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TWI468534B - 高強度冷軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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TWI468534B
TWI468534B TW102103962A TW102103962A TWI468534B TW I468534 B TWI468534 B TW I468534B TW 102103962 A TW102103962 A TW 102103962A TW 102103962 A TW102103962 A TW 102103962A TW I468534 B TWI468534 B TW I468534B
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rolled steel
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iron
cold
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TW102103962A
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Inventor
Masafumi Azuma
Takayuki Nozaki
Chisato Wakabayashi
Koichi Sato
Hiroyuki Kawata
Nobuhiro Fujita
Original Assignee
Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

高強度冷軋鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係有關於具優異彎曲性之高強度冷軋鋼板及其製造方法。該高強度冷軋鋼板包含表面形成有皮膜或鍍鋅等者。
本申請案係基於2012年2月8日於日本提出申請之日本特願2012-025268號主張優先權，並在此援用其內容。
 發明背景
近年來，對用於汽車等之鍍敷鋼板的高強度化的要求持續升高。為因應該要求，而變得使用拉伸最大應力為700MPa以上的高強度鋼板。作為使用所述高強度鋼板來使用汽車的車輛或構件的手法可舉壓製加工等的彎曲加工。通常彎曲性係越提升鋼板強度會變得越差。因此，若對高強度鋼板進行彎曲加工，則有於變形部的鋼板內部會產生龜裂(裂痕)，或於鋼板表面會產生頸縮之問題。
影響高強度鋼板彎曲性的因子已知重要的有(a)頸縮的難發生性；(b)於鋼板內部之裂縫(孔隙)的難發生性(例如非專利文獻1)。譬如以低延展性的鋼板來說，在彎曲 加工中容易發生頸縮而變形會局部化，因此彎曲加工性會劣化。並且，由肥粒鐵及麻田散鐵構成的鋼，因麻田散鐵的裂縫或於界面形成孔隙，故彎曲性不佳。結果，因高強度化造成延展性劣化而彎曲性會惡化。並且，因高強度化還會伴隨有麻田散鐵的體積分率增加的情況，故高強度化容易引起彎曲性的劣化。
作為使鋼板彎曲性提升的技術則於專利文獻1中揭示有一種鋼板，其成分組成以質量%計含有：C：大於0.02%且至0.20%、Si：0.01~2.0%、Mn：0.1~3.0%、P：0.003~0.10%、S：0.020%以下、Al：0.001~1.0%、N：0.0004~0.015%、及Ti：0.03~0.2%，且剩餘部分係Fe及雜質。該鋼板的金屬組織係以面積率計含有30~95%之肥粒鐵，剩餘部分的第2相係由麻田散鐵變韌鐵、波來鐵、雪明碳鐵中之1種以上構成，且含有麻田散鐵時麻田散鐵的面積率為0~50%。並且，該鋼板係以平均粒子間距離30~300nm含有粒徑為2~30nm的Ti系碳氮化析出物，且以平均粒子間距離50~500μm含有粒徑為3μm以上的結晶系TiN。
依據所述之鋼板，雖可獲得良好的彎曲性，但因利用析出強化，故難以高水準地確保強度與延展性。
