TWI431124B - 加工性優異之高強度鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

加工性優異之高強度鋼板及其製造方法
本發明係關於適合作為：被要求具有優異的加工性(伸長凸緣性)之汽車零件的強度構件等來使用的高強度鋼板及其製造方法。
近年來基於地球環保的觀點，提昇汽車的燃油效率已經成為一個重要的技術課題。因此，將所使用的材料予以高強度化，以謀求構件厚度的薄型化，進而使得車體本身的輕量化的做法非常普遍地被採用。作為所使用的材料，特別是被要求拉伸強度：540MPa以上的高強度鋼板。但是，鋼板的高強度化將會導致加工性的降低，所以乃期望能夠有一種具有優異的加工性的高強度鋼板，尤其是針對於厚度較薄的鋼板(薄鋼板)，這種期望很高。
針對於這種期望，有人提出各種的技術方案，例如：具有由肥粒鐵相與麻田散鐵相所組成的雙相組織的雙相鋼板(DP鋼板)、具有包含肥粒鐵相與麻田散鐵相以及變韌鐵相之複合組織的鋼板等等的各種複合組織鋼板。
例如：專利文獻1所揭示的高強度冷軋鋼板的製造方法，是將具有含C：0.08～0.30%、Si：0.1～2.5%、Mn：0.5～2.5%、P：0.01～0.15%的組成分之冷軋鋼板，利用Ac1 點以上的溫度進行再結晶退火，接下來，從Ar1 點至600℃之溫度範圍為止，進行強制空氣冷卻之後，再以100℃/秒以上的冷卻速度進行急速冷卻，而作成由肥粒鐵相與低溫變態生成相所組成的複合組織，然後，以根據特定的關係式所求出的低溫變態生成相硬度Hv(L)相對於肥粒鐵硬度Hv(α)的比值，Hv(L)/Hv(α)符合1.5～3.5的範圍之方式，利用350～600℃範圍的溫度來執行過時效處理，而可獲得具有優異的局部延伸性的高強度冷軋鋼板。專利文獻1所揭示的技術，係提高淬火開始溫度以提高低溫變態生成相的體積率，然後，以350～600℃的溫度執行過時效處理，讓C晶析於肥粒鐵中，並且讓低溫變態生成相軟化，使得Hv(L)/Hv(α)的比值變小，藉以改善局部延伸性。
又，專利文獻2所揭示的具有優異的耐腐蝕性之低降伏比高張力熱軋鋼板的製造方法，係將含有C：0.02～0.25%、Si：2.0%以下、Mn：1.6～3.5%、P：0.03～0.20%、S：0.02%以下、Cu：0.05～2.0%、sol.Al：0.005～0.100%、N：0.008%以下的鋼胚板予以熱間輥軋而做成熱軋鋼帶捲，實施酸洗後，將該熱軋鋼帶捲在連續退火處理線以720～950℃的溫度執行退火處理，藉此而獲得具有優異的耐腐蝕性之低降伏比高張力熱軋鋼板。根據專利文獻2所揭示的技術，係可製造出：既可維持低降伏比、高延性以及良好的擴孔性，而且優異之具有複合組織的高張力熱軋鋼板。
又，專利文獻3所揭示的「強度與伸長凸緣性之兩者間的平衡優異的高強度冷軋鋼板」，係具有包含C：0.03～0.17%、Si：1.0%以下、Mn：0.3～2.0%、P：0.010%以下、S：0.010%以下、Al：0.005～0.06%，並且符合C(%)>(3/40)×Mn的關係之組成分，以及以變韌鐵或波來鐵為主的第二相與肥粒鐵相所成的組織，並且符合(第二相的維氏硬度)/(肥粒鐵相的維氏硬度)之比值係為達1.6的關係之強度與伸長凸緣性之兩者間的平衡優異的高強度冷軋鋼板。專利文獻3所揭示的高強度冷軋鋼板，係將具有上述組成分的鋼(鋼胚)予以熱間輥軋之後，以650℃以下的溫度進行捲取，實施酸洗之後，進行冷間輥軋，緊接著，利用A1 點以上至(A3 點+50℃)以下的溫度來進行均熱處理，接下來，在750～650℃的範圍間以20℃/秒以下的速度慢慢地冷卻直到變成溫度T1 為止，接下來，從T1 至500℃為止，係執行以20℃/秒以上的速度來進行冷卻之退火處理，緊接著，以500～250℃的溫度進行過時效處理而獲得的。
[先前技術文獻]
[專利文獻]
[專利文獻1]日本特開昭63-293121號公報
[專利文獻2]日本特開平05-112832號公報
[專利文獻3]日本特開平10-60593號公報
然而，專利文獻1所揭示的技術中所存在的問題是，不僅需要使用到：於再結晶退火後可執行急速冷卻(淬火處理)的連續退火設備，而且為了要抑制因高溫的過時效處理所導致的急劇的強度降低，必須添加大量的合金元素。
又，專利文獻2所揭示的技術中所存在的問題是，雖然必須將大量的P、Cu予以複合地添加，但含有大量的Cu的話，將會降低熱間加工性，而且含有大量的P的話，將會導致鋼的脆化。此外，P在鋼中偏析出來的傾向很強，這種偏析出來的P不僅會降低鋼板的伸長凸緣性，而且也會引起焊接部的脆化。
