TWI618799B - 鋼板 - Google Patents

Abstract

本發明之一態樣之鋼板含有預定之化學成分，1/4t部的金屬組織含有4~70體積%的殘留沃斯田鐵；於前述1/4t部中[Mn] _γ/[Mn] _ave＞1.5，並於前述1/4t部中f _γs/f _γ≦0.30，且[C]×[Mn]≧0.15。

Description

鋼板

發明領域 本發明係有關於一種具有優異成形性即優異的均勻延伸率與優異熔接性、且高強度之鋼板。

發明背景 為達成汽車車體及零件等的輕量化及安全性二者，作為該等之原材料的鋼板正持續朝高強度化發展。一般來說，一旦使鋼板高強度化，均勻延伸率及擴孔性等會降低，而損及鋼板的成形性。因此，為了要使用高強度鋼板作為汽車用構件，有必要提高相反特性之強度與成形性二者。

為了提升均勻延伸率，截至目前，有人提案出一種利用殘留沃斯田鐵(殘留γ)的變態誘發塑性之鋼板，即所謂的TRIP鋼板(例如：參照專利文獻1及2)。

殘留沃斯田鐵是藉由提高在沃斯田鐵中C及Mn等的濃度，藉此使得沃斯田鐵即便在室溫下也不會變態成其他組織而製得。作為使沃斯田鐵安定化之技術，有人提案出一種方法，是令鋼板中含有Si及Al等的抑制碳化物析出元素，並在鋼板的製造階段中於鋼板發生變靭鐵變態之期間提高在沃斯田鐵中C的濃度。

在此技術下，令鋼板中所含有的C含量越多，沃斯田鐵會更加安定化而可增加殘留沃斯田鐵量，其結果，便可製造出強度和均勻延伸率二者均優異之鋼板。然而，當鋼板被使用於構造構件時，多半會對鋼板進行熔接，但由於鋼板中的C含量多的話熔接性就會變差，因此作為構造構件來使用一事便有所限制。於是，眾人期盼能以較少的C含量來提升均勻延伸率與強度二者。

此外，為了提高該TRIP鋼板的擴孔性，有人提案出一種將變靭鐵作為主要組織之鋼(例如：專利文獻3)。然而，將延展性低的變靭鐵作為主要組織的情況下，鋼板的延展性會變低，而難以製作形狀複雜的汽車用構件。

另一方面，有人提案出一種添加了超過3.0%的Mn之鋼，作為殘留沃斯田鐵量多於上述TRIP鋼且延展性超越上述TRIP鋼之鋼板(例如：非專利文獻1)。然而，在本鋼種中，適用於汽車用構件的案例較少，且並未針對擴孔性之提升進行充分研討。至今仍未開發出包含超過3.0%的Mn且已改善擴孔性等之鋼板。

於專利文獻4中揭示一種在冷軋延前施行退火藉以改善機械特性之高強度鋼板。但，專利文獻4所記載之鋼板係r值優異的DP鋼，而非強度及延展性優異的鋼板。特別是，在專利文獻4中揭示之技術，是於熱軋延後的捲取處理時使雪明碳鐵在鋼板之肥粒鐵-波來鐵及肥粒鐵中析出，並在冷軋延前使雪明碳鐵粗大化且球狀化。具有此種組織的鋼板並非可兼具汽車用鋼板所謀求的拉伸強度、延展性及擴孔性之鋼板。 先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本特開昭61-217529號公報 專利文獻2：日本專利特開平5-59429號公報 專利文獻3：日本特開2005-330584號公報 專利文獻4：日本專利第5082451號

非專利文獻 非專利文獻1：古川敬、松村理，熱處理，日本，日本熱處理協會，平成9年，第37號卷，第4號，p.204

發明概要 發明欲解決之課題 本發明之課題為提供一種具有優異均勻延伸率與擴孔性、高強度、以及良好熔接性之鋼板。 用以解決課題之手段

為了提升熔接性，必須降低C含量。為了以低C含量來確保優異均勻延伸率與擴孔性、以及高強度，本發明人等發現，使7面積％以上之殘留沃斯田鐵分散於鋼板中並控制殘留沃斯田鐵之形態，此舉係有效的。該種本發明之宗旨乃如下所述。

(1)本發明一態樣之鋼板，以單位質量%計含有：C：0.03~0.40%、Si：0.01~5.00%、Mn：0.50~12.00%、Al：0.001~5.000%、P：0.150%以下、S：0.0300%以下、N：0.0100%以下、O：0.0100%以下、Cr：0~5.00%、Mo：0~5.00%、Ni：0~5.00%、Cu：0~5.00%、Nb：0~0.500%、Ti：0~0.500%、V：0~0.500%、W：0~0.500%、B：0~0.0030%、Ca：0~0.0500%、Mg：0~0.0500%、Zr：0~0.0500%、REM：0~0.0500%、Sb：0~0.0500%、Sn：0~0.0500%、As：0~0.0500%、及Te：0~0.0500%，並且剩餘部分由鐵及雜質所構成；1/4t部之金屬組織含有4~70體積%的殘留沃斯田鐵；在前述1/4t部中，相對於前述1/4t部全體以單位質量%計之平均Mn濃度[Mn] _ave，前述殘留沃斯田鐵中以單位質量%計之平均Mn濃度[Mn] _γ係滿足式1；在前述1/4t部中，長寬比2.0以下的前述殘留沃斯田鐵之體積率f _γs與全部的前述殘留沃斯田鐵之體積率f _γ係滿足式2；以單位質量%計之C含量[C]及Mn含量[Mn]則係滿足式3。 [Mn] _γ/[Mn] _ave＞1.5…(式1) f _γs/f _γ≦0.30…(式2) [C]×[Mn]≧0.15…(式3) (2)上述(1)之鋼板亦可以單位質量%計含有Mn：3.50~12.00%。 (3)上述(1)或(2)之鋼板亦能以單位質量%計含有選自於由下述所構成群組中之1種或2種以上：Cr：0.01%~5.00%、Mo：0.01%~5.00%、Ni：0.01%~5.00%、Cu：0.01%~5.00%、Nb：0.005%~0.500%、Ti：0.005%~0.500%、V：0.005%~0.500%、W：0.005%~0.500%、B：0.0001%~0.0030%、Ca：0.0001%~0.0500%、Mg：0.0001%~0.0500%、Zr：0.0005%~0.0500%、REM：0.0005%~0.0500%、Sb：0.0050%~0.0500%、Sn：0.0050%~0.0500%、As：0.0050%~0.0500%、及Te：0.0050%~0.0500%。 (4)上述(1)~(3)中任一項之鋼板亦可在前述鋼板之表面具有熔融鍍鋅層。 (5)上述(1)~(3)中任一項之鋼板亦可在前述鋼板之表面具有合金化熔融鍍鋅層。 發明效果

本發明之上述態樣之鋼板因C含量在0.40質量%以下，故具有優異熔接性。且，本發明之鋼板，其拉伸強度與均勻延伸率之積「TS×uEL」較高。此點意味著相反特性之拉伸強度及均勻延伸率二者均優異。此外，本發明之鋼板，其拉伸強度與擴孔性之積「TS×λ」較高。此點則意味著相反特性之拉伸強度及擴孔性二者均優異。