並且，專利文獻2中揭示有一種鋼板，係作為聚優異彎曲性之鋼板，具有下述成分組成：以質量%計含有C：0.03~0.11%、Si：0.005~0.5%、Mn：2.0~4.0%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.01~1.0%、及N：0.01%以下，且進而於滿足Ti+(Nb/2)≧0.03之範圍下含有Ti： 0.50%以下及Nb：0.50%以下之1種或2種元素，並且剩餘部分份係Fe及雜質；且拉伸強度為540MPa以上。該鋼板係自表面於t/20深度位置(t：鋼板板厚)上於軋延方向延伸之Mn濃化部之板寬方向的平均間隔係300μm以下，肥粒鐵面積率係60%以上，平均粒徑係1.0~6.0μm，且肥粒鐵中含有100個/μm2 以上之粒徑為1~10nm的析出物。依據所述鋼板雖可獲得良好的彎曲性，但因係以肥粒鐵為主相，且將殘留沃斯田鐵體積分率限制在低於3%，因此難以適用於700MPa以上的高強度鋼板。
此外，於專利文獻3中揭示有一種鋼板，係作為經使延性及彎曲性兼具之鋼板，具有下述成分組成：以質量%計含有C：0.08~0.25%、Si：0.7%以下、Mn：1.0~2.6%、Al：1.5%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下及N：0.01%以下，且Si與Al的關係滿足1.0%≦Si+Al≦1.8%，並且剩餘部分係由Fe及雜質構成。該鋼板具有滿足下樹枝機械特性：TS≧590(TS：拉伸強度(MPa)、TS×E1≧17500(E1：總延展(%))、及ρ≦1.5×t(ρ：極限彎曲半徑(mm)，t：板厚(mm))。但是，以高等級下使延性與彎曲性兩立並不容易，且亦不易適用於900MPa以上之高強度的鋼板。
專利文獻4中揭示有一種鋼板，係作為具備良好延性與彎曲性之鋼板，具有下述成分組成：以質量%計含有C：0.08~0.20%、Si：1.0%以下、Mn：1.8~3.0%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.005~0.5%、N：0.01%以下及Ti：0.02~0.2%，且剩餘部分係由Fe及雜質構成。該 鋼板具有下述組織：以體積%計，由肥粒鐵：10%以上、變韌鐵：20~70%、殘留沃斯田鐵：3~20%及麻田散鐵：0~20%構成，並且前述肥粒鐵的平均粒徑為10μm以下，前述變韌鐵的平均粒徑為10μm以下，前述殘留沃斯田鐵的平均粒徑為3μm以下及前述麻田散鐵的平均粒徑為3μm以下。並且，該鋼板具有下述機械特性：拉伸強度(TS)係780MPa以上，拉伸強度(TS)與總延展(El)之積(TS×El值)係14000MPa．%以上，且於彎曲試驗中最小彎曲半徑係1.5t以下(t：板厚)，板厚係2.0mm以上。根據該文獻4所記載之技術，雖可確保良好的延性與彎曲性，但要謀求於高等級下兼具強度與彎曲性並不容易。
於專利文獻5中揭示有一種具有下述成分組成且拉伸強度為540MPa以上的鋼板，係作為具優異彎曲性之鋼板，以質量%計含有C：0.03~0.12%、Si：0.02~0.50%、Mn：2.0~4.0%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、sol.Al：0.01~1.0%及N：0.01%以下，且進而於滿足Ti+(Nb/2)≧0.03之範圍下含有Ti：0.50%以下及Nb：0.50%以下之1種或2種，並且剩餘部分係由Fe及雜質構成。該鋼板具有下述組織：肥粒鐵面積率係60%以上，且肥粒鐵的平均粒徑係1.0~6.0μm。並且，合金化熔融鍍鋅層以質量%計含有Fe：8~15%及Al：0.08~0.50%，且剩餘部分由Zn及雜質所構成。然而，雖係將C的添加量限制在0.12%以下之較低的範圍，而可適用於780MPa以下的鋼板，但並不容易適用於更高強度的鋼板。並且，因設殘留沃斯田鐵面積率低於3%，故亦 不容易獲得優異的延性。