又，專利文獻3所揭示的高強度冷軋鋼板，雖然具有優異的伸長凸緣性，但是其所存在的問題是，當其強度是540MPa以上的高強度的情況下，伸長率未達26%，並無法確保足以維持所期望的優異加工性的程度之充分的伸長率。
本發明之目的係在於解決這些先前技術的問題，而提供：板厚為1.0～1.8mm程度之薄板型的加工性優異之高強度鋼板及其製造方法。此外，此處所稱的「高強度」係指：拉伸強度(TS)為540MPa以上、更好是具有590MPa以上的強度者而言，此外，所稱的「優異的加工性」係指：伸長率(El)為30%以上(使用日本工業規格JIS 5號試驗片的情況下)，依據日本鋼鐵聯盟制定的規格JFST 1001-1996的擴孔試驗時的擴孔率(λ)為80%以上的情況而言。
本發明人等為了達成上述目的，乃針對於組成分與細微組織對強度以及加工性的影響，努力地進行了研究。其結果，獲得了一種創見，就是，對於將合金元素量調整在恰當的範圍的熱軋鋼板，並不實施冷間輥軋，而是藉由實施了加熱到適當的雙相溫度域的退火處理以及適當的冷卻處理，可製成以肥粒鐵相為主相，並且是以細微的波來鐵來做為第二相的主體之組織(金屬組織)，藉此，可確保所期望的高強度，並且可大幅地提升加工性，進而可獲得兼具有所期望的伸長率以及所期望的擴孔率之加工性優異之高強度鋼板。
有關於為何對於熱軋鋼板，省略實施冷間輥軋而是藉由直接實施適當的退火處理，就可以大幅地提升加工性的理由之詳細的機轉，迄今尚未明確，但是本發明人等係推測為下列的理由。
對於熱軋鋼板不實施冷間輥軋，只加熱至雙相溫度域的退火處理的話，在進行退火加熱時，只會產生α相→γ相的變態而已，並不會產生新的再結晶。這種情況下，只有在C濃度較高的地方優先地產生α相→γ相的變態而已，不僅可獲得更均勻的組織，而且擴散速度較快的C，在進行退火處理時，α相與γ相會被再分配直到變成平衡組成分為止。因此，可以抑制在粒界上之薄片狀的碳化鐵的析出，特別是對於提升伸長凸緣性可發揮有利的作用。另一方面，如果是對於熱軋鋼板實施了冷間輥軋之後，又實施退火處理的話，在進行退火加熱時，再結晶現象與α相→γ相的變態現象將會互相競合，因此很容易變成不均勻的組織，難以期待可大幅地提升加工性。
本發明係基於這種創見，再進一步加以檢討而完成的。亦即，本發明的要旨如下所述。
(1)　一種加工性優異之高強度鋼板，其特徵為：具有由：以質量%計，含有C：0.08～0.15%、Si：0.5～1.5%、Mn：0.5～1.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01～0.1%、N：0.005%以下，其餘部分是Fe以及不可避免的雜質所組成的成分，以及由作為主相的肥粒鐵相、與至少含有波來鐵的第二相所組成的金屬組織；以相對於整個金屬組織的面積率計，前述肥粒鐵相佔75～90%，前述波來鐵佔10～25%，且該波來鐵的平均粒徑是5μm以下，並且前述波來鐵相對於前述第二相的全部面積的面積率係70%以上。
(2)　如前述(1)所述之加工性優異之高強度鋼板，其中，在前述成分中又含有：從Cr、V、Mo之中所選出的一種或兩種以上，而上述Cr、V、Mo的含量，以質量%計，Cr：0.05～0.5%、V：0.005～0.2%、Mo：0.005～0.2%。
(3)　如前述(1)或(2)所述之加工性優異之高強度鋼板，其中，在前述成分中又含有：從Ti、Nb之中所選出的一種或兩種，而上述Ti、Nb的含量，以質量%計，Ti：0.01～0.1%、Nb：0.01～0.1%。
(4)如前述(1)至(3)中任一項所述之加工性優異之高強度鋼板，其中，在前述成分中又含有：以質量%計，B：0.0003~0.0050%。
(5)如前述(1)至(4)中任一項所述之加工性優異之高強度鋼板，其中，在前述成分中又含有：從Ni、Cu之中所選出的一種或兩種，而上述Ni、Cu的含量，以質量%計，Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%。
(6)如前述(1)至(5)中任一項所述之加工性優異之高強度鋼板，其中，在前述成分中又含有：從Ca、稀土金屬(REM)之中所選出的一種或兩種，而上述Ca、稀土金屬(REM)的含量，以質量%計，Ca：0.001~0.005%、稀土金屬(REM)：0.001~0.005%。