根據本發明，便可在較先前技術還少的C含量下，提供一種拉伸強度、均勻延伸率及擴孔性較先前技術優異之高強度鋼板。若使用此鋼板，將可提高尤其是汽車之輕量化與安全性二者，並且亦能夠確保熔接的施作容易性，因而在產業上的貢獻極為顯著。

用以實施發明之形態 本案發明人等反覆致力研究的結果，發現了以下的事項： 在鋼板的1/4t部中，相對於1/4t部全體以單位質量%計之平均Mn濃度[Mn] _ave，殘留沃斯田鐵中以單位質量%計之平均Mn濃度[Mn] _γ滿足下述(式1)，且長寬比2.0以下的殘留沃斯田鐵之體積率f _γs與全殘留沃斯田鐵之體積率f _γ滿足下述(式2)時，便能夠以較低的C含量製造出均勻延伸率及擴孔性優異的高強度鋼板。另，鋼板的1/4t部是從鋼板的軋延面起到鋼板厚度t的約1/4深度之區域。也可將鋼板的1/4t部定義為從鋼板的軋延面起，在深度1/8t的面與深度3/8t的面之間的區域。 [Mn] _γ/[Mn] _ave＞1.5…(式1) f _γs/f _γ≦0.30…(式2)

以下，有時僅將「以單位質量%計之平均Mn濃度」稱為「平均Mn濃度」，並將[Mn] _γ/[Mn] _ave稱為「Mn濃化度」。此外，以下說明的本實施形態之鋼板的金屬組織特徵均為鋼板的1/4t部(亦即，從鋼板的軋延面起到鋼板厚度t的約1/4深度之區域)中的金屬組織之特徵。存在於鋼板的軋延面與鋼板的厚度方向之中心面之間的鋼板的1/4t部，其被認為是具有平均的金屬組織。因此，在有關鋼板的技術領域中，通常會將鋼板的1/4t部設為金屬組織的控制對象。若如以下所說明的方式控制本實施形態之鋼板的1/4t部之金屬組織的話，鋼板的1/4t部以外的區域之金屬組織也會被理想地控制，故本實施形態之鋼板的拉伸強度、均勻延伸率及擴孔性會高於目標值。因此，只要鋼板的1/4t部的金屬組織之構成是在本實施形態所說明的預定範圍內時，鋼板的1/4t部以外區域的金屬組織之構成便無特別限制。在本實施形態中，只要沒有特別事先說明時，關於鋼板的金屬組織之構成之記載便是有關鋼板的1/4t部的金屬組織者。

以下，針對如上述方式規定Mn濃化度及殘留沃斯田鐵的長寬比之理由進行說明。

([Mn] _γ/[Mn] _ave＞1.5) 在TRIP鋼中是於退火過程中，藉由使肥粒鐵變態及/或變韌鐵變態發生，來增大沃斯田鐵中的C濃度，使得沃斯田鐵於室溫下也會穩定地存在。作為用以獲得具有更加高強度且高均勻延伸率的鋼板之簡便方法，已知有透過增加C含量來使殘留沃斯田鐵量增加之手段。然而，當C含量增加時，鋼板的焊接性會劣化，所以對於被用在需要焊接的構造部件等之鋼板便無法使用該手法。

於是，本發明人等研討了不使C含量增大就能提高均勻延伸率的鋼板之製造方法。其結果發現，在透過適當控制熱軋條件和熱軋延後、冷軋延前之熱處理條件，使殘留沃斯田鐵中的Mn濃度增大而滿足(式1)時，便能在強度及C含量保持不變的情況下，提升均勻延伸率。

發生上述現象的詳細理由不明，但本發明人等認為是藉由在沃斯田鐵中提高沃斯田鐵穩定化元素Mn的濃度，可以確保更加多量的殘留沃斯田鐵，且均勻延伸率會上升。

Mn濃度在1.5以下時，均勻延伸率會受損，而無法獲得所需的機械特性。另，推定以一般製造條件所製得的鋼板，其Mn濃化度為1.2~1.4左右。Mn濃化度的較佳下限值為1.52、1.54或1.56。

1/4t部中的Mn濃度比是藉由下述而求得：研磨垂直於鋼板的軋延方向及軋延面的截面，並於此截面的1/4t部中，使用FE-SEM等可進行局部分析之裝置來測定[Mn] _γ及[Mn] _ave。

(f _γs/f _γ≦0.30) 此外，本發明人等發現，使長寬比2.0以下的殘留沃斯田鐵之體積率f _γs與全殘留沃斯田鐵之體積率f _γ滿足上述(式2)時，擴孔率會提升。而將具有同等強度的滿足式2之鋼板與未滿足式2之鋼板進行比較時，滿足式2之鋼板其擴孔率較高。

降低長寬比2.0以下的殘留沃斯田鐵之體積率f _γs時，擴孔率會提升的理由並不清楚。本發明人等推測，是因為長寬比2.0以下的殘留沃斯田鐵會存在於舊沃斯田鐵的邊界及包體的邊界等，此外，其多半具有超過1.0μm的粒徑，故在擴孔加工時，應力容易集中於長寬比2.0以下的殘留沃斯田鐵而變得容易斷裂。因此，必須將f _γs/f _γ設為0.30以下。f _γs/f _γ較佳為0.25以下，更佳為0.20以下。

1/4t部中的f _γs/f _γ之算出方法如下。首先，1/4t部中的長寬比2.0以下的殘留沃斯田鐵分率f _γs是透過將1/4t部進行EBSP分析而求得。在此EBSP分析中，是將fcc相和bcc相分離，將fcc相呈塊狀之部分視為一個殘留沃斯田鐵晶粒，且令長寬比為該晶粒最長的寬度與最短的寬度之比。1/4t部中的全殘留沃斯田鐵量f _γ，是在1/4t部藉由使用了X射線繞射之測定而求得。

接下來說明本實施形態之鋼板之成分。又，在以下說明中，含量的%意指質量%。

(C：0.03～0.40%) C是用以提高鋼的強度並確保殘留沃斯田鐵極為重要的元素。為了獲得充分的殘留沃斯田鐵量，需要有0.03%以上的C含量。另一方面，當含有過量的C含量時會損及鋼板的焊接性，故將C含量之上限設為0.40%以下。C含量的較佳下限值為0.04%、0.09%或0.14%。C含量的較佳上限值為0.36%、0.32%或0.25%。

(Mn：0.50～12.00%) Mn是使沃斯田鐵穩定化並提高淬火性之元素。此外，於本實施形態的鋼板中，是將Mn分配在沃斯田鐵中，以使沃斯田鐵更加穩定化。為了要在室溫下使沃斯田鐵穩定化，必須有0.50%以上的Mn。另一方面，當含有過量的Mn時會損及延展性，故將Mn含量之上限設為12.00%。Mn含量的較佳下限值為1.50%、2.30%、3.00%或3.50%。Mn含量的較佳上限值為10.00%、8.00%或6.00%。

