TWI582246B - Steel plate - Google Patents

Description

鋼板 發明領域

本發明係有關於一種能夠得到適合汽車構件之優異的衝撞特性之鋼板。

發明背景

使用鋼板而製造汽車車體時，通常係進行鋼板成形、熔接及塗裝烘烤。因而，在汽車用鋼板，係被要求具有優異的成形性及較高的強度。先前，作為被使用在汽車之鋼板，可舉出具有肥粒鐵及麻田散鐵的二相組織之dual phase(雙相位；DP)鋼板、及變態誘發塑性(transformation induced plasticity：TRIP)鋼板。汽車用的鋼板亦被要求優異的衝撞性能用以提升汽車的安全性。亦即，亦被要求在承受來自之衝撃時，產生較大的塑性變形而將衝撞能量吸收。

但是，DP鋼板及TRIP鋼板係有進行衝孔加工時衝撞特性低落之問題。亦即，因衝孔加工而產生端面(以下，有稱為「衝孔端面」之情形)變為粗糙，在衝撞時從衝孔端面容易產生裂紋(以下，有稱為「端面裂紋」之情形)，而無法得到充分的能量吸收量和反作用力特性之情形。端 面裂紋亦有使疲勞特性低落之情形。

DP鋼板及TRIP鋼板，係具有藉由塗裝烘烤而使降伏強度提升之性質，但是降伏強度的提升係不充分，亦有無法得到充分的反作用力特性之情形。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本特開2009-185355號公報

專利文獻2：日本特開2011-111672號公報

專利文獻3：日本特開2012-251239號公報

專利文獻4：日本特開平11-080878號公報

專利文獻5：日本特開平11-080879號公報

專利文獻6：日本特開2011-132602號公報

專利文獻7：日本特開2009-127089號公報

專利文獻8：日本特開平11-343535號公報

專利文獻9：國際公開第2010/114083號

發明概要

本發明之目的，係提供一種能夠抑制端面裂紋，而且在塗裝烘烤後能夠得到優異的降伏強度之鋼板。

為了解決上述課題，本發明者等進行專心研討。其結果，清楚明白以下的事項。

(a)因為在鋼板所含有的固溶C，其在晶界產生偏析而強 化晶界，所以固溶C越多，越能夠抑制衝孔端面的粗糙度而得到優異的衝撞特性，且塗裝烘烤後越能夠得到優異的反作用力特性。

(b)具有特定結晶方位的晶粒之總面積分率越小，越能夠抑制衝孔端面的粗糙度且越能夠得到優異的衝撞特性。以下的晶粒係符合具有特定結晶方位之晶粒：對鋼板的板面的法線方向(normal direction：ND)為平行的結晶方位，但是從<111>方向的偏移為10°以下的結晶方位之晶粒(以下，有稱為「ND//<111>方位晶粒」之情形)；及對鋼板的板面的法線方向為平行的結晶方位，但是從<100>方向的偏移為10°以下的結晶方位之晶粒(以下，有稱為「ND//<100>方位晶粒」之情形)。

(c)因為殘留沃斯田鐵引起衝孔端面脆化，所以殘留沃斯田鐵越少，越能夠抑制衝孔端面的粗糙度且越能夠得到優異的衝撞特性。

本申請發明者係基於此種見解，而進一步專心研究的結果，想出以下所揭示之本發明的各種態樣。

(1)一種鋼板，其特徵在於具有下述表示之化學組成，以質量%計，C：0.05%~0.40%、Si：0.05%~3.0%、Mn：1.5%~3.5%、Al：1.5%以下、 N：0.010%以下、P：0.10%以下、S：0.005%以下、Nb：0.00%~0.04%以下、Ti：0.00%~0.08%以下、V及Ta：合計0.0%~0.3%、Cr、Cu、Ni、Sn及Mo：合計0.0%~1.0%、B：0.000%~0.005%、Ca：0.000%~0.005%、Ce：0.000%~0.005%、La：0.000%~0.005%、以及剩餘部分：Fe及不純物；而且具有下述表示之鋼組織，以面積%計，板晶(lath)中的等效圓直徑為2nm~500nm的鐵碳化物的數量為2個以上之第1麻田散鐵：20%~95%、肥粒鐵：15%以下，殘留沃斯田鐵：15%以下，以及剩餘部分：變韌鐵或是板晶中之等效圓直徑為2nm~500nm的鐵碳化物的數量為小於2個之第2麻田散鐵或該等的雙方；ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率為40%以下，固溶C之量為0.44ppm以上， 前述ND//<111>方位晶粒，係對板面的法線方向為平行的結晶方位，但是從<111>方向的偏移為10°以下的結晶方位之晶粒，前述ND//<100>方位晶粒，係對板面的法線方向為平行的結晶方位，但是從<100>方向的偏移為10°以下的結晶方位之晶粒。

(2)如(1)之鋼板，其中在前述化學組成，V及Ta：合計0.01%~0.3%成立。

(3)如(1)或(2)之鋼板，其中在前述化學組成，Cr、Cu、Ni、Sn及Mo：合計0.1%~1.0%成立。

(4)如(1)至(3)項中任一項之鋼板，其中在前述化學組成，B：0.0003%~0.005%成立。

(5)如(1)至(5)項中任一項之鋼板，其中在前述化學組成，Ca：0.001%~0.005%、Ce：0.001%~0.005%、La：0.001%~0.005%、或是或該等任意的組合成立。