(7)一種加工性優異之高強度鋼板的製造方法，其特徵為：對於具有由：以質量%計，含有C：0.08~0.15%、Si：0.5~1.5%、Mn：0.5~1.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01~0.1%、N：0.005%以下，其餘部分是Fe以及不可避免的雜質所組成的成分的鋼素材，實施下列的熱軋工序以及連續退火工序，該熱軋工序，係進行熱軋以製作成熱軋鋼板；該連續退火工序，係在對於前述熱軋鋼板進行酸洗之後，將該熱軋鋼板在連續退火處理線上，在AC1 變態點~AC3 變態點的第一溫度範圍內保持5~400秒的退火處理，以及在該退火處理之後，執行：自前述第一溫度範圍起迄700℃為止，以5℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻，並 且將在700℃~400℃為止的第二溫度範圍內的滯留時間選定為30~400秒的冷卻處理。
(8)如前述(7)所述之加工性優異之高強度鋼板的製造方法，其中，前述熱軋工序，係將前述鋼素材加熱到1100~1280℃的範圍的溫度之後，進行熱軋結束時溫度被設為870~950℃的熱軋以製作成熱軋鋼板，在該熱軋結束之後，對於該熱軋鋼板進行捲取，而此時的捲取溫度被設為350~720℃。
(9)如前述(7)或(8)所述之加工性優異之高強度鋼板的製造方法，其中，在前述第二溫度範圍之中，在700~550℃的溫度範圍的冷卻時間係被選定為10秒以上。
(10)如前述(7)至(9)中任一項所述之加工性優異之高強度鋼板的製造方法，其中，在前述成分中又含有：從Cr、V、Mo之中所選出的一種或兩種以上，而上述Cr、V、Mo的含量，以質量%計，Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%。
(11)如前述(7)至(10)中任一項所述之加工性優異之高強度鋼板的製造方法，其中，在前述成分中又含有：從Ti、Nb之中所選出的一種或兩種，而上述Ti、Nb的含量，以質量%計，Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%。
(12)如前述(7)至(11)項中任一項所述之加工性優異之高強度鋼板的製造方法，其中，在前述成分中又含有：以質量%計，B：0.0003~0.0050%。
(13)如前述(7)至(12)中任一項所述之加工性優異之 高強度鋼板的製造方法，其中，在前述成分中又含有：從Ni、Cu之中所選出的一種或兩種，而上述Ni、Cu的含量，以質量%計，Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%。
(14)如前述(7)至(13)中任一項所述之加工性優異之高強度鋼板的製造方法，其中，在前述成分中又含有：從Ca、稀土金屬(REM)之中所選出的一種或兩種，而上述Ca、稀土金屬(REM)的含量，以質量%計，Ca：0.001~0.005%、稀土金屬(REM)：0.001~0.005%。
根據本發明係可很容易且以低廉的價格製造出：拉伸強度(TS)為540MPa以上的高強度，並且兼具有伸長率(El)為30%以上的伸長率以及伸長凸緣性(λ)為80%以上的伸長凸緣性之加工性優異之高強度鋼板，可達成對於產業具有貢獻之特別的效果。又，本發明係可省略冷間輥軋的工序，所以對於降低製造成本、提升生產性的方面也具有大幅地助益之效果。此外，尤其是將本發明的鋼板應用在例如：汽車車體零件的話，對於汽車車體的輕量化具有很大的貢獻。
首先，說明限定本發明鋼板的成分之理由。在以下的說明中，如果沒有特別地註明的話，質量%係單純以%來表示。
C：0.08~0.15%
C係對於增加鋼板的強度有所幫助，並且是有助於讓組織形成為：由肥粒鐵相以及肥粒鐵相以外的第二相所成的複合組織的元素，在本發明中，為了確保所期望的拉伸強度為540MPa以上的高強度，必須含有0.08%以上。另一方面，如果含量是超過0.15%的話，則會降低點焊的焊接性，而且也會降低延性等的加工性。因此，乃將C的含量限定在0.08~0.15%的範圍。最好是0.10~0.15%。
Si：0.5~1.5%
Si係可固熔於鋼中而有助於肥粒鐵的強化，並且是對於提升延性有所幫助的元素，為了確保所期望的拉伸強度為540MPa以上的高強度，必須含有0.5%以上。另一方面，如果含量是1.5%的過量含有的話，則會促進紅色鏽皮等的發生，不僅會降低鋼板的表面性狀，也會降低化成處理性。此外，Si的過多含有，將會導致在進行電阻焊接時之電阻的増加，因而阻礙了電阻焊接性。因此，乃將Si限定在0.5~1.5%的範圍。最好是0.7~1.2%。