(Si：0.01～5.00%) (Al：0.001～5.000%) Si為去氧劑，必須含有0.01%以上。Al亦為去氧劑，必須含有0.001%以上。此外，Si及Al是在鋼板退火時穩定化肥粒鐵的元素，且是抑制變韌鐵變態時的雪明碳鐵析出，藉此提高沃斯田鐵的C濃度，而有助於確保殘留沃斯田鐵的元素。此外，Si及Al會提高鋼板的擴孔性。此理由不清楚，但推定是由於母相之回火麻田散鐵或肥粒鐵變硬，所以在加工中，從沃斯田鐵變態而來的麻田散鐵跟回火麻田散鐵之間或從沃斯田鐵變態而來的麻田散鐵跟肥粒鐵之間的硬度差變小之故。 雖然Si及Al含量越多該效果會變大，但當含有過量的Si及Al時，會招致表面性能、塗裝性及焊接性等的劣化，故令Si的上限為5.00%以下，且令Al的上限為5.000%以下。此外，當含有超過5.000%的量的Al時，δ肥粒鐵在室溫下也會殘存。該肥粒鐵在熱軋延時變成已拉伸的肥粒鐵，在拉伸試驗或壓製成型時應力會集中於該肥粒鐵，故鋼板會變得容易斷裂。Si含量的較佳下限值為0.40%、0.90%或1.20%。Si含量的較佳上限值為4.00%、3.50%或3.00%。

(P：0.150%以下) P為雜質，當含有過量時會損害延展性或焊接性。因此，令P含量的上限為0.150%以下。P含量的較佳上限值為0.060%、0.030%或0.025%。因本實施形態之鋼板不以P為必要，故P含量的下限值為0%。可令P含量的下限值為超過0%、或者亦可為0.001%，但是以盡可能減少P含量為佳。

(S：0.0300%以下) S為雜質，當含有過量時會生成因熱軋延而延伸的MnS，並招致延展性及擴孔性等成形性之劣化。因此，令S含量的上限為0.0300%以下。S含量的較佳上限值為0.0100%、0.0070%或0.0040%。因本實施形態之鋼板不以S為必要，故S含量的下限值為0%。可令S含量的下限值為超過0%、或者亦可為0.0001%，但是以盡可能減少S含量為佳。

(N：0.0100%以下) N為雜質，當超過0.0100%時便會招致局部延展性之劣化。因此，令N含量的上限為0.0100%以下。N含量的較佳上限值為0.0080%、0.0060%或0.0050%。因本實施形態之鋼板不以N為必要，故N含量的下限值為0%。可令N含量的下限值為超過0%、或者亦可為0.0003%，但是以盡可能減少N含量為佳。

(O：0.0100%以下) O為雜質，當超過0.0100%時便會招致延展性之劣化。因此，令O含量的上限為0.0100%以下。O含量的較佳上限值為0.0060%、0.0040%或0.0020%。因本實施形態之鋼板不以O為必要，故O含量的下限值為0%。可令O含量的下限值為超過0%、或者亦可為0.0001%，但是以盡可能減少O含量為佳。

以上為構成本實施形態之鋼板的基本元素，但本實施形態之鋼板亦可進一步含有選自由Cr、Mo、Ni、Cu、Nb、Ti、V、W以及B所構成之群組中的1種或2種以上。然而，由於本實施形態之鋼板不以Cr、Mo、Ni、Cu、Nb、Ti、V、W以及B為必要，故Cr、Mo、Ni、Cu、Nb、Ti、V、W以及B的含量下限值為0%。

(Cr：0～5.00%) (Mo：0～5.00%) (Ni：0～5.00%) (Cu：0～5.00%) 對本實施形態之鋼板而言，Cr、Mo、Ni以及Cu並非必須元素。但是，由於Cr、Mo、Ni及Cu是提升鋼板強度的元素，故亦可含有於本實施形態之鋼板中。為了獲得此效果，鋼板亦可含有選自於Cr、Mo、Ni及Cu所構成之群組中的1種或2種以上之元素各自為0.01%以上。但，當含有過量的該等元素時，會有鋼板強度變得過高而損害鋼板的延展性的情況。因此，令選自於Cr、Mo、Ni以及Cu所構成之群組中的1種或2種以上之元素各自的上限值為5.00%。

(Nb：0～0.500%) (Ti：0～0.500%) (V：0～0.500%) (W：0～0.500%) 對本實施形態之鋼板而言，Nb、Ti、V及W並非必須元素。然而，Nb、Ti、V及W是生成微細的碳化物、氮化物或碳氮化物之元素，故在確保鋼板的強度上是有效的。因而，鋼板亦可含有選自於Nb、Ti、V及W所構成之群組中的1種或2種以上之元素。為了獲得此效果，宜令選自於Nb、Ti、V及W所構成之群組中的1種或2種以上之元素各自的下限值為0.005%。另一方面，當含有過量的該等元素時，會有鋼板強度過度上升而鋼板延展性降低的情況。因此，要令選自於Nb、Ti、V及W所構成之群組中的1種或2種以上之元素各自的上限值為0.500%。

(B：0～0.0030%) 由於B能夠延遲肥粒鐵變態及變韌鐵變態之開始，而提高鋼的強度，所以B也可以因應需求含有於本實施形態的鋼板中。為了獲得此效果，宜令B含量的下限值為0.0001%。另一方面，過多的量之B會過度提高鋼板的淬火性，並過度延遲肥粒鐵變態及變韌鐵變態之開始，故有妨礙C濃度朝殘留沃斯田鐵相提高之虞。因此，令B含量的上限為0.0030%。

本實施形態的鋼板亦可進一步含有選自於Ca、Mg、Zr及REM(稀土類元素)所構成之群組中的1種或2種以上之元素。然而，本實施形態的鋼板不以Ca、Mg、Zr及REM為必要，故Ca、Mg、Zr及REM的含量下限值為0%。

(Ca：0～0.0500%) (Mg：0～0.0500%) (Zr：0～0.0500%) (REM：0～0.0500%) Ca、Mg、Zr及REM會控制硫化物及氧化物的形狀，並提升鋼板的局部延展性及擴孔性。為了獲得此效果，亦可於鋼板中含有選自於0.0001%以上之Ca、0.0001%以上之Mg、0.0005%以上之Zr、以及0.0005%以上之REM所構成之群組中的1種或2種以上。但是，由於過多量的該等元素會使鋼板的加工性劣化，故令該等元素各自的上限為0.0500%。又，宜令選自於Ca、Mg、Zr、REM所構成之群組中的1種或2種以上之元素含量的合計為0.0500%以下。

鋼也可以進一步含有選自於Sb、Sn、As及Te所構成之群組中的1種或2種以上。然而，本實施形態的鋼板不以Sb、Sn、As及Te為必要，故Sb、Sn、As及Te之含量下限值為0%。

(Sb：0～0.0500%) (Sn：0～0.0500%) (As：0～0.0500%) (Te：0～0.0500%) Sb、Sn、As及Te會抑制鋼板中的Mn、Si及/或Al等易氧化元素於鋼板表面擴散而形成氧化物，而提高鋼板的表面性能或鍍敷性。為了獲得此效果，亦可令選自於Sb、Sn、As及Te所構成之群組中的1種或2種以上之元素各自的下限值為0.0050%。另一方面，當此等元素各自的含量超過0.0500%時該效果達飽和，故令此等元素各自的上限值為0.0500%。