專利文獻6中揭示有一種鋼板，係作為具優異加工性之鋼板，以質量%計含有C：0.03~0.17%、Si：0.01~0.75%、Mn：1.5~2.5%、P：0.080%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.01~1.20%及Cr：0.3~1.3%，且剩餘部分係由Fe及不可避免的雜質所構成。該鋼板具有下述組織：以體積率計，由30~70%的肥粒鐵、低於3%的殘留沃斯田鐵、及剩餘部分由麻田散鐵構成，而麻田散鐵中的20%以上係回火麻田散鐵。但是，因將殘留沃斯田鐵的體積率限制為低於3%，故雖具有優異彎曲性卻仍存有均一延展性低之課題。則，以彎曲加工來說，於將厚板進行彎曲加工時，亦有因頸縮而於鋼板表面產生裂痕之虞。
於專利文獻7中揭示有一種鋼板，係作為具優異彎曲加工性的鋼板，以wt%計含有C：0.12~0.30%、Si：1.2%以下、Mn：1~3%、P：0.020%以下、S：0.010%以下及sol.Al：0.01~0.06%，且剩餘部分係由Fe及不可避免的雜質所構成。該鋼板於表層部兩面具有以單面計為3~15vol%之C：0.1wt%以下的軟質層，且剩餘部分係由低於10vol%的殘留沃斯田鐵與低溫變態相甚或與肥粒鐵之複合組織所構成。但是，為形成鋼板表層的軟質層，則存有於熱軋後與冷軋後必須進行共2次的脫碳退火否則製造性會劣化之課題。
先行技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開2007-16319號公報
專利文獻2：日本特開2009-215616號公報
專利文獻3：日本特開2009-270126號公報
專利文獻4：日本特開2010-59452號公報
專利文獻5：日本特開2010-65269號公報
專利文獻6：日本特開2010-70843號公報
專利文獻7：日本特開平5-195149號公報
非專利文獻
非專利文獻1：長谷川等人：CAMP-ISIJ Vol.20(2007)p437
 發明概要
如同上述，以習知技術來說，特別係於對高強度冷軋鋼板進行了彎曲加工時還無法獲得充分的彎曲性，故而尋求可更使彎曲性提升。而本發明係鑑於所述之現況提供一種具優異彎曲性之高強度冷軋鋼板及其製造方法。
本發明之要旨如下。
(1)本發明第一態樣，係一種高強度冷軋鋼板，具有下述成分組成：以質量%計：C：0.075~0.300%、Si：0.30~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.050%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~1.500%、及N：0.0001~0.0100%，且Ti係限制在0.150%以下、Nb係限制在0.150%以下、V係限制在0.150%以下、Cr係限制在2.00%以下、Ni 係限制在2.00%以下、Cu係限制在2.00%以下、Mo係限制在1.00%以下、W係限制在1.00%以下、及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM之至少一種元素之合計係限制在0.5000%以下，並且剩餘部分係由鐵及不可避免的雜質所構成；於鋼板表層的表層顯微組織以體積分率計，含有3~10%的殘留沃斯田鐵及90%以下的肥粒鐵；設板厚為t而自前述表面起於t/4深度位置之內部顯微組織以體積分率計，含有3~30%的殘留沃斯田鐵；前述鋼板表層的硬度Hvs與於前述t/4深度位置的硬度Hvb之比Hvs/Hvb係大於0.75且至0.90；及拉伸最大強度係700MPa以上。
(2)如上述(1)之高強度冷軋鋼板，其中前述表層顯微組織以體積分率計，亦可更含有10~87%的肥粒鐵、10~50%的回火麻田散鐵、及限制在15%以下的新生麻田散鐵。
(3)如上述(1)或(2)之高強度冷軋鋼板，其中前述內部顯微組織以體積分率計，亦可更含有10~87%的肥粒鐵、10~50%的回火麻田散鐵、及限制在15%以下的新生麻田散鐵。
(4)如上述(1)~(3)中任一項之高強度冷軋鋼板，其亦可於至少一面上形成有含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
(5)如上述(1)~(3)中任一項之高強度冷軋鋼板，其亦可於至少一面上形成有電鍍鋅層。
(6)如上述(5)之高強度冷軋鋼板，其中前述電鍍鋅層上亦可形成有含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種 氧化物之皮膜。