Mn：0.5~1.5%
Mn係有助於增加鋼板的強度，並且是對於形成複合組織之有効的元素，為了獲得這種效果，必須含有0.5%以上。另一方面，如果含量超過1.5%的話，在進行退火時的冷卻過程中，很容易形成麻田散鐵相，將會導致加工性特別是伸長凸緣性的降低。因此，乃將Mn限定在0.5~1.5%的範圍。最好是0.7~1.5%。
P：0.1%以下
P係可固熔於鋼中而有助於增加鋼板強度之有效的元素，但是其在粒界偏析出的傾向很強，會導致粒界的結合力降低，因而導致加工性的降低，並且會在鋼板表面濃化，因而降低了化成處理性、耐腐蝕性等。這種由P所造成的不良影響，是在其含量超過0.1%時趨於顯著。因此，乃將P限定在0.1%以下。又，為了規避由P所造成的這種不良影響，P的含量是在0.1%以下，儘量地減少為宜，但是如果過度的減少又會導致製造成本的高漲，所以係選定在0.001%程度以上為宜。
S：0.01%以下
S在鋼中，主要係形成MnS等的硫化物(介在物)，會降低鋼板的加工性，特別是局部的伸長性。此外，硫化物(介在物)的存在，將會降低焊接性。這種由S所造成的不良影響，在其含量超過0.01%時趨於顯著。因此，乃將S限定在0.01%以下。此外，為了避免這種由S所造成的不良影響，S的含量是在0.01%以下，儘量地減少為宜，但是如果過度的減少又會導致製造成本的高漲，所以係選定在0.0001%程度以上為宜。
Al：0.01~0.1%
Al係可發揮作為脫氧劑的作用而是對於提升鋼板的清浄度所必須的元素，此外，對於提升碳化物形成元素的良率也可有効地作用。為了獲得這種效果，其含量必須是0.01%以上。含量若未達0.01%的話，Si系介在物(將會成 為延遲性破壞的起點)的除去就不夠充分，會增加發生延遲性破壞的危險性。另一方面，即使含量已經超過0.1%時，上述的效果已經趨於飽和，無法期待可獲得與其含量相符合的效果，不僅變得不經濟，而且加工性也會降低，又會讓發生表面缺陷的傾向増大。因此，乃將Al限定在0.01~0.1%的範圍。最好是0.01~0.05%為宜。
N：0.005%以下
N在本發明中係被視為本質上的有害元素，應該予以儘量地減少，但是其含量可容許至0.005%為止。因此，乃將N限定為0.005%以下。又，過度地降低N的含量的話，將會導致製造成本的高漲，因此係選定在0.0001%程度以上為宜。
上述的成分雖然是基本的成分，但是除了這些基本成分之外，可因應必要又追加含有：例如從Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%之中所選出的1種或2種以上；及/或從Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%之中所選出的1種或2種；及/或從B：0.0003~0.0050%、及/或Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%之中所選出的1種或2種；及/或從Ca：0.001~0.005%、稀土金屬(REM)：0.001~0.005%之中所選出的1種或2種。
從Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%之中所選出的1種或2種以上
Cr、V、Mo的任何一種元素都是可增加鋼板的強度，有助於形成複合組織的元素，可因應必要而選擇性地含有 1種或2種以上。為了獲得這種效果，三者的含量係分別是Cr：0.05%以上、V：0.005%以上、Mo：0.005%以上為宜。另一方面，如果三者的含量分別是Cr：0.5%、V：0.2%、Mo：0.2%這樣地過量含有的話，在退火處理後的冷卻處理中，難以生成所期望量的波來鐵，於是就無法確保所期望的複合組織，伸長凸緣性將會降低，因而加工性也會降低。因此，如果想要含有的話，係將這三者的含量分別限定成Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%的範圍為宜。
從Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%之中所選出的1種或2種
Ti、Nb都是可藉由晶析強化而可增加鋼板強度的元素，可以因應必要而選擇性地含有1種或2種。為了獲得這種效果，兩者的含量分別是Ti：0.01%以上、Nb：0.01%以上為宜，但是如果兩者的含量分別是Ti：0.1%、Nb：0.1%這樣地過量含有的話，將會降低加工性、形狀凍結性。因此，若要含有的話，係將兩者的含量分別限定成Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%的範圍為宜。