([C]×[Mn]≧0.15) 本實施形態的鋼板之化學成分中，以單位質量%計之C含量[C]以及Mn含量[Mn]必須滿足以下式3。 [C]×[Mn]≧0.15…(式3) C及Mn之任一者均具有以下效果：在鋼板的製造方法所包含的熱處理時，穩定化鋼板中所含有的沃斯田鐵，並增大最終得到的鋼板之殘留沃斯田鐵量。在C含量與Mn含量之積為0.15以上時，令殘留沃斯田鐵量為4%以上且於殘留沃斯田鐵內提高Mn濃度，便可滿足式1。[C]×[Mn]之較佳下限值為0.30或0.50。雖不須特別規定[C]×[Mn]之上限值，但亦可設為由上述C含量及Mn含量之上限值所算出的4.80。

接下來說明本實施形態的鋼板之金屬組織。

本實施形態的鋼板之金屬組織含有殘留沃斯田鐵，其他組織是由肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、新生麻田散鐵、變韌鐵及回火麻田散鐵等的1種或2種以上所構成。 各組織之分率是依退火條件而變化，並對強度、延展性及擴孔性等還有材質造成影響。由於該材質是依照譬如汽車用零件而變化，故只要因應需要來選擇退火條件並控制組織分率即可。

(鋼板的1/4t部的金屬組織中之殘留沃斯田鐵量：4~70體積%) 於本實施形態的鋼板中，控制殘留沃斯田鐵的量一事是重要的。殘留沃斯田鐵是藉由變態誘發塑性來提高鋼板的延展性，尤其是鋼板的均勻伸長之組織。此外，殘留沃斯田鐵透過加工會變態為麻田散鐵，故有助於提升鋼板強度。為獲得此等效果，本實施形態的鋼板的1/4t部以體積率計，必須含有4%以上之殘留沃斯田鐵。殘留沃斯田鐵的體積率之下限值較佳為5%、7%、9%或12%。又，如上述，只要鋼板的1/4t部之金屬組織構成是在本實施形態中所說明的預定範圍內的話，鋼板的1/4t部以外區域之金屬組織構成並無別限定。鋼板的1/4t部以外區域之殘留沃斯田鐵的體積率並無限定。於本實施形態中，只要沒有特別事先說明時，有關殘留沃斯田鐵等的含量之記載便是表示鋼板的1/4t部之金屬組織的殘留沃斯田鐵等的含量。

殘留沃斯田鐵的體積率越高越理想。但是，要使具有上述化學成分的鋼板中，以體積率計含有超過70%的殘留沃斯田鐵是有困難的。為了使殘留沃斯田鐵超過70體積%，必須含有超過0.40%的C，在此情況下，鋼板的焊接性會受到損害。因此，令殘留沃斯田鐵的體積率之上限為70%以下。

只要上述殘留沃斯田鐵量在規定範圍內的話，本實施形態的鋼板之金屬組織的剩餘部分並無特別規定，因應所謀求的特性作適當選擇即可。可含有於金屬組織的剩餘部分之組織，有肥粒鐵、新生麻田散鐵、變韌鐵及回火麻田散鐵等，但亦可含有該等以外之組織及夾雜物。雖然肥粒鐵、新生麻田散鐵、變韌鐵及回火麻田散鐵的上下限值並無特別限定，但仍於以下說明該等之較佳上下限值。

肥粒鐵是提升鋼板延展性的組織。雖然亦可令肥粒鐵含量為0面積%，但為了在目標強度水準的範圍內，理想地保有強度和延展性二者，宜令肥粒鐵的面積率為10~75%。肥粒鐵含量之更佳下限值為15面積%、20面積%或25面積%。而肥粒鐵含量之更佳上限值為50面積%、65面積%或70面積%。

本實施形態的鋼板之金屬組織亦可含有新生麻田散鐵(亦即，未經回火之麻田散鐵)。新生麻田散為硬質組織，且在鋼板強度的確保上是有效的。但是，新生麻田散的含量小時，鋼板的延展性會變高。因而，亦可令新生麻田散的含量為0面積%。為確保延展性，在本實施形態的鋼板中亦可令新生麻田散含量的上限值以面積率計為25%。新生麻田散含量的較佳下限值為0.5面積%、1面積%或2面積%。新生麻田散含量的較佳上限值為20面積%、15面積%或12面積%。

本實施形態的鋼板之金屬組織亦可含有回火麻田散鐵，該回火麻田散鐵乃藉由將最終退火後產生的新生麻田散鐵進行回火而獲得者。回火麻田散鐵的含量亦可為0面積%，但回火麻田散鐵是提升鋼板強度及擴孔性二者之組織。回火麻田散鐵含量雖可因應目標強度水準作適當選擇，但在令回火麻田散鐵含量之上限為25%時，可理想地確保鋼板之延展性。回火麻田散鐵含量之更佳下限值為3面積%、5面積%或7面積%。回火麻田散鐵含量之更佳上限值為22面積%、20面積%或18面積%。

本實施形態的鋼板之金屬組織亦可含有變韌鐵。在變韌鐵變態期間，C濃度會於沃斯田鐵中提高，且沃斯田鐵會穩定化。亦即，若為了使最終獲得的鋼板中含有變韌鐵而進行熱處理，則殘留沃斯田鐵便會穩定化。更甚者，變韌鐵也是能夠提升鋼板強度及擴孔性二者之組織。變韌鐵的含量亦可為0面積%，但為了獲得該些效果，宜含有5面積%以上之變韌鐵。由於本實施形態的鋼板中含有0.5%以上的Mn，故要使變韌鐵為50面積%以上是有困難的。因此，亦可令變韌鐵含量之上限值為50面積%。變韌鐵含量之更佳下限值為7面積%、8面積%或10面積%。變韌鐵含量之更佳上限值為45面積%、42面積%或40面積%。

本實施形態的鋼板之金屬組織亦可含有波來鐵。在退火時的冷卻中以及合金化處理中等，波來鐵會有由沃斯田鐵變態而來的情況。波來鐵含量之上限值較佳為10面積%。當令波來鐵含量之上限值為10面積%時，可防止殘留沃斯田鐵量變為4面積%以下，而可確保強度及延展性。波來鐵含量之更佳上限值為3面積%、2面積%或1面積%。此外，波來鐵含量越低越好，故波來鐵含量之下限值為0面積%。

又，鋼板中含有肥粒鐵及回火麻田散鐵之一者或二者時，宜使肥粒鐵及回火麻田散鐵之平均結晶粒徑為10 μm以下。此時，因組織變得微細，故鋼板會高強度化。並且，由於組織會被均勻化，所以加工應變將會被均勻地導入鋼板中，而提升鋼板的均勻延伸率。肥粒鐵及回火麻田散鐵之平均結晶粒徑較佳為7 μm以下，更佳為5 μm以下。