依照本發明，因為化學組成、鋼組織、特定晶粒的面積分率等為適當，所以能夠抑制端面裂紋且在塗裝烘 烤後能夠得到優異的降伏強度。

11‧‧‧帽型零件

12、22‧‧‧孔穴

21‧‧‧蓋子

31‧‧‧試驗體

41‧‧‧試驗台

42‧‧‧重錘

圖1係顯示帽型零件之圖。

圖2係顯示蓋子之圖。

圖3係顯示試驗體之圖。

圖4係顯示試料的裂紋容易性之評價方法之圖。

用以實施發明之形態

以下，說明本發明的實施形態。

首先，說明在本發明的實施形態之鋼板及其製造所使用的鋼之化學組成。詳細係後述，本發明的實施形態之鋼板，係經過鋼的熱軋、冷軋、退火、再加熱及調質輥軋等而製造。因而，鋼板及鋼的化學組成係不僅是考慮鋼板特性，而且亦考慮該等處理。在以下的說明，在鋼板所含有的各元素之含量的單位亦即「%」，係只要未特別預先告知，就意味著「質量%」。本實施形態之鋼板係具有下述表示之化學組成，以質量%計，C：0.05%~0.40%、Si：0.05%~3.0%、Mn：1.5%~3.5%、Al：1.5%以下，N：0.010%以下，P：0.10%以下，S：0.005%以下，Nb：0.00%~0.04%以下，Ti：0.00%~0.08%以下，V及Ta：合計0.0%~0.3%、Cr、Cu、Ni、Sn及Mo：合計0.0%~1.0%、B：0.000%~0.005%、Ca：0.000%~0.005%、Ce：0.000%~0.005%、La：0.000%~0.005%、以及剩餘部分：Fe及不純物。作為不純物，係在礦石、廢料等的原材料含有者，可例示在製造步驟含 有者。

(C：0.05%~0.40%)

C係有助於提升拉伸強度，固溶C係在晶界產生偏析而強化晶界。藉由強化晶界而能夠抑制衝孔端面的粗糙度且能夠得到優異的衝撞特性。C含量小於0.05%時，無法得到充分的拉伸強度、例如980MPa以上的拉伸強度，或是固溶C不足。因而，C含量為0.05%以上。為了得到更優異的拉伸強度及衝撞特性，C含量係較佳為0.08%以上。另一方面，C含量大於0.40%時，殘留沃斯田鐵的増加及鐵碳化物過剩的析出，致使衝撞時容易產生端面裂紋。因而，C含量為0.40%以下。為了得到更優異的衝撞特性，C含量係較佳為0.30%以下。

如上述，鋼板所含有的固溶C係在晶界產生偏析而強化晶界。因此，固溶C越多，越能夠抑制衝孔端面的粗糙度且越能夠得到優異的衝撞特性，而且塗裝烘烤後越能夠得到優異的反作用力特性。在鋼板所含有的固溶C之量小於0.44ppm時，衝孔端面變為粗糙而無法得到充分的衝撞特性，或是塗裝烘烤後無法得到充分的反作用力特性。塗裝烘烤後的反作用力特性，係能夠基於時效指數(aging index：AI；老化指數)而進行評價，在鋼板所含有的固溶C之量小於0.44ppm時，無法得到所需要的時效指數、例如5MPa以上的時效指數。因而，固溶C之量為0.44ppm以上。關於時效指數之詳細係後述。

(Si：0.05%~3.0%)

Si係藉由抑制碳化物的生成而使沃斯田鐵在退火中安定化，或是有助於固溶C的確保及抑制在晶界上生成碳化物。Si含量小於0.05%時，無法得到充分的拉伸強度、或固溶C不足，致使伴隨著塗裝烘烤之時效(aging；老化)而使降伏比上升為不足，而無法得到充分的降伏比、例如0.8以上的降伏比。因而，Si含量為0.05%以上。為了得到更優異的拉伸強度及衝撞特性，Si含量係較佳為0.10%以上。另一方面，Si含量大於3.0%時，肥粒鐵變為過剩，或殘留沃斯田鐵變為過剩。因而，Si含量係設為3.0%以下。從抑制鋼胚的放置裂紋及抑制熱軋中的端部裂紋之觀點而言，Si含量係以2.5%以下為佳，較佳為2.0%以下。

(Mn：1.5%~3.5%)

Mn係抑制肥粒鐵的生成。Mn含量小於1.5%時，肥粒鐵係過剩地生成且衝撞時容易產生端面裂紋。因而，Mn含量為1.5%以上。為了得到更優異的衝撞特性，Mn含量係較佳為2.0%以上。另一方面，Mn含量大於3.5%時，ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率變為過剩且衝撞時容易產生端面裂紋。因而，Mn含量為3.5%以下。從熔接性的觀點而言，Mn含量係較佳為3.0%以下。

(Al：1.5%以下)

Al不是必要元素，但是例如能夠使用於脫氧用以減低夾雜物，而能夠殘留在鋼中。Al含量大於1.5%時，肥粒鐵係過剩地生成且衝撞時容易產生端面裂紋。因而，Al含量為1.5%以下。為了減低Al含量係花費成本，欲減低至小於 0.002%為止時，成本係顯著地上升。因此，Al含量可設為0.002%以上。進行充分的脫氧時，Al有殘留0.01%以上之情形。

(N：0.010%以下)

N不是必要元素，例如在鋼中以不純物的方式而含有。N含量大於0.010%時，無法得到充分的韌性且衝撞時容易產生端面裂紋，或是降伏點延伸率變為過剩。因而，N含量為0.010%以下。從成形性的觀點而言，N含量係較佳為0.005%以下。為了減低N含量係花費成本，欲減低至小於0.001%為止時，成本係顯著地上升。因此，N含量可為0.001%以上。

(P：0.10%以下)

P不是必要元素，例如在鋼中以不純物的方式而含有。P含量大於0.10%時，衝孔端面的粗糙度變為顯著且衝撞時容易產生端面裂紋。因而，P含量為0.10%以下。從熔接性的觀點而言，P含量係較佳為0.05%以下。為了減低P含量係花費成本，欲減低至小於0.001%為止時，成本係顯著地上升。因此，P含量可為0.001%以上。

(S：0.005%以下)