B：0.0003~0.0050%
B係偏析在沃斯田鐵粒界，而具有抑制從粒界生成肥粒鐵和抑制肥粒鐵的成長的作用之元素，可以因應必要來含有。為了獲得這種效果，其含量係以0.0003%以上為宜，但是如果含量超過0.0050%的話，就會使加工性降低。因此，想要含有的話，係將B限定在0.0003~0.0050%的 範圍為宜。此外，若想要獲得上述的這種由B所造成的效果，必須抑制BN的生成，所以係與Ti一起含有為宜。
從Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%之中所選出的1種或2種
Ni、Cu都是具有可使鋼板強度増加的作用，並且是具有可促進內部氧化而提升電鍍層密合性的作用之元素，可因應必要而選擇性地含有。為了獲得這種效果，這兩者的含量分別是Ni：0.05%以上、Cu：0.05%以上為宜，但是這兩者的含量若分別是Ni：0.5%、Cu：0.5%之過量含有的話，在退火處理後的冷卻處理中，難以生成所期望量的波來鐵，於是就無法確保所期望的複合組織，伸長凸緣性會降低，加工性也會降低。因此，若想要含有的話，係限定為Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%的範圍為宜。
從Ca：0.001~0.005%、稀土金屬(REM)：0.001~0.005%之中選出的1種或2種
Ca、稀土金屬(REM)都是有助於控制硫化物的形態的元素，可將硫化物的形狀予以球狀化，而具有抑制對於硫化物的加工性尤其是對於伸長凸緣性的不良影響的作用。為了獲得這種效果，這兩者的含量分別是Ca：0.001%以上、稀土金屬(REM)：0.001%以上為宜，但是這兩者的含量若分別是Ca：0.005%、稀土金屬(REM)：0.005%這樣地過量含有的話，將會導致介在物的増加，因而導致發生許多表面缺陷以及內部缺陷。因此，若想要含有的話，係將其限定成Ca：0.001~0.005%、稀土金屬(REM)：0.001~ 0.005%的範圍為宜。
除了上述成分以外的其餘部分係由Fe以及不可避免的雜質所組成的。
本發明的鋼板係具有上述的成分，並且具有由主相也就是肥粒鐵相以至少含有波來鐵的第二相所成的金屬組織。
在本發明的鋼板中，主相也就是肥粒鐵相的面積率，以相對於整個組織的面積率計，係選定為75~90%。肥粒鐵相的面積率如果未達75%，就無法確保所期望的伸長率、所期望的擴孔率，會使加工性降低。另一方面，如果肥粒鐵相的面積率超過了90%的話，第二相的面積率會降低，於是就無法在確保所期望的高強度。因此，乃將主相也就是肥粒鐵相的面積率限定在75~90%的範圍。此外，更好的肥粒鐵相的面積率是80~90%。
又，本發明的鋼板係在第二相中至少含有波來鐵。波來鐵的面積率，以相對於整體組織的面積率計，係佔10~25%。如果波來鐵的面積率未達10%的話，無法確保所期望的擴孔率，伸長凸緣性會降低，加工性也會降低。另一方面，如果波來鐵的面積率太多而超過25%的話，肥粒鐵相與波來鐵的界面會増加，在加工時很容易產生空隙，伸長凸緣性會降低，加工性也會降低。
又，波來鐵係選定為平均粒徑5μm以下的微細粒。如果波來鐵的平均粒徑係粗大的且超過5μm的話，則在鋼板進行加工之際，應力會集中在波來鐵粒(界面)，而產生細微空隙，因此，伸長凸緣性會降低，加工性也會降低。基 於這種理由，乃將波來鐵的平均粒徑限定在5μm以下。更好的是4.0μm以下。
本發明的鋼板的組織中的第二相，至少是含有波來鐵，波來鐵相對於第二相的總面積的面積率係70%以上，也就是第二相係以波來鐵為主體的相。波來鐵相對於第二相的總面積的面積率如果未達70%的話，硬質的麻田散鐵相、變韌鐵相或殘留γ相將變得太多，很容易降低加工性。因此，乃將波來鐵相對於第二相的總面積的面積率予以限定為70%以上。更好的是75~100%。
在第二相中，除了波來鐵以外，亦可含有：變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵(殘留γ相)等，但是，尤其是變韌鐵、麻田散鐵係屬於硬質相，而殘留γ相在進行加工時則會發生變態而變態成麻田散鐵，分別都會使得加工性降低。因此，這些變韌鐵、麻田散鐵以及殘留沃斯田鐵最好是極力地減少為宜，以相對於整體組織的面積率計，係合計為5%以下為佳。更好的是合計為3%以下。