於以下顯示上述組織的鑑定方法。又，以下說明之鑑定方法均是於鋼板的1/4t部而實施。 肥粒鐵之觀察是使用經研磨且以硝太蝕劑腐蝕過的樣品之截斷面，利用光學顯微鏡來進行。由於在一般的光學顯微鏡影像中，肥粒鐵是呈現白色，故測定白色部的面積率並令其為肥粒鐵分率。面積率之測定是將組織照片作圖像解析而進行。 殘留沃斯田鐵的體積率是透過X射線繞射法求得。另外，以此手段所求得之體積率可以想成是與面積率幾乎相同。 新生麻田散鐵之觀察是使用經研磨且以LePera液腐蝕過的樣品之截斷面，利用光學顯微鏡來進行。 波來鐵是以SEM觀察經研磨且以硝太蝕劑腐蝕的樣品之截斷面，測定層狀構造所構成區域之面積率並令其為波來鐵之面積率。

透過使用SEM並以倍率5000倍觀察適當調製而成的樣品之截斷面，即可辨別變韌鐵及回火麻田散鐵。可將以下組織視為變韌鐵：肥粒鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵以外的組織，且雪明碳鐵在其內部沿著一個方向析出之組織；並且，可將以下組織視為回火麻田散鐵：肥粒鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵以外的組織，且雪明碳鐵在其內部沿著二個方向析出之組織。 另一方面，為了省略上述辨別作業，亦可因應生成回火麻田散鐵的方法來適當選擇鑑定變韌鐵及回火麻田散鐵的方法。 作為在本實施形態的鋼板中生成回火麻田散鐵的手法之一例，可舉例：於後述之沃斯田鐵等溫淬火(austemper)處理之前，使鋼板溫度為Ms~Mf點之溫度。此外，作為在本實施形態的鋼板中生成回火麻田散鐵的手法之另一例，可舉例：於退火結束後對鋼板進行回火處理。未進行此種回火處理時，則回火麻田散鐵不存在。

在回火麻田散鐵不存在的情況下，可將肥粒鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵及波來鐵以外的組織之面積率視為變韌鐵之面積率。 於退火結束後進行回火處理以生成回火麻田散鐵的情況下，可測定回火處理前的鋼板之麻田散鐵量，並將該麻田散鐵量視為回火處理後所獲得之回火麻田散鐵的量。 在沃斯田鐵等溫淬火處理之前使鋼板溫度為Ms~Mf點之溫度以產生回火麻田散鐵的情況下，可根據鋼板的體積膨脹量之變化量來推定回火麻田散鐵的量。這是由於當沃斯田鐵變態為麻田散鐵或變韌鐵時體積會增加之故。使鋼板溫度為Ms~Mf點之溫度後0.1秒以內之鋼板體積增加量可視為回火麻田散鐵的量，並且在那之後的體積增加量可視為變韌鐵的量。

接著，說明本實施形態的鋼板之機械特性。 本實施形態的鋼板之拉伸強度宜為440MPa以上。這是為了在將鋼板作為汽車的原材料使用時，藉由高強度化以減少板厚而有助於輕量化。此外，為了將本實施形態的鋼板供給至壓製成形，以具有優異的均勻延伸率(uEL)和擴孔性(λ)優異為宜。拉伸強度與均勻延伸率之積「TS×uEL」宜為20000MPa·%以上，且拉伸強度與擴孔性之積「TS×λ」宜為20000MPa·%以上。藉由令成分及1/4t部的金屬組織之構成在上述範圍內，便可獲得此種機械特性。

另外，本實施形態的鋼板，可以是具有設置於其表面的熔融鍍鋅層之熔融鍍鋅鋼板，也可以是具有設置於其表面的合金化熔融鍍鋅層之合金化熔融鍍鋅鋼板。熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層具有使本實施形態的鋼板之耐腐蝕性以及美觀等大大躍升之效果。另一方面，熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層不會損害本實施形態的鋼板之機械特性。

接下來說明本實施形態之鋼板之製造方法。 本實施形態的鋼板是如以下所製造：以常規方法熔製、鑄造如前述成分之鋼而製成鋼胚或鋼塊，將其加熱並進行熱軋延，對所製得之熱軋鋼板進行酸洗後，且在進行第一退火後，進一步實施第二退火。亦可在第一退火與第二退火之間，因應需要進行冷軋延。

熱軋延只要在一般的連續熱軋延產線中進行即可。只要滿足後述條件，上述第一退火及第二退火在退火爐及連續退火產線之任一者進行均無妨。並且，亦可對冷軋延後的鋼板進行表面光軋。

將熱軋延後的冷卻條件、捲取條件、第一退火的退火條件、冷軋延率以及第二退火的退火條件分別限定於以下所示範圍內，藉此便可獲得滿足式1及式2之規定的金屬組織。

只要化學成分是在上述本實施形態的鋼板之範圍內的話，熔鋼可以是以一般的高爐法熔製而成者，也可以是如同以電爐法製成的鋼那樣，原材料大量含有廢料者。鋼胚可以是以一般的連續鑄造製程製造而成者，也可以是以薄扁鋼胚鑄造製造而成者。

加熱上述鋼胚或鋼塊，並進行熱軋延。此時的加熱溫度及熱軋延溫度並無特別規定。

將進行完工軋延而製得的熱軋延鋼板冷卻並捲取，作成卷料。為了抑制波來鐵變態及微細化結晶粒徑，從熱軋延之後起到捲取開始為止的冷卻速度越大越好。因此，在熱軋延之後，令從800℃起到捲取溫度為止的溫度範圍之平均冷卻速度為10℃/s以上。更甚者，為了使粒徑微細化，在熱軋延之後，從800℃起到捲取溫度為止的溫度範圍之平均冷卻速度較佳為30℃/s以上。為了以良好精度控制捲取溫度，在熱軋延之後，從800℃起到捲取溫度為止的溫度範圍之平均冷卻速度之上限宜為100℃/s以下。又，所謂「從800℃起到捲取溫度為止的溫度範圍之平均冷卻速度」，是將800℃與捲取溫度之差除以鋼板從800℃冷卻到捲取溫度為止所需的經過時間而得之值。熱軋延之完工軋延在低於800℃結束的情況下，只要令從完工軋延結束後當下的溫度到捲取溫度為止的溫度範圍之平均冷卻速度為控制對象，來代替從800℃起到捲取溫度為止的溫度範圍之平均冷卻速度即可。

令冷卻後的捲取溫度為600℃以下。當捲取溫度超過600℃時，因肥粒鐵-波來鐵的粗大化，熱軋組織會變成不均勻的組織，而在之後的第一退火時會產生粗大的雪明碳鐵。此粗大的雪明碳鐵，會導致第二退火後的殘留沃斯田鐵變得粗大、或在第二退火後雪明碳鐵殘留而使殘留沃斯田鐵減少的的情況發生。不論在哪一種情形下，鋼板的機械特性都會劣化。捲取溫度較佳為550℃以下，更佳為500℃以下。

將以上述方式製得之熱軋鋼板冷卻至室溫後，進行退火。 此熱軋延後之退火(第一退火)是在本實施形態的鋼板的製造方法中重要的製程。為了在最終組織中滿足前述(式1)，必須利用該退火以提高Mn在殘留沃斯田鐵中的濃度。這是因為僅以冷軋延後所進行之退火(第二退火)並無法滿足(式1)之故。