S不是必要元素、例如在鋼中以不純物的方式而含有。S含量大於0.005%時，衝孔端面的粗糙度變為顯著且衝撞時容易產生端面裂紋。因而，S含量為0.005%以下。為了抑制衝撞時從熔接部產生裂紋，S含量係較佳為0.003%以下。為了減低S含量係花費成本，欲減低至小於0.0002%時，成本 係顯著地上升。因此，S含量可設為0.0002%以上。

Nb、Ti、V、Ta、Cr、Cu、Ni、Sn、Mo、B、Ca、Ce及La不是必要元素，係在鋼板及鋼中，可有限度且適當地含有預定量之任意元素。

(Nb：0.00%~0.04%、Ti：0.00%~0.08%)

Nb及Ti係藉由固溶C的確保及晶粒的細粒化而有助於提升降伏強度，對於提升衝撞特性係有效的。因而，亦可含有Nb或是Ti或該等的雙方。但是，Nb含量大於0.04%時，ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率變為過剩，或是Nb碳氮化物在晶界過剩地析出，致使衝撞時容易產生端面裂紋。因而，Nb含量為0.04%以下。Ti含量大於0.08%時，ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率變為過剩，或是Ti碳氮化物在晶界過剩地析出，致使衝撞時容易產生端面裂紋。因而，Ti含量為0.08%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果，Nb及Ti的含量係較佳為合計0.01%以上。又，為了減低Nb含量係花費成本，欲減低至小於0.0002%時，成本係顯著地上升。因此，Nb含量可設為0.0002%以上。為了減低Ti含量係花費成本，欲減低至小於0.0002%為止時，成本係顯著地上升。因此，Ti含量可設為0.0002%以上。

(V及Ta：合計0.0%~0.3%)

V及Ta係藉由形成碳化物、氮化物或碳氮化物及細粒化，而有助於提升強度。因而，亦可含有V或是Ta或該等的雙方。但是，V及Ta的含量為合計大於0.3%時，碳化物或 碳氮化物在晶界大量地析出，致使衝孔端面的粗糙度變為顯著且衝撞時容易產生端面裂紋。因而，V及Ta的含量為合計0.3%以下。從抑制鋼胚的放置裂紋及熱軋中的端部裂紋的觀點而言，V及Ta的含量係較佳為合計0.1%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果，V及Ta的含量係較佳為合計0.01%以上。

(Cr、Cu、Ni、Sn及Mo：合計0.0%~1.0%)

Cr、Cu、Ni、Sn及Mo係與Mn同樣地抑制肥粒鐵的生成。因而，亦可含有Cr、Cu、Ni、Sn或是Mo或該等任意的組合。但是，Cr、Cu、Ni、Sn及Mo的含量為合計大於1.0%時，加工性係顯著地劣化且容易產生端面裂紋。因而，Cr、Cu、Ni、Sn及Mo的含量為合計1.0%以下。從更確實地抑制端面裂紋的觀點而言，Cr、Cu、Ni、Sn及Mo的含量係較佳為合計0.5%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果，Cr、Cu、Ni、Sn及Mo的含量係較佳為0.1%以上。

(B：0.000%~0.005%)

B係提高鋼板的淬火性、抑制形成肥粒鐵且促進形成麻田散鐵。因而，亦可含有B。但是，B含量為合計大於0.005%時，衝撞時有產生端面裂紋之情形。因而，B含量為0.005%以下。為了得到更優異的衝撞特性，B含量係較佳為合計0.003%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果，B含量係較佳為0.0003%以上。

(Ca：0.000%~0.005%、Ce：0.000%~0.005%、La：0.000%~0.005%)

Ca、Ce及La係使鋼板中的氧化物及硫化物細小化，或是使氧化物及硫化物特性變化，而不容易產生端面裂紋。因而，亦可含有Ca、Ce或是La或該等任意的組合。但是，Ca含量、Ce含量、La含量的任一者大於0.005%時，藉由上述作用之效果飽和而白費地成本變高，同時成形性低落。因而，Ca含量、Ce含量、La含量係任一者均為0.005%以下。為了更抑制成形性低落，Ca含量、Ce含量、La含量係任一者均是較佳為0.003%以下。為了確實地得到藉由上述作用之效果，Ca含量、Ce含量、La含量係任一者均是較佳為0.001%以上。亦即，係以能夠滿足「Ca：0.001%~0.005%」、「Ce：0.001%~0.005%」或是「La：0.001%~0.005%」或該等任意的組合為佳。

其次，說明本發明的實施形態之鋼板的鋼組織。在以下的說明，構成鋼組織之相或組織的比率之單位亦即「%」，係只要未特別預先告知，就意味著面積分率的「面積%」。本發明的實施形態之鋼板，係具有板晶中之等效圓直徑為2nm~500nm的鐵碳化物的數量為2個以上之第1麻田散：20%~95%、肥粒鐵：15%以下，殘留沃斯田鐵：15%以下，以及剩餘部分：變韌鐵或是板晶中之等效圓直徑為2nm~500nm的鐵碳化物的數量為小於2個之第2麻田散鐵或該等的雙方表示之鋼組織。

(板晶中之等效圓直徑為2nm~500nm的鐵碳化物的數量為2個以上之第1麻田散鐵：20%~95%)

板晶中之等效圓直徑為2nm~500nm的鐵碳化物的數量 為2個以上之第1麻田散鐵，係有助於拉伸強度的提升及固溶C的確保，藉由確保固溶C，伴隨著塗裝烘烤之時效使得降伏比提升且能夠抑制衝撞時的端面裂紋。板晶境界上的鐵碳化物係不符合板晶中的鐵碳化物。鐵碳化物係不僅是由Fe及C所構成，含有其他元素者亦符合。作為其他元素，可例示Mn、Cr及Mo。