接下來，說明本發明的鋼板之較佳的製造方法。
選定具有上述成分的鋼素材當作出發素材。鋼素材的製造方法雖然並沒有特別限定的必要，但是基於生產性的觀點而言，係以利用轉爐、電爐等一般常用的熔製方法來將上述成分的熔鋼加以熔製，再利用連續鑄造法等之一般常用的鑄造方法來製作成鋼胚等的鋼素材為佳。此外，也可以應用造塊-分塊輥軋法、薄鋼胚鑄造法等。
對於具有上述成分的鋼素材，實施熱軋工序以做成熱軋鋼板。熱軋工序係採用：將鋼素材加熱至1100～1280℃範圍的溫度之後，以熱間輥軋結束溫度為870～950℃的條件來進行熱間輥軋以做成熱軋鋼板，在熱間輥軋結束後，將該熱軋鋼板在捲取溫度為350～720℃的條件下進行捲取的這種工序為佳。
鋼素材的加熱溫度若未達1100℃的話，有時候其變形阻力會變得太高，輥軋荷重變得過大，而難以進行熱間輥軋。另一方面，如果超過1280℃的話，結晶粒會太過於粗大化，即使實施熱間輥軋也無法確保所期望的微細的鋼板組織。因此，進行熱間輥軋的加熱溫度係選定在1100～1280℃範圍的溫度為佳。更好的是未達1280℃。
又，熱間輥軋結束溫度若未達870℃的話，在進行輥軋中，將會生成肥粒鐵(α相)與沃斯田鐵(γ相)，很容易在鋼板中生成帶狀組織。這種帶狀組織，即使在退火之後，依然會殘留，有時候會對於所製得的鋼板，使得鋼板的特性產生異方向性或者成為降低加工性的原因。另一方面，熱間輥軋結束溫度若超過950℃的話，熱軋鋼板組織將變得粗大，有時候即使在退火之後，還是無法獲得所期望的組織。因此，熱間輥軋結束溫度係選定為870～950℃為佳。
又，熱間輥軋結束後的捲取溫度若未達350℃的話，將會生成變韌鐵化肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵等，很容易變成硬質且非整粒的熱軋組織，即使在其後的退火處理中，也會繼承熱軋組織，很容易變成非整粒組織，有時候會無法確保所期望的加工性。另一方面，如果是在超過720℃的這種高溫條件下，則難以在鋼板的長度方向以及寬度方向上的整個區域都確保一致性的機械特性。因此，捲取溫度係選定在350～720℃範圍的溫度為佳。更好的是500～680℃。
針對於經過熱軋工序而製得的熱軋鋼板，接下來，為了除去生成在鋼板表面的鏽皮，乃遵循一般的方法，在實施酸洗之後，並不對於熱軋鋼板實施冷間輥軋，而是直接在連續退火處理線，實施了進行退火處理及其後續的冷卻處理之連續退火工序。
退火處理係在Ac1 變態點～Ac3 變態點的第一溫度範圍內保持5～400秒的處理。
退火處理的第一溫度範圍內的溫度(加熱溫度)如果未達Ac1 變態點，或者在第一溫度範圍內的保持時間(退火時間)未達5秒的話，熱軋鋼板中的碳化物尚未充分熔解或者α相→γ相的變態尚未發生或不夠充分，因此其後續的冷卻處理並無法確保所期望的複合組織，所以無法獲得：具有可符合所期望的伸長率、擴孔率之延性、伸長凸緣性之鋼板。另一方面，退火處理的加熱溫度太高而超過Ac3 變態點的話，沃斯田鐵粒的粗大化變得很顯著，即使根據其後續的冷卻處理，所產生的組織還是粗大化，有時候會使得加工性降低。此外，在第一溫度範圍內的保持時間(退火時間)若超過400秒的話，處理時間太長，消耗的能源太多，導致製造成本的高漲。基於這種理由，乃將退火處理限定為在Ac1 變態點～Ac3 變態點的第一溫度範圍內保持5～400秒的處理。
此外，各鋼板的Ac1 變態點係採用下列的(1)式所計算出來的值，Ac3 變態點係採用下列(2)式所計算出來的值。此外，如果有式中的元素所未包含的元素的情況下，係將該元素視為零來計算。
Ac1 變態點(℃)=723+29.1Si-10.7Mn-16.9Ni+16.9Cr+6.38W+290As　‥‥(1)式
Ac3 變態點(℃)=910-203√C+44.7Si-30Mn+700P+400Al-15.2Ni-11Cr-20Cu+31.5Mo+104V+400Ti+13.1W+120As　‥‥(2)式
此處的C，Si，Mn，Ni，Cr，W，As，C，P，Al，Cu，Mo，V，Ti係各元素的含量(質量%)。
又，退火處理後的冷卻處理，係從上述第一溫度範圍內起迄700℃為止，以平均為5℃/秒以上的冷卻速度來進行冷卻，並且在700℃～400℃的第二溫度範圍內的滯留時間選定為30～400秒的處理。