在第一退火中，是加熱熱軋鋼板，並在550~750℃的溫度範圍保持30分以上，然後冷卻至Ms點以下。透過實施本退火，便能獲得滿足(式1)及(式2)二者之鋼板。 當第一退火溫度是在低於550℃的溫度區域的情況下，最終獲得的鋼板之組織中的殘留沃斯田鐵會變得不滿足(式2)。其原因雖不清楚，但推定是因為第一退火溫度低於550℃時，在第一退火時會於舊沃斯田鐵晶界及包體晶界產生粗大的雪明碳鐵，此粗大的雪明碳鐵在第二退火時會變化為長寬比2.0以下的粗大沃斯田鐵之故。 另一方面，當第一退火溫度超過750℃時，第一退火結束時麻田散鐵變多而變得不滿足(式1)。其原因雖不清楚，但推定變得不滿足(式1)是因為在第一退火時，鋼板組織實質上變成沃斯田鐵單相，而變得不發生Mn之偏析之故。因此，令第一退火溫度之上限為750℃。

此外，在將鋼板加熱至第一退火溫度時，必須令在300~550℃的溫度區域之平均加熱速度為1℃/s以上。未滿足本條件時，鋼板的金屬組織會變得不滿足(式2)，且擴孔性會劣化。其理由不明，但推定是因為低於1℃/s時，在加熱中雪明碳鐵析出於舊沃斯田鐵晶界及包體晶界，該雪明碳鐵會變成長寬比2.0以下的沃斯田鐵之故。該平均加熱速度之限制不只是在第一退火，在第二退火中也必須滿足。理由同第一退火。又，所謂「在300~550℃的溫度區域之平均加熱速度」，是將溫度區域的上限與下限的差(250℃)除以鋼板溫度通過該溫度區域所需時間之值。

退火時，不須嚴密地將鋼板溫度保持恆溫。在退火期間，只要鋼板溫度在550~750℃的溫度範圍30分鐘以上即可，鋼板溫度亦可在此範圍內變動。將鋼板溫度保持在550~750℃的範圍之時間低於30分時，鋼板的金屬組織會無法滿足(式1)。推定這是因為保持時間不足導致Mn的擴散距離不足，而無法充分地提高Mn在沃斯田鐵中的濃度之故。

冷軋延並非製造本實施形態的鋼板之必須步驟。然而，為了板厚之調整、形狀之調整，亦可對鋼板進行冷軋延。冷軋延會將退火後的鋼板之金屬組織微細化，藉此具有提升機械特性的效果。然而，冷軋延的軋縮率過大時，會有局部延展性降低的情形。

在第一退火後或任意的冷軋延之後，對鋼板實施第二退火。在本實施形態的鋼板之製造方法中，令第二退火中的退火溫度為肥粒鐵與沃斯田鐵共存之溫度。 在第二退火的退火溫度低於550℃的情況下，於第二退火中所獲得的沃斯田鐵量會變少，而無法於最終所製得之鋼板中留下充分的殘留沃斯田鐵。當第二退火溫度超過800℃時，於第一退火中已經在沃斯田鐵中提高濃度的Mn會再度擴散，故最終所製得之鋼板會變得不滿足(式1)。此外，對於800℃為沃斯田鐵單相區之鋼，以超過800℃的退火溫度進行第二退火時，並無法獲得本實施形態的鋼板之組織。

此外，令第二退火中的溫度保持時間(在550℃~800℃的保持時間)為5秒以上。第二退火的溫度保持時間低於5秒時，碳化物並未完全溶解，最終所獲得的殘留沃斯田鐵量會減少，此外，進行了冷軋延時再結晶也不會進行，故最終所製得之鋼板的延展性會大幅劣化。雖然沒有必要規定第二退火的溫度保持時間之上限值，但考慮到生產性，宜令上限為1000秒。

為了促使從沃斯田鐵相變態為肥粒鐵相，並提高在未變態的沃斯田鐵相中C的濃度而使沃斯田鐵穩定化，第二退火後的冷卻是重要的。當令在第二退火後的冷卻中之平均冷卻速度低於1℃/s時，波來鐵會生成，而導致最終所獲得的殘留沃斯田鐵量減少。在本實施形態的鋼板中，因為有提高殘留沃斯田鐵中Mn的濃度，故令在第二退火後的冷卻中之平均冷卻速度延緩至1℃/s之舉是可被接受的。另一方面，在第二退火後的冷卻中之平均冷卻速度超過200℃/s時，由於無法充分進行肥粒鐵變態，故宜令第二退火後的冷卻中之平均冷卻速度的上限為200℃/s。又，對鋼板進行鍍敷的情況下，所謂第二退火後的冷卻中之平均冷卻速度是從第二退火溫度起到後述之冷卻停止溫度為止的溫度範圍之平均冷卻速度(亦即，將第二退火溫度與冷卻停止溫度的差除以將鋼板從第二退火溫度冷卻到冷卻停止溫度為止的所需時間，藉此所得之值)。不對鋼板進行鍍敷的情況下，所謂第二退火後的冷卻中之平均冷卻速度是從第二退火溫度到430℃為止的溫度範圍之平均冷卻速度(亦即，將第二退火溫度與室溫的差除以將鋼板從第二退火溫度冷卻至室溫為止的所需時間，藉此所得之值)。

在不對鋼板進行鍍敷的情況下，第二退火後的冷卻可以直接進行至室溫為止。又，在對鋼板進行鍍敷的情況下，則是如下述來進行製造。

在製造熔融鍍鋅鋼板的情況下，是於430~500℃的溫度範圍停止第二退火後的冷卻，接著將冷軋鋼板浸漬於熔融鋅之鍍浴中進行熔融鍍鋅處理。將鍍浴的條件設定在一般範圍內即可。鍍敷處理後則冷卻至室溫即可。

在製造合金化熔融鍍鋅鋼板的情況下，對鋼板實施熔融鍍鋅處理之後且在將鋼板冷卻至室溫之前，在450~600℃的溫度對鋼板進行合金化處理。合金化處理條件設定在一般範圍內即可。

根據以上製造方法，在本實施形態的鋼板中，由於Mn在沃斯田鐵中的濃度被提高，故僅僅在第二退火後直接冷卻至室溫，就能夠獲得在室溫下也穩定的殘留沃斯田鐵。此外，如同專利文獻1等所刊載的一般的TRIP鋼一樣，在室溫以上停止第二退火後的冷卻並保持於該溫度區域也沒有問題。