在板晶中不存在等效圓直徑為2nm以上的鐵碳化物之麻田散鐵、及在板晶中即便存在等效圓直徑為2nm以上的鐵碳化物但是其數量為小於2個的麻田散鐵，係無法充分地有助於拉伸強度的提升及固溶C的確保。在板晶中即便存在等效圓直徑為2nm以上的鐵碳化物為2個以上，但是其中500nm以下者為小於2個的麻田散鐵，由於粗大的鐵碳化物之影響，而引起過剩的降伏點延伸率、或是阻礙拉伸強度的提升。

而且，第1麻田散鐵的面積分率小於20%時，即便藉由伴隨著塗裝烘烤之時效，降伏比亦未充分地提升。因而，第1麻田散鐵的面積分率為20%以上。為了得到更高的降伏比，第1麻田散鐵的面積分率係較佳為30%以上。另一方面，第1麻田散鐵的面積分率大於95%時，延伸性不足且不管有無衝孔端面，在衝撞時容易從較大變形的部位產生裂紋。因而，第1麻田散鐵的面積分率為95%以下。為了得到更優異的延伸性，第1麻田散鐵的面積分率係較佳為90%以下。

(肥粒鐵：15%以下)

雖然肥粒鐵係使鋼板的成形性提升，但是衝撞時容易產生端面裂紋，或是阻礙藉由裝烘烤之降伏比的提升，或是使反作用力特性低落。而且，肥粒鐵的面積分率大於15%時，產生端面裂紋、阻礙降伏比的提升及反作用力特性低落係顯著。因而，肥粒鐵的面積分率為15%以下。為了得到更優異的衝撞特性、肥粒鐵的面積分率係以10%以下為佳，較佳為6%以下。

(殘留沃斯田鐵：15%以下)

雖然殘留沃斯田鐵係有助於提升成形性及吸收衝撃能量，但是使衝孔端面脆化而衝撞時容易產生端面裂紋。而且，殘留沃斯田鐵的面積分率大於15%時，產生端面裂紋係顯著。因而，殘留沃斯田鐵的面積分率為15%以下。為了得到更優異的衝撞特性，殘留沃斯田鐵的面積分率係較佳為12%以下。殘留沃斯田鐵的面積分率小於3%時，衝撞時有從延伸凸緣部位產生裂紋之情形。因而，殘留沃斯田鐵的面積分率係較佳為3%以上。

(剩餘部分：變韌鐵或是板晶中之等效圓直徑為2nm~500nm的鐵碳化物的數量為小於2個之第2麻田散鐵或該等的雙方)

第1麻田散鐵、肥粒鐵及殘留沃斯田鐵以外的剩餘部分，係變韌鐵或是第2麻田散鐵或該等的雙方。含有變韌鐵時，能夠促進C的濃化且容易得到面積分率為3%~15%的殘留沃斯田鐵。

在本申請案，肥粒鐵係包含多邊形肥粒鐵(α p)、擬多邊形肥粒鐵(α q)及粒狀變韌肥粒鐵(α B)，變韌鐵係包含下部變韌鐵、上部變韌鐵及變韌肥粒鐵(α °B)。粒狀變韌肥粒鐵係具有已恢復成為無板晶之差排次結構，變韌肥粒鐵係無碳化物析出的板晶聚束而成之構造，舊γ晶界係直接殘留(參照參考文獻：「鋼的變韌鐵照相集-1」日本鐵鋼協會(1992年)第4頁)。該參考文獻係記載「Granular bainitic ferrite structure(粒狀變韌肥粒鐵)；dislocated substructure but fairly recovered like lath-less(差排次結構但已完全地恢復成為無板晶)」及「sheaf-like with laths but no carbide(類似層狀的板晶但是無碳化物)；conserving the prior austenite grain boundary(舊沃斯田鐵晶界殘留)」。

下列的麻田散鐵係符合第2麻田散鐵，在板晶中不存在等效圓直徑為2nm以上的鐵碳化物之麻田散鐵；在板晶中即便不存在等效圓直徑為2nm以上的鐵碳化物但是其數量小於2個的麻田散鐵；及在板晶中即便存在2個以上之等效圓直徑為2nm以上的鐵碳化物但是其中500nm以下者為小於2個的麻田散鐵。第2麻田散鐵的面積分率大於3%時，在塗裝烘烤後有無法得到充分的降伏比之情形。因而，第2麻田散鐵的面積分率係較佳為3%以下。

肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及波來鐵的面積率，係例如能夠使用光學顯微鏡或掃描電子顯微鏡(scanning electron microscopy：SEM)拍攝的鋼組織之照相且藉由點計算法或影像解析來測定。粒狀變韌肥粒鐵(α B)與變韌肥粒鐵(α °B)的辨識，係能夠藉由SEM及透過電子顯微鏡(TEM) 而進行組織觀察且基於上述參考文獻的記載而進行。麻田散鐵板晶中的鐵碳化物之等效圓直徑，能夠藉由SEM及TEM進行組織觀察而測定。固溶C的量係例如能夠藉由內部摩擦法來測定。內部摩擦法的內容係例如記載在「日本金屬學會誌(1962年),vol.26(第26卷),(1),47」。

殘留沃斯田鐵的面積分率，例如能夠藉由電子背向散射繞射(electron backscatter diffraction：EBSD)法或X射線繞射法來測定。藉由X射線繞射法來測定時，係能夠使用Mo-K α線而測定肥粒鐵的(111)面之繞射強度(α(111))、殘留沃斯田鐵的(200)面之繞射強度(γ(200))、肥粒鐵的(211)面之繞射強度(α(211))、及殘留沃斯田鐵的(311)面之繞射強度(γ(311))，從下式算出殘留沃斯田鐵的面積分率(fA)。

fA=(2/3){100/(0.7×α(111)/γ(200)+1)}+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}