從第一溫度範圍內起迄700℃為止的平均冷卻速度若未達5℃/秒的話，肥粒鐵生成量増加太多，無法獲得所期望的複合組織，加工性會降低，有時候會無法確保所期望的拉伸強度(540 MPa以上)。因此，乃將從第一溫度範圍內起迄700℃為止的冷卻速度限定為平均是5℃/秒以上。更好的是20℃/秒以下；最好是5～15℃/秒。
又，在700℃～400℃的第二溫度範圍內的滯留時間，對於含在第二相內的波來鐵的形成而言係重要的因素。此處所稱的「滯留時間」係指：在上述第二溫度範圍內滯留的時間，係包含：在該第二溫度範圍內的特定溫度條件下進行保持的情況、在該第二溫度範圍內以特定的冷卻速度進行冷卻的情況、以混合這兩種情況的方式來進行冷卻的情況。在第二溫度範圍內的滯留時間若未達30秒的話，會因為波來鐵變態尚未生成，或者波來鐵的生成量不夠充分，而無法確保所期望的複合組織。另一方面，如果在第二溫度範圍內的滯留時間太長而超過400秒的話，生產性會降低。因此，乃將第二溫度範圍內的滯留時間限定在30～400秒的範圍。更好的是150秒以下。此外，在第二溫度範圍內之在700～550℃的溫度域的冷卻時間係選定為10秒以上，亦即，在700～550℃的溫度域的冷卻速度係採用平均為15℃/秒以下的做法，能夠確保所期望的波來鐵量，所以是較好的做法。在700～550℃的溫度域的冷卻時間若未達10秒的話，波來鐵的生成量不夠充分，無法獲得所期望的複合組織，有時候無法確保所期望的加工性。
以下將依據實施例來更進一步具體地說明本發明。又，本發明並不侷限於這些實施例所揭示者。
[實施例]
先熔製出如表1所示的成分的熔鋼，再利用一般常用的方法製作成鋼素材。針對於這些鋼素材，以表2所示的加熱溫度、熱間輥軋結束溫度的條件來進行熱間輥軋，以製作成厚度為1.6mm的熱軋鋼板，熱間輥軋結束之後，以表2所示的捲取溫度來將其捲取成鋼帶捲狀。然後實施酸洗。此外，針對於一部分的熱軋鋼板(厚度為3.2 mm)，在酸洗之後，又實施輥軋率為50%的冷間輥軋，以做成厚度為1.6mm的冷軋鋼板來當做比較例。
針對於所製得的熱軋鋼板或冷軋鋼板，又以表2所示的條件，實施連續退火工序而製作成退火鋼板，該連續退火工序則是包含：加熱至第一溫度範圍內的溫度並且保持該溫度之退火處理；以及從第一溫度範圍內的溫度起迄700℃為止係以表2所示的平均冷卻速度來進行冷卻，而且在第二溫度範圍內之中的700～550℃係以表2所示的冷卻速度(冷卻時間)來進行冷卻，並且在700～400℃的第二溫度範圍內的滯留時間係選定表2所示的滯留時間之冷卻處理。此外，表2所示的各鋼板的變態點係採用上述的(1)式、(2)式所計算出來的值。
從所製得的退火鋼板採取出試驗片，並且實施了：組織觀察、拉伸試驗、擴孔試驗。試驗方法係如下所述。
(1)　組織觀察
從所製得的退火鋼板採取出組織觀察用試驗片，將與輥軋方向呈平行的剖面(L剖面)加以研磨，以硝酸乙醇溶液予以腐蝕，使用掃描型電子顯微鏡(倍率：3000倍)來針對金屬組織觀察三個視野以上，並且進行攝影，測定出組織的種類、各相組織之相對於整體組織的面積率，再計算出第二相的總面積之相對於整體組織的面積率。而且也計算出含在第二相內的波來鐵的平均結晶粒徑。此外，波來鐵的平均結晶粒徑係先測定出各波來鐵粒的面積，從該面積計算出相當於圓的直徑，再將所獲得的各粒子的相當於圓的直徑予以算術平均，而作為波來鐵粒的平均結晶粒徑。所測定的波來鐵的粒數係20個以上。此外，也計算出波來鐵的第二相之相對於總面積之面積率。
(2)　拉伸試驗
從所製得的退火鋼板採取出JIS 5號試驗片(亦即，拉伸方向係和與輥軋方向構成垂直相交的方向一致者)，再依據JIS Z 2241的規定來實施拉伸試驗，以求出拉伸特性(降伏點(YP)、拉伸強度(TS)、伸長率(El))。
(3)　擴孔試驗
從所製得的退火鋼板採取100 mm見方的擴孔試驗片。然後，依據日本鋼鐵聯盟所制定的規格JFST 1001-1996的規定，來實施擴孔試驗，以求出擴孔率λ(%)。
將所獲得的結果顯示於表3。
本發明例的每一個都是兼具有：拉伸強度(TS)為540 MPa以上的高強度、伸長率(El)為30%以上的高延性、擴孔率(λ)為80%以上的優異的伸長凸緣性之加工性優異之高強度鋼板。相對於此，在本發明的範圍外的比較例的鋼板，不是無法獲得所期望的高強度，就是無法獲得所期望的伸長率，或者無法獲得所期望的擴孔率(λ)，因而降低了其加工性。

Claims (7)