藉由如以上所述製造鋼板，便可製得本實施形態的鋼板、熔融鍍鋅鋼板以及合金化熔融鍍鋅鋼板。 實施例

以下，利用實施例進一步說明本發明。 〔實施例1〕

首先，為了調查第一退火中的加熱速度之影響，進行了以下所說明的實驗。

使用真空熔爐製作具有以下化學成分的鋼胚：以單位質量%計，含有C：0.10%、Si：1.0%、Mn：4.3%、P：0.010%、S：0.0020%、Al：0.03%、N：0.0020%以及O：0.0012%，並且剩餘部分由鐵及雜質所構成。將所製得之鋼胚加熱至1200℃，再以完工溫度921℃進行熱軋延之後，令從800℃到捲取開始溫度為止的溫度範圍之平均冷卻速度為50℃/s並進行冷卻，並於450℃進行捲取。將經捲取的熱軋鋼板冷卻至室溫後，進行第一退火。於第一退火前的加熱中，令300~550℃的溫度範圍中的平均加熱速度為0.01~30℃/s的範圍內之各種值。令第一退火中的退火溫度(最高加熱溫度)為570℃。在所有的熱軋鋼板中，令退火溫度中的溫度保持時間為7200秒(120分)。於溫度保持結束後，將熱軋鋼板空冷至室溫為止。之後，對熱軋鋼板進行軋縮率52%之冷軋延，並對藉此製得之冷軋鋼板進行第二退火。於第二退火前的加熱中，令300~550℃的溫度範圍中的平均加熱速度為3℃/s，令第二退火中的退火溫度為620℃，並令保持時間為600s。然後，令從第二退火溫度到430℃為止的溫度範圍之平均冷卻速度為10℃/s，冷卻第二退火後的冷軋鋼板。利用以下手段求出所製得的各種鋼板之[Mn] _γ/[Mn] _ave以及f _γs/f _γ。

1/4t部中的Mn濃度比是藉由下述而求得：研磨與鋼板的軋延方向及軋延面垂直的截面，並於此截面中使用FE-SEM來測定[Mn] _γ及[Mn] _ave。

令1/4t部中的f _γs/f _γ如以下所述。首先，1/4t部中長寬比為2.0以下之殘留沃斯田鐵分率f _γs是透過將1/4t部進行EBSP分析而求得。於此EBSP分析中，是將fcc相和bcc相分離，將fcc相呈塊狀之部分視為一個殘留沃斯田鐵晶粒，且令長寬比為該晶粒最長的寬度與最短的寬度之比。1/4t部中的全殘留沃斯田鐵量f _γ是藉由在1/4t部中使用了X射線繞射之測定而求得。

以下說明試驗結果。如圖1所示，以第一退火時的平均加熱速度低於1℃/s的製造方法所製得的樣品，其並未滿足式(2)。與其他樣品相較之下，未滿足式(2)的樣品的TS×λ是大幅降低。 〔實施例2〕

接下來，為了調查第一退火中的退火溫度之影響，進行了以下所說明的實驗。

將實施例1所使用的鋼胚加熱至1200℃，再以完工溫度921℃進行熱軋延之後，令從800℃到捲取開始溫度為止的溫度範圍之平均冷卻速度為50℃/s並進行冷卻，於450℃進行捲取處理。將經捲取的熱軋鋼板冷卻至室溫後，進行第一退火。令在第一退火前的300~550℃的範圍內(在退火溫度低於550℃之情況下，則是300℃~退火溫度的範圍內)的平均加熱速度為3.5℃/s。接著，在450~850℃結束各樣品之加熱，然後將各樣品於各退火溫度保持7200s，之後將各樣品空冷至室溫。之後，對各樣品進行冷軋率52%之冷軋延，再對各樣品實施第二退火。令第二退火中的300~550℃的範圍內的平均加熱速度為3.5℃/s，令退火溫度為620℃且令退火時間為600s。在第二退火結束後，令從第二退火溫度到430℃為止的溫度範圍之平均冷卻速度為10℃/s，並將各樣品進行冷卻。

如圖2所示，以第一退火時的加熱溫度低於550℃的製造法所製得的樣品，其並未滿足式(2)。該結果，以第一退火時的加熱溫度低於550℃的製造法所製得的樣品，其TS×λ受到了損害。另一方面，如圖3所示，以第一退火時的加熱溫度超過750℃的製造法所製得的樣品，其則未滿足式(1)。該結果，以第一退火時的加熱溫度超過750℃的製造法所製得的樣品，其TS×uEL受到了損害。 〔實施例3〕

接下來，為了調查第二退火中的加熱速度之影響，進行了以下所說明的實驗。 將實施例1中所使用的鋼胚加熱至1200℃，再以完工溫度921℃進行熱軋延之後，令從800℃到捲取開始溫度為止的區間之平均冷卻速度為50℃/s並進行冷卻，於450℃進行捲取處理。之後，於第一退火中，令300~550℃的平均加熱速度為2.5℃/s並加熱各樣品，將各樣品於590℃保持7200s後，再將各樣品空冷至室溫。之後，以冷軋率52%對各樣品實施了冷軋延之後，以300~550℃的範圍內之平均加熱速度0.01~30℃/sec加熱各樣品。進一步於第二退火溫度620℃將各樣品保持600s後，令從第二退火溫度到430℃為止的溫度範圍之平均冷卻速度為10℃/s，並將各樣品進行冷卻。 如圖4所示，第2退火時的平均加熱速度低於1℃/s時，未滿足式(2)，其結果，TS×λ受到了損害。 〔實施例4〕

熔製並鑄造鋼A~P以製成鋼胚，將此等鋼胚進行熱軋延製成熱軋鋼板，再將此等熱軋鋼板供給於捲取、酸洗、第一退火、冷軋延以及第二退火，並且任意地供給於鍍敷處理及合金化處理，藉此製得鋼板1~25。鋼A~P的化學成分如表1-1及表1-2所示，鋼1~25的製造條件如表2所示，鋼1~25的組織狀態如表3所示，而鋼1~25的機械特性則如表4所示。表1-1及表1-2所示的鋼A~P的化學成分之數值單位為質量%，化學成分的剩餘部分為鐵及雜質。在進行鍍敷處理的情況下，令浸漬於鍍浴前的冷卻停止溫度為460℃。此外，在進行合金化處理的情況下，令合金化處理溫度為520℃。 又，除了被測材料No.4及被測材料No.7之外，表2所記載的「第一退火時間」是指被測材料的溫度為550~750℃的範圍內之時間。而被測材料No.4及被測材料No.7的「第一退火時間」是指被測材料的溫度為「第一退火溫度」之時間。除了被測材料No.8及被測材料No.21之外，表2所記載的「第二退火時間」是指被測材料的溫度為550~800℃的範圍內之時間。而被測材料No.8及被測材料No.21的「第二退火時間」是指被測材料的溫度為「第二退火溫度」之時間。所謂的「第二退火後的平均冷卻速度」，在對被測材料進行鍍敷的情況下，是指從第二退火溫度到460℃(亦即，上述浸漬於鍍浴前之冷卻停止溫度)為止的平均冷卻速度；而在不對被測材料進行鍍敷的情況下，則是指從第二退火溫度到430℃為止的平均冷卻速度。