其次，說明在本發明的實施形態之鋼板之ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率。依照本發明者等，發現ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率係有對衝撞時的端面裂紋造成重大的影響之情形。亦即，發現該總面積分率大於40%時，衝撞時有容易產生端面裂紋之情形。因而，該總面積分率為40%以下。結晶方位係能夠藉由EBSD法進行特定。又，ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率，係能夠區別為相對於在觀察面的總晶粒之比率，及鋼組織 的面積分率。亦即在該等之間，分母為不同且該等的和不必成為100%。

其次，說明本發明的實施形態之鋼板的機械特性。

本實施形態之鋼板，係以具有980MPa以上的拉伸強度為佳。因為拉伸強度小於980MPa時，不容易藉由構件的高強度化來得到輕量化的優點之緣故。

本實施形態之鋼板，係具有較佳為5MPa以上、更佳為10MPa以上的時效指數(aging index：AI)。因為時效指數小於5MPa時，塗裝烘烤後的降伏比為較低，而不容易得到優異的反作用力特性。在此所稱時效指數，係指附加10%拉伸預應變且在100℃進行時效60分鐘之後的降伏強度與時效前的降伏強度之差異，相當藉由時效之降伏強度的増加量。時效指數係受到鋼板中的固溶C的量之影響。

本實施形態之鋼板，係具有較佳為3%以下、，較佳為1%以下的降伏點延伸率。因為降伏點延伸率大於3%時，在成形時及衝撞時伴隨著局部應變集中而容易斷裂。

本實施形態之鋼板，係具有較佳為0.80以上、更佳為0.88以上之伴隨著塗裝烘烤之時效後的降伏比。因為時效後的降伏比小於0.80時，無法得到充分的衝撞特性且不容易得到構件輕量化的優點。在此所稱時效後的降伏比，係如以下進行測定。首先，在鋼板附加5%的拉伸預應變，且進行相當於塗裝烘烤之在170℃進行時效處理20分鐘。隨後，藉由拉伸試驗得到拉伸強度及降伏強度，且從 該拉伸強度及降伏強度算出降伏比。將拉伸預應變的大小設為5%，係考慮在製造汽車的骨架用構件時，係通常在彎曲加工部和引伸加工部導入5%以上的成形應變。

其次，說明製造本發明的實施形態之鋼板之方法。在該製造方法，係具有上述的化學組成之鋼進行熱軋、冷軋、退火、再加熱及調質輥軋等。

首先，製造具有上述的化學組成之鋼胚且進行熱軋。提供熱軋之鋼胚，例如能夠藉由連續鑄造法、分塊法或薄鋼胚鑄造等而製造。亦可採用在鑄造後立刻進行熱軋之如連續鑄造-直接輥軋之製程。

在熱軋，係進行粗軋及精加工輥軋。精加工輥軋係在(960+(80×[%Nb]+40×[%Ti]))℃以上的溫度開始。[%Nb]為Ni含量，[%Ti]為Ti含量。開始精加工輥軋之溫度(精加工輥軋起始溫度：HST)小於(960+(80×[%Nb]+40×[%Ti]))℃時，ND//<100>方位晶粒及ND//<111>方位晶粒的總面積分率變為過剩、衝孔端面的粗糙度變為顯著且在衝撞時容易產生端面裂紋。精加工輥軋係在(880+(80×[%Nb]+40×[%Ti]))℃以上的溫度結束。結束精加工輥軋之溫度(精加工輥軋結束溫度：HFT)小於(880+(80×[%Nb]+40×[%Ti]))℃時，ND//<100>方位晶粒及ND//<111>方位晶粒的總面積分率變為過剩、衝孔端面的粗糙度變為顯著且在衝撞時容易產生端面裂紋。精加工輥軋係較佳是在(890+(80×[%Nb]+40×[%Ti]))℃以上的溫度結束。

精加工輥軋結束後，將鋼板冷卻。在該冷卻係將 從精加工輥軋結束溫度(HFT)至(HFT-20℃)為止之間的第1平均冷卻速度(CR1)設為10℃/s以下，將從Ar3點至700℃為止之間的第2平均冷卻速度(CR2)設為30℃/s以上。第1平均冷卻速度大於10℃/s時，ND//<100>方位晶粒及ND//<111>方位晶粒的總面積分率變為過剩、衝孔端面的粗糙度變為顯著且在衝撞時容易產生端面裂紋。第1平均冷卻速度係較佳是設為8℃/s以下。第2平均冷卻速度小於30℃/s時，在退火後無法得到充分的固溶C，即便藉由塗裝烘烤降伏比亦未充分地提升，或是衝孔端面的粗糙度變為顯著。

精加工輥軋後的捲取係在670℃以下進行。捲取溫度(CT)大於670℃時，在退火後無法得到充分的固溶C，即便藉由塗裝烘烤降伏比亦未充分地提升，或是衝孔端面的粗糙度變為顯著。捲取溫度係較佳是設為620℃以下。

捲取之後，進行酸洗及冷軋。以75%以下的軋縮率進行冷軋。冷軋的軋縮率大於75%時，衝孔端面的粗糙度變為顯著且在衝撞時容易產生端面裂紋。

在冷軋之後，進行退火。該退火的最高到達溫度(ST)為小於(Ac₃-60)℃時，ND//<100>方位晶粒及ND//<111>方位晶粒的總面積分率大於40%，或是肥粒鐵的面積分率大於15%。該結果，衝孔端面的粗糙度變為顯著且在衝撞時容易產生端面裂紋。即便退火時間小於3秒鐘，基於同樣的理由，衝孔端面的粗糙度變為顯著且在衝撞時容易產生端面裂紋。因而，最高到達溫度係設為(Ac₃-60)℃以上，在最高到達溫度的保持時間係設為3秒鐘以上。為了得到更優 異的衝撞特性，最高到達溫度係較佳是設為(Ac₃-40)℃以上。另一方面，最高到達溫度大於(Ac₃+70)℃時，晶粒粗大化而衝孔端面脆化，而且在衝撞時容易產生端面裂紋。因而，最高到達溫度係較佳是設為(Ac₃+70)℃。退火係例如使用連續退火設備或具備鍍敷設備之連續退火設備。