(7)如上述(1)~(3)中任一項之高強度冷軋鋼板，其亦可於至少一面上形成有熔融鍍鋅層。
(8)如上述(7)之高強度冷軋鋼板，其中前述熔融鍍鋅層上亦可形成有含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
(9)如上述(1)~(3)中任一項之高強度冷軋鋼板，其亦可於至少一面上形成有合金化熔融鍍鋅層。
(10)如上述(9)之高強度冷軋鋼板，其中前述合金化熔融鍍鋅層上亦可形成有含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
(11)本發明第二態樣，係一種冷軋鋼板製造方法，其具備下述步驟：熱軋步驟，對具有下述成分組成且經設為1050℃以上之狀態的鋼胚，進行最後軋延溫度經設定為Ar3變態點以上之熱軋，之後於750℃以下的溫度域下捲取，藉此製得熱軋鋼板；該鋼胚的成分組成為：以質量%計：C：0.075~0.300%、Si：0.30~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.050%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~1.500%、及N：0.0001~0.0100%，且Ti係限制在0.150%以下、Nb係限制在0.150%以下、V係限制在0.150%以下、Cr係限制在2.00%以下、Ni係限制在2.00%以下、Cu係限制在2.00%以下、Mo係限制在1.00%以下、W係限制在1.00%以下、及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM之至少一種元素之合計係限制在0.5000%以下，並且剩餘部分係由鐵及不可避免的雜質所構 成；冷軋步驟，對前述熱軋鋼板以30~80%的軋縮率進行冷軋，藉此製得冷軋鋼板；熱處理步驟，對前述冷軋鋼板於(Ac1變態點+40)℃~(Ac3變態點+50)℃的溫度域下，且於log(水分壓/氫分壓)為-3.0~0.0之氣體環境下進行退火20秒~600秒，接著於700~500℃間以0.5~500℃/秒為冷卻速度冷卻至100~330℃後，於350~500℃下保持10~1000秒，藉此製得高強度冷軋鋼板。
(12)如上述(11)之冷軋鋼板製造方法，其亦可於前述高強度冷軋鋼板之至少一面上形成含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
(13)如上述(11)之冷軋鋼板製造方法，其亦可於前述高強度冷軋鋼板之至少一面上形成電鍍鋅層。
(14)如上述(13)之冷軋鋼板製造方法，其亦可於電鍍鋅層上形成含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
(15)如上述(11)之冷軋鋼板製造方法，其亦可於前述高強度冷軋鋼板之至少一面上形成熔融鍍鋅層，且前述熔融鍍鋅層亦可藉由將前述高強度冷軋鋼板於加熱或冷卻至(鍍鋅浴溫度-40)℃~(鍍鋅浴溫度+50)℃之溫度範圍之狀態下浸漬於鍍鋅浴，並冷卻而形成。
(16)如上述(15)之冷軋鋼板製造方法，其更易可於前述熔融鍍鋅層上形成含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
(17)如上述(11)之冷軋鋼板製造方法，其亦可於前述高 強度冷軋鋼板之至少一面上形成合金化熔融鍍鋅層；且前述合金化熔融鍍鋅層亦可藉由將前述高強度冷軋鋼板於加熱或冷卻至(鍍鋅浴溫度-40)℃~(鍍鋅浴溫度+50)℃之溫度範圍之狀態下浸漬於鍍鋅浴，並於460℃以上之溫度下施行合金化處理後，進行冷卻而形成。
(18)如上述(17)之冷軋鋼板製造方法，其亦可於前述合金化熔融鍍鋅層上形成含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜的步驟。
根據本發明可提供一種具優異彎曲性且拉伸最大強度為700MPa以上之高強度冷軋鋼板及其製造方法。
 用以實施發明之形態