  1. 一種加工性優異之高強度鋼板，其特徵為：具有由：以質量%計，含有C：0.08~0.15%、Si：0.5~1.5%、Mn：0.5~1.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01~0.1%、N：0.005%以下，其餘部分是Fe以及不可避免的雜質所組成的成分，以及由作為主相的肥粒鐵相、與至少含有波來鐵的第二相所組成的金屬組織；以相對於整個金屬組織的面積率計，前述肥粒鐵相佔75~90%，前述波來鐵佔10~25%，且該波來鐵的平均粒徑是5μm以下，並且前述波來鐵相對於前述第二相的全部面積的面積率係70%以上。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之加工性優異之高強度鋼板，其中，在前述成分中又含有下述群組(A)~(E)中的1群組或2群組以上，(A)從Cr、V、Mo之中所選出的一種或兩種以上，而上述Cr、V、Mo的含量，以質量%計，Cr：0.05~0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%，(B)從Ti、Nb之中所選出的一種或兩種，而上述Ti、Nb的含量，以質量%計，Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%，(C)以質量%計，B：0.0003~0.0050%，(D)從Ni、Cu之中所選出的一種或兩種，而上述Ni、Cu的含量，以質量%計，Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~ 0.5%，(E)從Ca、稀土金屬(REM)之中所選出的一種或兩種，而上述Ca、稀土金屬(REM)的含量，以質量%計，Ca：0.001~0.005%、稀土金屬(REM)：0.001~0.005%。
  3. 一種加工性優異之高強度鋼板的製造方法，其特徵為：對於具有由：以質量%計，含有C：0.08~0.15%、Si：0.5~1.5%、Mn：0.5~1.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01~0.1%、N：0.005%以下，其餘部分是Fe以及不可避免的雜質所組成的成分的鋼素材，實施下列的熱軋工序以及連續退火工序，該熱軋工序，係進行熱軋以製作成熱軋鋼板；該連續退火工序，係在對於前述熱軋鋼板進行酸洗之後，將該熱軋鋼板在連續退火處理線上，在AC1 變態點~AC3 變態點的第一溫度範圍內保持5~400秒的退火處理，以及在該退火處理之後，執行：自前述第一溫度範圍起迄700℃為止，以5℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻，並且將在700℃~400℃為止的第二溫度範圍內的滯留時間選定為30~400秒的冷卻處理。
  4. 如申請專利範圍第3項所述之加工性優異之高強鋼板的製造方法，其中，在前述成分中又含有下述群組(A)~(E)中的1群組或2群組以上，(A)從Cr、V、Mo之中所選出的一種或兩種以上，而上述Cr、V、Mo的含量，以質量%計，Cr：0.05~ 0.5%、V：0.005~0.2%、Mo：0.005~0.2%，(B)從Ti、Nb之中所選出的一種或兩種，而上述Ti、Nb的含量，以質量%計，Ti：0.01~0.1%、Nb：0.01~0.1%，(C)以質量%計，B：0.0003~0.0050%，(D)從Ni、Cu之中所選出的一種或兩種，而上述Ni、Cu的含量，以質量%計，Ni：0.05~0.5%、Cu：0.05~0.5%，(E)從Ca、稀土金屬(REM)之中所選出的一種或兩種，而上述Ca、稀土金屬(REM)的含量，以質量%計，Ca：0.001~0.005%、稀土金屬(REM)：0.001~0.005%。
  5. 如申請專利範圍第3項或第4項所述之加工性優異之高強度鋼板的製造方法，其中，前述熱軋工序，係將前述鋼素材加熱到1100~1280℃的範圍的溫度之後，進行熱軋結束時溫度被設為870~950℃的熱軋以製作成熱軋鋼板，在該熱軋結束之後，對於該熱軋鋼板進行捲取，而此時的捲取溫度被設為350~720℃。
  6. 如申請專利範圍第3項或第4項所述之加工性優異之高強度鋼板的製造方法，其中，在前述第二溫度範圍之中，在700~550℃的溫度範圍的冷卻時間係被選定為10秒以上。
  7. 如申請專利範圍第5項所述之加工性優異之高強度鋼板的製造方法，其中，在前述第二溫度範圍之中，在700~550℃的溫度範圍的冷卻時間係被選定為10秒以上。
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