變態溫度Ac₃(℃)之值係能夠以下式表示。[%C]為C含量，[%Si]為Si含量，[%Mn]為Mn含量，[%Cu]為Cu含量，[%Ni]為Ni含量，[%Cr]為Cr含量，[%Mo]為Mo含量，[%Ti]為Ti含量，[%Nb]為Nb含量，[%V]為V含量，[%Al]為Al含量。

Ac₃(℃)=937.2-436.5[%C]+56[%Si]-19.7[%Mn]-16.3[%Cu]-26.6[%Ni]-4.9[%Cr]+38.1[%Mo]+136.3[%Ti]-19.1[%Nb]+124.8[%V]+198.4[%Al]

在退火之後的冷卻，係將從700℃至500℃為止之間的第3平均冷卻速度(CR3)設為10℃/s以上，將從300℃至150℃為止之間的第4平均冷卻速度(CR4)設為10℃/s。第3平均冷卻速度小於10℃/s時，肥粒鐵的面積分率大於15%，或是無法得到充分的固溶C，即便藉由塗裝烘烤，降伏比亦未充分地提升。第3平均冷卻速度係較佳是設為20℃/s以上。第4平均冷卻速度小於10℃/s時，無法得到充分的固溶C，即便藉由塗裝烘烤，降伏比亦未充分地提升。

隨後，在300℃以上且530℃以下的溫度區域進行再加熱10秒鐘以上。在該再加熱之期間，鐵碳化物係在麻田散鐵板晶內成長。該保持溫度(Tr)小於300℃時，無法得 到充分的鐵碳化物，即便藉由塗裝烘烤，降伏比亦未充分地提升且衝撞時容易產生端面裂紋，而且能量吸收量較低，無法得到充分的反作用力特性。保持時間小於10秒鐘時，基於同樣的理由而無法得到優異的衝撞特性。保持溫度大於530℃時，鐵碳化物粗大化且降伏點延伸率變為過剩，或是拉伸強度不足。

在再加熱之期間，亦可對鋼板進行鍍敷處理。鍍敷處理係例如可使用設置有連續退火設備之鍍敷設備而進行，亦可使用與連續退火設備為另外的鍍敷專用設備而進行。鍍敷的組成係沒有特別限定。作為鍍敷處理，例如能夠進行熔融鍍敷處理、合金化熔融鍍敷處理或電鍍處理。

再加熱之後，以0.2%以上的延伸率進行調質輥軋(平整輥軋)。延伸率小於0.2%時，有降伏點延伸率變為大於3%而無法得到充分的反作用力特性之情形。另一方面，延伸率大於2.0%時，有成形性低落之情形。因而，延伸率係較佳是設為2.0%以下。

如此進行而能夠製造本發明的實施形態之鋼板。

依照本實施形態，因為化學組成、鋼組織、特定晶粒的面積分率等為適當，所以能夠抑制端面裂紋且在塗裝烘烤後能夠得到優異的降伏強度。

又，上述實施形態係何一者均只不過是在實施本發明時所揭示之具體化的例子，不應依照該等而將本發明的技術範圍限定地解釋。亦即，本發明係不從其技術思想、或其主要的特徵脫離，而能夠以各式各樣的形式實施。

實施例

其次，說明本發明的實施例。在實施例的條件，係用以確認本發明的實施可能性及效果而採用的一條件例，本發明係不被該一條件例被限定。本發明係只要不脫離本發明的要旨而達成本發明的目的，能夠採用各種條件。

在該試驗，係將具有表1所顯示的化學組成之鋼溶製而製造鋼片，將該鋼片加熱至1200℃~1250℃且進行熱軋。在熱軋係進行粗軋及精加工輥軋。表1中的空欄係表示該元素的含量為小於檢測界限，剩餘部分為Fe及不純物。表1中的底線係表示其數值係從本發明的範圍脫離。

在精加工輥軋，係使用7台機架，測定最上流側之第1機架的入側溫度、亦即即將輥軋之前的溫度，以及最下游側之第7機架出側溫度、亦即剛輥軋後的溫度。第1機架的入側溫度係相當於精加工輥軋起始溫度(HST)，第7機架的出側溫度係相當於精加工輥軋結束溫度(HFT)。將該等顯示在表2。

在精加工輥軋後，將熱軋鋼板冷卻且捲取。將在該冷卻及捲取之從精加工輥軋結束溫度(HFT)至(HFT-20℃)為止之間的第1平均冷卻速度(CR1)、從Ar3點至700℃為止之間的第2平均冷卻速度(CR2)及捲取溫度(CT)顯示在表2。

捲取後，進行熱軋鋼板的酸洗而將鏽垢除去。隨後，藉由以45%~70%的軋縮率進行冷軋而得到厚度為1.2mm的冷軋鋼板。接著，使用連續退火設備而進行冷軋鋼板的退火。將在該退火之最高到達溫度(ST)、從700℃至500℃為止之間的第3平均冷卻速度(CR3)及從300℃至150℃為止之間的第4平均冷卻速度(CR4)顯示在表2。

其次，將已被冷卻至150℃以下的溫度為止之鋼板進行再加熱。將在該再加熱之保持溫度(Tr)及保持時間(tr)顯示在表2。隨後，進行調質輥軋(平整輥軋)。將在該調質輥軋之延伸率(SP)顯示在表2。