本發明者等對藉由防止因進行彎曲加工而於變形部產生鋼板內部的龜裂、鋼板表面的頸縮，而能製得可獲得優異彎曲性之拉伸最大強度為700MPa以上的高強度冷軋鋼板進行了積極檢討。
結果清楚可知，本發明者等在具有預定的成分組成，且將顯微組織控制為預定的組織下，藉由施行脫碳處理可使鋼板表層軟化，則即使為拉伸最大強度為700MPa以上的高強度冷軋鋼板，亦可獲得如低強度鋼板之優異的彎曲性。該效果可由設鋼板表層的硬度與t/4深度位置的硬度之 比「(表層硬度)/(t/4深度位置的硬度)」為大於0.75且至0.90而獲得。
此外，鋼板表層部的顯微組織因含有以體積分率計為3~10%的殘留沃斯田鐵及90%以下的肥粒鐵，且於鋼板t/4深度位置之內部顯微組織含有以體積分率計為3~30%的殘留沃斯田鐵，故亦可抑制起因於頸縮的裂痕，更可獲得彎曲性的提升。特別係以越表層應變越大的觀點來看，彎曲加工藉由將表層與鋼板內部的硬度設為表記範圍內係可獲得很大的彎曲性改善效果。
並且，本發明之鋼板因含有殘留沃斯田鐵故不僅有於彎曲加工時可抑制頸縮的效果，還有於拉伸試驗及壓製加工時抑制頸縮的效果，故延展亦良好。
以下，將就本發明一實施形態之高強度冷軋鋼板進行說明。
以下說明中，所謂具優異彎曲性的鋼板係意指於基於JIS Z 2248(2006年)之90度V彎曲試驗中，彎曲半徑R為1.0mm以下且沒產生裂痕及頸縮者，或彎曲半徑R為0.5mm以下且沒產生裂痕者。
(鋼的成分組成)
首先，就本實施形態之冷軋鋼板或構成鍍鋅鋼板的鋼成分組成進行說明。以下說明中%係指質量%。
「C：0.075~0.300%」
C係為提升母材鋼板的強度而添加者。但若C含量大於0.300%，則延展性及熔接性會不充分而難以確保高彎曲 性。則C含量宜為0.280%以下，且以0.260%以下為佳。另一方面，C含量若低於0.075%則強度會降低，而無法確保700MPa以上之拉伸最大強度。為提升強度，C含量宜為0.090%以上，且以0.100%以上為佳。
「Si：0.30~2.50%」
Si以可促進脫碳反應而可使鋼板表層軟化來看為最重要的元素。Si含量若大於2.50%則母材鋼板會脆化而使延性劣化，故設上限為2.50%。以確保延性觀點來看，Si含量宜為2.20%以下，且以2.00%以下為佳。另一方面，若Si含量低於0.30%，則會大量生成粗大的鐵系碳化物，而無法使內部顯微組織的殘留沃斯田鐵組織分率為3~30%，而使延展降低。以該觀點來看，Si的下限值宜為0.50%以上，又以0.70%以上為佳。此外，Si因可抑制母材鋼板中鐵系碳化物的粗大化而可提升強度與成形性，而為必要之元素。並且，作為固熔強化元素，因可有助於鋼板高強度化而有添加之必要。以該觀點來看，Si的下限值宜為1%以上，又以1.2%以上為佳。
「Mn：1.30~3.50%」
Mn係因可提升母材鋼板的強度而添加者。但若Mn含量大於3.50%，則於母材鋼板的板厚中央部會產生粗大的Mn濃化部，而易發生脆化，而易造成鑄造出來的鋼板破裂等缺陷。而且若Mn含量超過3.50%熔接性亦會劣化。因此，設Mn含量為3.50%以下。以熔接性之觀點來看，Mn含量宜為3.20%以下，且以3.00%以下為佳。另一方面，若Mn含量 低於1.30%，因退火後的冷卻中會形成大量的軟質組織，故難以確保700MPa以上的拉伸最大強度。以此來看，而設Mn含量為1.30%以上。為更提升強度，Mn含量宜為1.50%以上，且以1.70%以上為佳。
「P：0.001~0.050%」
P有會於母材鋼板的板厚中央部偏析的傾向，而使熔接部脆化。P含量若大於0.050%則熔接部會大幅脆化，故設P含量為0.050%以下。雖不需特定規定P含量的下限即可發揮本發明之效果，但因設P含量為低於0.001%會伴隨製造成本大幅的增加，故設下限值為0.001%。
「S：0.0001~0.0100%」
S會對熔接性以及於鑄造時及熱軋時之製造性帶來不好的影響。因此而設S含量的上限值為0.0100%以下。並且，S會與Mn結合而形成粗大的MnS而使延性及延展凸緣性降低，故宜設為0.0050%以下，又以0.0025%以下為佳。雖無需特別規定S含量的下限即可發揮本發明的效果，但若S含量低於0.0001%，則會伴隨製造成本的大幅增加而設下限值為0.0001%。
