91中，由於Ca含量過高，伸長性、擴孔率及VDA彎角是低的。試料編號92中，由於Mg含量過高，拉伸強度、擴孔率及びVDA彎角是低的。試料編號93中，由於REM含量過高，伸長性、擴孔率及VDA彎角是低的。

試料編號94中，鋼胚加熱溫度過低，熱軋中會發生有不欲之龜裂，其後無法進行通板。試料編號95中，由於精加工軋壓之終結溫度過低、熱軋之途中會有形狀惡化，其後無法進行通板。試料編號96中，由於捲取溫度過度，熱軋鋼板變得過硬，其後無法進行冷軋。試料編號97中，由於捲取溫度過高，且麻田散鐵面積分率不足，伸長性、擴孔率及VDA彎角是低的。試料編號98中，由於冷軋軋縮率過低，冷軋途中形狀會惡化，其後無法進行冷軋。試料編號99中，由於冷軋軋縮率過高，軋壓荷重變過大，其後無法進行冷軋。試料編號100中，由於退火之最高加熱溫度過高，肥粒鐵之面積分率不足，且變韌鐵之面積分率過多，故伸長性是低的。試料編號101中，由於退火之最高加熱溫度過低，肥粒鐵及波來鐵之面積分率是過多，麻田散鐵及粒狀變韌鐵之面積分率是不足，故拉伸強度及擴孔率是低的。試料編號102中，由於最高加熱溫度之保持時間過短，肥粒鐵及波來鐵之面積分率過高，麻田散鐵及粒狀變韌鐵之面積分率不足，故拉伸強度、擴孔率及VDA彎角是低的。試料編號103中，由於最高加熱溫度之保持時間過短，波來鐵之面積分率是過多，粒狀變韌鐵之面積分率是不足，拉伸強度是低的。試料編號104中，第1之平均冷卻速度是過低、肥粒鐵之面積分率是過高，麻田散鐵之面積分率不足，故拉伸強度是低的。試料編號105中，由於第1之平均冷卻速度是過高、肥粒鐵之面積分率不足，粒狀變韌鐵及波來鐵之面積分率過高，故拉伸強度及VDA彎角是低的。試料編號106中，由於第2之平均冷卻速度是過度的，麻田散鐵之面積分率不足，故拉伸強度、擴孔率及VDA彎角是低的。試料編號107中，由於第2之平均冷卻速度是過低、麻田散鐵及粒狀變韌鐵之面積分率不足、變韌鐵之面積分率是過高，拉伸強度及VDA彎角是低的。試料編號108中，由於第2之平均冷卻速度是過高，麻田散鐵及粒狀變韌鐵之面積分率不足，且變韌鐵之面積分率是過高，故拉伸強度、擴孔率及VDA彎角是低的。

產業上之可利用性本發明可利用於例如與汽車零件好適之鋼板相關連的產業。

Claims

一種鋼板，其特徵在於：其以質量%計具有以下表示之化學組成：C：0.09%~0.15%，Si：0.2%~2.5%，Al：0.01%~1.00%，Mn：1.0%~3.0%，P：0.02%以下，S：0.01%以下，N：0.007%以下，O：0.006%以下，Cr：0.00%~1.00%、Mo：0.00%~1.00%，B：0.0000%~0.010%，Nb：0.000%~0.30%，Ti：0.000%~0.30%，Ni：0.00%~1.00%，Cu：0.00%~1.00%，V：0.000%~0.50%，Ca：0.0000%~0.04%，Mg：0.0000%~0.04%，REM：0.0000%~0.04%，且剩餘部分：Fe及雜質；該鋼板以面積分率計具有以下表示之金屬組織：肥粒鐵：30%~50%，粒狀變韌鐵：5%~20%，麻田散鐵：30%~55%，變韌鐵：低於35%，且殘留沃斯田鐵及波來鐵：合計在10%以下。
如請求項1之鋼板，其拉伸強度在1180MPa以上，拉伸性在10%以上，且擴孔值在20%以上。
如請求項1之鋼板，其令厚度為t(mm)時之VDA彎角是在「7.69t²-38.4t+109」以上。
如請求項1至3任一項之鋼板，其於表面具有熔融鍍鋅層。
如請求項1至3任一項之鋼板，其於表面具有合金化熔融鍍鋅層。