針對一部分的鋼板，係在連續退火中或連續退火後，進行熔融鋅鍍敷處理或合金化熔融鋅鍍敷處理，針對另外一部分的鋼板，係在連續退火後進行電鍍鋅處理。在表2顯示對應鍍敷處理之鋼種。表2中的「GI」係表示進行 熔融鋅鍍敷處理後的熔融鋅鍍敷鋼板，「GA」係表示進行合金化熔融鋅鍍敷處理後的合金化熔融鋅鍍敷鋼板，「EG」係表示進行電鍍鋅處理後的電鍍鋅鋼板，「CR」係表示未進行鍍敷處理的冷軋鋼板。例如試料No.30、試料No.31，係依照以下的順序而進行，CR3為30℃/s的冷卻、熔融鋅鍍敷處理(GI)或合金化熔融鋅鍍敷處理(GA)、CR4為15℃/s的冷卻及再加熱。

如此進行而製成鋼板的試料。表2中的底線，係表示其數量值從製造條件的適當範圍脫離。然後，觀察試料的鋼組織。在觀察鋼組織時，係測定肥粒鐵的面積分率(fF)、第1麻田散鐵的面積分率(fMP)、殘留沃斯田鐵的面積分率(fA)且特定該等以外的組織之種類。在該觀察，係針對鋼板的1/4厚度部分，藉由使用光學顯微鏡照相或是SEM照相之點計算法或是影像解析之解析或藉由X射線繞射法之解析。從光學顯微鏡照相及SEM照相時，辨識困難的組織係藉由TEM觀察及EBSD法來進行結晶方位的特定且基於參考文獻的記載來辨識。鐵碳化物的等效圓直徑係藉由SEM觀察來測定，SEM觀察時辨識困難之微小鐵碳化物的等效圓直徑，係藉由TEM觀察來測定。

亦進行測定ND//<100>方位晶粒及ND//<111>方位晶粒的總面積分率。在該測定，係藉由EBSD法來進行分析包含輥軋方向(RD)及板面的法線方向(ND)的剖面內之從板厚的1/4位置至1/2位置之間之面積為5000μm²以上的區域。而且，藉由內部摩擦法測定固溶C之量。

將該等結果顯示在表3。表3中的底線係表示其數量值從本發明的範圍脫離。表3的「其他組織」之欄中的「B」係表示變韌鐵，「P」係表示波來鐵，「M」係表示第2麻田散鐵。

隨後，針對各試料進行依據JIS Z 2241之拉伸試驗。在該拉伸試驗，係使用將板寬度方向(對輥軋方向為直角之方向)作為長度方向之依據JIS Z 2201而成的拉伸試片。然後，測定每試料、降伏強度YS、拉伸強度TS、降伏點延伸率YPE及均勻延伸率uEl。在該拉伸試驗，亦準備以下的試片：對每試料附加拉伸預應變5%之後，於170℃施行時效處理20分鐘後之拉伸試片，來測定時效後的降伏強度YS及時效後的拉伸強度TS且算出時效後的降伏比YR。

每試料測定時效指數AI。在時效指數AI的測定，係附加10%拉伸預應變且於100℃進行60分鐘的時效，隨後藉由拉伸試驗來測定降伏強度。在上述時效之前亦預先藉由拉伸試驗來測定降伏強度，而且從時效後的降伏強度算出從時效前的降伏強度之増加量。

進行評價各試料的裂紋容易性。圖1至圖4係顯示裂紋容易性的評價方法之圖。在該評價。首先，準備圖1所顯示之帽型零件11及圖2所顯示之蓋子21。帽型零件11及蓋子21的長度方向之長度係設為900mm。蓋子21的寬度方向之長度係設為100mm。帽型零件11的頂部之高度係設為50mm，寬度方向的長度係設為50mm，2個凸緣部的寬度方向之長度係任一者均設為25mm，彎曲部的曲率半徑係設為5mm。在帽型零件11之中心係形成有直徑為10mm的孔穴12，在蓋子21之中心係形成有直徑為10mm的孔穴22。孔穴12及孔穴22係使用衝孔機且以15%的間隙形成。孔穴12係在形成帽型零件11之前形成。其次，如圖3所顯示，將帽型 零件11的凸緣部與蓋子21疊合，藉由點熔接該等接合而得到試驗體31。隨後，如圖4所顯示，使孔穴12位於上面且使孔穴22位於下面，而且將試驗體31載置在間隙敞開的試驗台41上。在試驗體31的長度方向之間隙的大小為700mm。然後，從3m的高度使圓筒狀之重量500kg的重錘42落下至試驗體31之中央部，且確認有無從孔穴12產生的裂紋及從孔穴22產生的裂紋。

將該等結果顯示在表4。表4中的底線，係顯示其數值係從目標範圍脫離。

如表4所顯示，因為發明例之試料No.1、No.3、No.12、No.14、No.16、No.17、No.28~No.34係具備本發明的必要條件，所以顯示優異的特性。

在試料No.2、No.4、No.5、No.18~No.20，係因為ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率過剩，由於衝撃的影響而產生端面裂紋。在試料No.6、No.7、No.10、No.21、No.22、No.25，係因為固溶C過少，即便藉由時效，降伏強度亦上升不大且在時效後無法得到充分的降伏比。試料No.8係因為肥粒鐵的面積分率過剩，所以ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率過剩，在時效後無法得到充分的降伏比且由於衝撃的影響而產生端面裂紋。在試料No.9、No.24，係因為肥粒鐵的面積分率，所以時效後無法得到充分的降伏比且由於衝撃的影響而產生端面裂紋。又，因為固溶C過少，即便藉由時效，降伏強度亦上升不大且在時效後無法得到充分的降伏比。試料No.11、No.13、No.26、No.27，係因為第1麻田散鐵的面積分率過少，所以在時效後無法得到充分的降伏比且由於衝撃的影響而產生端面裂紋。試料No.15係因為第1麻田散鐵的面積分率過剩，在時效後無法得到充分的降伏比且由於衝撃的影響而產生端面裂紋。