「Al：0.001~1.500%」
Al因可促進脫碳反應而可使鋼板表層軟化而為重要的元素。若Al含量高於1.500%則熔接性會惡化，故設Al含量上限為1.500%。以該觀點來看宜設Al含量為1.200%以下，又以設0.900%以下為佳。而雖然Al作為脫氧材亦為有效的元素，但若Al含量低於0.001%，則無法充分獲得作為脫氧 材的效果，故設Al含量的下限值為0.001%以上。為充分獲得脫氧效果宜設Al含量為0.003%以上。
「N：0.0001~0.0100%」
N因會形成粗大的氮化物而使延性及延展凸緣性劣化，而必須抑制添加量。N含量若大於0.0100%，則該傾向會變顯著，故而設N含量上限值為0.0100%以下。並且，因N為熔接時會產生氣孔之原因，故宜設為0.0080%以下。雖無須特定規定N含量的下限即可發揮本發明的效果，但若N含量低於0.0001%，則會導致製造成本大幅的增加故設下限值為0.0001%。
本實施形態之高強度冷軋鋼板之母材鋼板係以含有以上元素，且剩餘部分係由鐵及不可避免的炸所構成之組成為基本，但亦可加入其他成分。而，鋼板更可因應需求於下述含量範圍下含有Ti、Nb、V、Cr、Ni、Cu、Mo、W、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM。此外，該等元素的下限值雖為0%，但為獲得所欲之效果亦可設為各個示於下述之下限值。且，不可避免之雜質的含量雖可容許不會顯著地致使本發明效果劣化的程度，但以盡可能地降低為宜。
「Ti：0.005~0.150%」
Ti係可藉由通過由析出物強化、肥粒鐵結晶粒的成長抑制所致之細粒強化及再結晶之抑制的差排強化，而對母材鋼板的強度提升有幫助之元素。但，若Ti含量大於0.150%，則碳氮化物的析出會變多而成形性會劣化，故Ti含量以0.150%以下為佳。以成形性觀點來看，Ti含量又以 0.120%以下為佳，以0.100%以下更佳。雖無需特別規定Ti含量的下限即可發揮本發明之效果，但為藉由Ti充分獲得強度上升的效果，Ti含量宜為0.005%以上。而為母材鋼板的高強度化，Ti含量又以0.010%以上為佳，以0.015%以上更佳。
「Nb：0.005~0.150%」
Nb係可藉由通過由析出物強化、肥粒鐵結晶粒的成長抑制所致之細粒強化及再結晶之抑制的差排強化，而對母材鋼板的強度提升有幫助之元素。但，若Nb含量大於0.150%，則碳氮化物的析出會變多而成形性會劣化，故Nb含量以0.150%以下為佳。以成形性觀點來看，Nb含量又以0.120%以下為佳，以0.100%以下更佳。雖無需特別規定Nb含量的下限即可發揮本發明之效果，但為藉由Nb充分獲得強度上升的效果，Nb含量宜為0.005%以上。而為母材鋼板的高強度化，Nb含量又以0.010%以上為佳，以0.015%以上更佳。
「V：0.005~0.150%」
V係可藉由通過由析出物強化、肥粒鐵結晶粒的成長抑制所致之細粒強化及再結晶之抑制的差排強化，而對母材鋼板的強度提升有幫助之元素。但，若V含量大於0.150%，則碳氮化物的析出會變多而成形性會劣化，故V含量以0.150%以下為佳。雖無需特別規定V含量的下限即可發揮本發明之效果，但為藉由V充分獲得強度上升的效果，V含量宜為0.005%以上。
「Cr：0.01~2.00%」
Cr係可抑制高溫下的相變態而對高強度化有效的元素，且亦可添加來取代C及/或Mn的一部份。Cr含量若多於2.00%，則在熱作時會損害加工性，而使生產性降低，故Cr含量宜為2.00%以下。雖無需特別限定Cr含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分獲得Cr所帶來之高強度化的效果，Cr含量宜為0.01%以上。
「Ni：0.01~2.00%」
Ni係可抑制高溫下的相變態而對高強度化有效的元素，且亦可添加來取代C及/或Mn的一部份。Ni含量若多於2.00%，則會損害熔接性，故Ni含量宜為2.00%以下。雖無需特別限定Ni含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分獲得Ni所帶來之高強度化的效果，Ni含量宜為0.01%以上。