1/4t部的肥粒鐵體積率是藉由以光學顯微鏡拍攝經研磨且以硝太蝕劑腐蝕過的樣品其截斷面的1/4t部的組織照片，並將此組織照片進行圖像解析而求得。另外，透過此手法求得之值雖為肥粒鐵面積率，但面積率與體積率被認為是實質上相同的值。 1/4t部的波來鐵體積率是藉由以SEM拍攝經研磨且以硝太蝕劑腐蝕過的樣品其截斷面的1/4t部的組織照片，並將此組織照片進行圖像解析而求得。於圖像解析中，是將具有層狀構造的區域視為波來鐵。 於退火結束後進行回火處理而生成回火麻田散鐵之情況下，1/4t部的回火麻田散鐵體積率是藉由測定回火處理前的鋼板的1/4t部之麻田散鐵量，將此麻田散鐵量視為回火處理後可獲得的1/4t部的回火麻田散鐵量而求得。於沃斯田鐵等溫淬火處理前令鋼板溫度為Ms~Mf點的溫度而產生回火麻田散鐵之情況下，1/4t部的回火麻田散鐵體積率是藉由測定令鋼板溫度為Ms~Mf的溫度後0.1秒以內的鋼板體積之增加量，將此增加量視為回火處理後可獲得的1/4t部的回火麻田散鐵量而求得。 在回火麻田散鐵不存在的情況下，1/4t部的變韌鐵體積率是將肥粒鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵以及波來鐵以外的組織視為變韌鐵，並根據1/4t部的肥粒鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵以及波來鐵之體積率而算出。於退火結束後進行回火處理而生成回火麻田散鐵的情況下，1/4t部的變韌鐵體積率是將肥粒鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、波來鐵以及回火麻田散鐵以外的組織視為變韌鐵，並根據1/4t部的肥粒鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、波來鐵以及回火麻田散鐵之體積率而算出。於沃斯田鐵等溫淬火處理前令鋼板溫度為Ms~Mf點的溫度而產生回火麻田散鐵的情況下，1/4t部的變韌鐵體積率是藉由將令鋼板溫度為Ms~Mf的溫度後0.1秒後的鋼板體積之增加量視為1/4t部的變韌鐵體積率而求得。 而1/4t部的殘留沃斯田鐵體積率，則是透過X射線繞射法求得。 1/4t部的新生麻田散鐵體積率是以光學顯微鏡拍攝經研磨且以LePera液腐蝕後的樣品之截斷面的組織照片，將此組織照片進行圖像解析而求得。

拉伸強度(TS)、均勻延伸率(u-EL)以及延展性(t-EL)，是透過以JIS Z 2241為依據之鋼板拉伸試驗進行測定。擴孔性λ是使用80mm方形的試驗片，並透過以日本鐵鋼聯盟規格JFST1001-1996為依據之擴孔試驗進行測定。而TS×uEL以及TS×λ在20000MPa‧%以上的鋼板會被視為是機械特性優異之鋼板。

[表1-1]

[表1-2]

[表2]

[表3]

[表4]

化學成分及製造條件適當之實施例1、3、5、6、9、11、13、15、17~20，其殘留沃斯田鐵體積率、[Mn] _ν/[Mn] _ave以及f _νs/f _ν受到適當控制，機械特性優異。

另一方面，在第一退火中的退火時間不足之比較例2以及在第一退火中的退火溫度過量之比較例4，由於Mn在殘留沃斯田鐵中的濃度未充分提高，故TS×uEL不足。 在第一退火中的退火溫度不足之比較例7因長寬比2.0以下之殘留沃斯田鐵體積率f _γs未充分減少，故TS×λ不足。 在第二退火中的退火溫度不足之比較例8因不含殘留沃斯田鐵，故TS×uEL不足。 第二退火後的平均冷卻速度不足之比較例10因殘留沃斯田鐵量不足，故TS×uEL不足。 在第二退火中的退火時間不足之比較例12因殘留沃斯田鐵量不足，故TS×uEL不足。 第一退火後的平均冷卻速度不足之比較例14因長寬比2.0以下之殘留沃斯田鐵體積率f _γs未充分減少，故TS×λ不足。 第一退火前的平均加熱速度不足之比較例16因長寬比2.0以下之殘留沃斯田鐵體積率f _γs未充分減少，故TS×λ不足。 在第二退火中的退火溫度過量之比較例21因為於第一退火中已經在沃斯田鐵中提高濃度的Mn會再度擴散，故Mn在殘留沃斯田鐵中的濃度未充分提高，TS×uEL不足。

C含量不足之比較例22及Mn含量不足之比較例23因Mn在殘留沃斯田鐵中的濃度未充分提高，故TS×uEL不足。 C×Mn不足之比較例24因Mn在殘留沃斯田鐵中的濃度未充分提高，故TS×uEL不足。 Mn含量過量之比較例25，其延展性受到損害，TS×uEL以及TS×λ不足。

圖1係顯示第一退火時之平均加熱速度對f _γs/f _γ之影響的圖。 圖2係顯示第一退火時之最高加熱溫度對f _γs/f _γ之影響的圖。 圖3係顯示第一退火時之最高加熱溫度對[Mn] _γ/[Mn] _ave之影響的圖。 圖4係顯示第二退火時之平均加熱速度對f _γs/f _γ之影響的圖。

Claims (5)

1. 一種鋼板，其特徵在於：以單位質量%計含有C：0.03~0.40%、Si：0.01~5.00%、Mn：0.50~12.00%、Al：0.001~5.000%、P：0.150%以下、S：0.0300%以下、N：0.0100%以下、O：0.0100%以下、Cr：0~5.00%、Mo：0~5.00%、Ni：0~5.00%、Cu：0~5.00%、Nb：0~0.500%、Ti：0~0.500%、V：0~0.500%、W：0~0.500%、B：0~0.0030%、Ca：0~0.0500%、Mg：0~0.0500%、Zr：0~0.0500%、REM：0~0.0500%、Sb：0~0.0500%、Sn：0~0.0500%、As：0~0.0500%、及Te：0~0.0500%，且剩餘部分由鐵及雜質所構成；並且，1/4t部之金屬組織含有4~70體積%的殘留沃斯田鐵；在前述1/4t部中，相對於前述1/4t部全體以單位質量%計之平均Mn濃度[Mn]_ave，前述殘留沃斯田鐵中以單位質量%計之平均Mn濃度[Mn]_γ係滿足式1；在前述1/4t部中，長寬比2.0以下的前述殘留沃斯田鐵之體積率f_γs與全部的前述殘留沃斯田鐵之體積率f_γ係滿足式2；以單位質量%計之C含量[C]及Mn含量[Mn]則係滿足式3；[Mn]_γ/[Mn]_ave>1.5...(式1)；f_γs/f_γ≦0.30...(式2)；[C]×[Mn]≧0.15...(式3)。
2. 如請求項1之鋼板，其以單位質量%計含有Mn：3.50~12.00%。
3. 如請求項1或2之鋼板，其以單位質量%計含有選自於由下述所構成群組中之1種或2種以上：Cr：0.01%~5.00%、Mo：0.01%~5.00%、Ni：0.01%~5.00%、Cu：0.01%~5.00%、Nb：0.005%~0.500%、Ti：0.005%~0.500%、V：0.005%~0.500%、W：0.005%~0.500%、B：0.0001%~0.0030%、Ca：0.0001%~0.0500%、Mg：0.0001%~0.0500%、Zr：0.0005%~0.0500%、REM：0.0005%~0.0500%、Sb：0.0050%~0.0500%、Sn：0.0050%~0.0500%、As：0.0050%~0.0500%、及Te：0.0050%~0.0500%。
4. 如請求項1或2之鋼板，其中，於前述鋼板之表面具有熔融鍍鋅層。
5. 如請求項1或2之鋼板，其中，於前述鋼板之表面具有合金化熔融鍍鋅層。