在試料No.35，因為C含量過少而無法得到充分的拉伸強度。在試料No.36，因為C含量過剩，所以殘留沃斯田鐵的面積分率過剩且由於衝撃的影響而產生端面裂紋。在試料No.37，因為Si含量過少而無法得到充分的拉伸 強度、又，即便藉由時效，降伏強度亦上升不大且在時效後無法得到充分的降伏比。在試料No.38，因為Si含量過剩，所以肥粒鐵的面積分率及殘留沃斯田鐵的面積分率過剩且在時效後無法得到充分的降伏比。在試料No.39，因為Mn含量過少，所以肥粒鐵的面積分率過剩，在時效後無法得到充分的降伏比且由於衝撃的影響而產生端面裂紋。在試料No.40，因為Mn含量過剩，所以ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率過剩且由於衝撃的影響而產生端面裂紋。在試料No.41，因為Al含量過剩，所以肥粒鐵的面積分率過剩且在時效後無法得到充分的降伏比。在試料No.42，因為N含量過剩，由於衝撃的影響而產生端面裂紋且降伏點延伸率過剩。在試料No.43，因為P含量過剩，由於衝撃的影響而產生端面裂紋。在試料No.44，因為S含量過剩，由於衝撃的影響而產生端面裂紋。在試料No.45，因為Ti含量過剩，由於衝撃的影響而產生端面裂紋。在試料No.46，因為Nb含量過剩由於衝撃的影響而產生端面裂紋。

著眼於製造方法時，在試料No.2、試料No.19，係因為精加工輥軋的起始溫度及結束溫度較低，所以ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率變為過剩。在試料No.4、No.18，係因為精加工輥軋的結束溫度較低，所以ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率變為過剩。在試料No.5、No.20，係因為第1平均冷卻速度較高，所以ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方 位晶粒的總面積分率變為過剩。在試料No.6、No.21，係因為第2平均冷卻速度較低，所以固溶C變為過少。在試料No.7、No.22，係因為捲取溫度較高，所以固溶C變為過少。在試料No.8、No.23，係因為退火的最高到達溫度較低，所以肥粒鐵的面積分率過剩且D//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率變為過剩。在試料No.9、No.24，係因為第3平均冷卻速度較低，所以肥粒鐵的面積分率過剩且固溶C變為過少。在試料No.10、No.25，係因為第4平均冷卻速度較低，所以固溶C變為過少。在試料No.11、No.26，係因為再加熱的保持溫度較低，所以第1麻田散鐵的面積分率變為過少。在試料No.14、No.27，係因為再加熱的保持時間較短，所以第1麻田散鐵的面積分率變為過少。在試料No.17，係因為未進行再加熱，所以第1麻田散鐵的面積分率變為過剩。

產業上之可利用性

本發明係能夠利用在例如有關適合於汽車車體的鋼板之產業。

11‧‧‧帽型零件

21‧‧‧蓋子

22‧‧‧孔穴

31‧‧‧試驗體

41‧‧‧試驗台

42‧‧‧重錘

Claims (9)

1. 一種鋼板，其特徵在於具有下述表示之化學組成，以質量%計，C：0.05%~0.40%、Si：0.05%~3.0%、Mn：1.5%~3.5%、Al：1.5%以下、N：0.010%以下、P：0.10%以下、S：0.005%以下、Nb：0.00%~0.04%以下、Ti：0.00%~0.08%以下、V及Ta：合計0.0%~0.3%、Cr、Cu、Ni、Sn及Mo：合計0.0%~1.0%、B：0.000%~0.005%、Ca：0.000%~0.005%、Ce：0.000%~0.005%、La：0.000%~0.005%、以及剩餘部分：Fe及不純物；而且具有下述表示之鋼組織，以面積%計，板晶中的等效圓直徑為2nm~500nm的鐵碳化物的數量為2個以上之第1麻田散鐵：20%~95%、 肥粒鐵：15%以下、殘留沃斯田鐵：15%以下、以及剩餘部分：變韌鐵或是板晶中之等效圓直徑為2nm~500nm的鐵碳化物的數量為小於2個之第2麻田散鐵或該等的雙方；ND//<111>方位晶粒及ND//<100>方位晶粒的總面積分率為40%以下，固溶C之量為0.44ppm以上，前述ND//<111>方位晶粒，係對板面的法線方向為平行的結晶方位，但是從<111>方向的偏移為10°以下的結晶方位之晶粒，前述ND//<100>方位晶粒，係對板面的法線方向為平行的結晶方位，但是從<100>方向的偏移為10°以下的結晶方位之晶粒。
2. 如請求項1之鋼板，其中在前述化學組成，V及Ta：合計0.01%~0.3%成立。
3. 如請求項1或2之鋼板，其中在前述化學組成，Cr、Cu、Ni、Sn及Mo：合計0.1%~1.0%成立。
4. 如請求項1或2之鋼板，其中在前述化學組成，B：0.0003%~0.005%成立。
5. 如請求項3之鋼板，其中 在前述化學組成，B：0.0003%~0.005%成立。
6. 如請求項1或2之鋼板，其中在前述化學組成，Ca：0.001%~0.005%、Ce：0.001%~0.005%、La：0.001%~0.005%、或是或該等任意的組合成立。
7. 如請求項3之鋼板，其中在前述化學組成，Ca：0.001%~0.005%、Ce：0.001%~0.005%、La：0.001%~0.005%、或是或該等任意的組合成立。
8. 如請求項4之鋼板，其中在前述化學組成，Ca：0.001%~0.005%、Ce：0.001%~0.005%、La：0.001%~0.005%、或是或該等任意的組合成立。
9. 如請求項5之鋼板，其中在前述化學組成，Ca：0.001%~0.005%、Ce：0.001%~0.005%、 La：0.001%~0.005%、或是或該等任意的組合成立。