「Cu：0.01~2.00%」
Cu係藉由作為微細粒子存在於鋼中而提升強度之元素，且亦可添加來取代C及/或Mn的一部份。Cu含量若多於2.00%，則會損害熔接性，故Cu含量宜為2.00%以下。雖無需特別限定Cu含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分獲得Cu所帶來之高強度化的效果，Cu含量宜為0.01%以上。
「Mo：0.01~1.00%」
Mo係可抑制高溫下的相變態而對高強度化有效的元素，且亦可添加來取代C及/或Mn的一部份。Mo含量若多於 1.00%，則在熱作時會損害加工性，而使生產性降低。以此看來，Mo含量宜為1.00%以下。雖無需特別限定Mo含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分獲得Mo所帶來之高強度化的效果，Mo含量宜為0.01%以上。
「W：0.01~1.00%」
W係可抑制高溫下的相變態而對高強度化有效的元素，且亦可添加來取代C及/或Mn的一部份。W含量若多於1.00%，則在熱作時會損害加工性，而使生產性降低，故W含量宜為1.00%以下。雖無需特別限定W含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分獲得W所帶來之高強度化的效果，W含量宜為0.01%以上。
「合計為0.0001~0.5000%之Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM之至少一種元素」
Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM係對成形性的改善有效之元素，且可添加1種或2種以上。但若Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM之至少一種的含量合計多於0.5000%，則反而恐有損害延性之虞。因此，各元素含量的合計宜為0.5000%以下。雖無需特別限制Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM之至少一種含量的下限即可發揮本發明之效果，但為充分獲得改善母材鋼板成形性之效果，個元素含量的合計宜為0.0001%以上。以成形性的觀點看來，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM之1種或2種以上的含量合計宜為0.0005%以上，又以0.0010%以上更佳。
此外，REM係Rare Earth Metal的略稱，意指屬於鑭系 元素。REM及Ce大多係以密鈰合金作添加，而也有除了La及Ce還複合含有鑭系元素之情形。即使含有該等La及Ce以外之鑭系元素作為不可避免的雜質亦可發揮本發明之效果。並且，即使添加金屬La及Ce亦可發揮本發明之效果。
(內部顯微組織)
接著，將就內部顯微組織進行說明。在此，內部顯微組織係指設母材鋼板板厚為t而位於t/4深度位置之顯微組織。此外，後述表層顯微組織係指於母材鋼板表面、詳密地說係於與母材鋼板板面平行且自表面起20μm深度之面的顯微組織。
「內部顯微組織之殘留沃斯田鐵：3~30%」
鋼板的內部顯微組織係於以t/4深度位置為中心之t/8~3t/8深度之範圍下，含有以體積分率計為3~30%的殘留沃斯田鐵。殘留沃斯田鐵因可使延性大幅提升而具有抑制發生於彎曲加工時的頸縮之效果。另一方面，沃斯田鐵會成為破壞的起點而使彎曲性劣化。因此，宜設母材鋼板的顯微組織所含之殘留沃斯田鐵為以體積分率計為3~20%。且內部顯微組織的殘留沃斯田鐵的下限宜為5%或8%以上。
「表層顯微組織之殘留沃斯田鐵：3~10%」
「表層顯微組織之肥粒鐵：90%以下」
為具備更優異之彎曲性，而將鋼板表層部之殘留沃斯田鐵的組織分率限制在3~10%，且將肥粒鐵的組織分率限制在90%以下。若表層的殘留沃斯田鐵組織分率低於3%，則例如於90度V彎曲試驗中，彎曲半徑在1.0mm以下時，於 表層部會發生頸縮而使彎曲性劣化。因此，必須設表層的殘留沃斯田鐵組織分率微3%以上。另一方面，因於彎曲成形中會變態成麻田散鐵而成為裂痕的起點，故必須藉由進行脫碳處理來使鋼板表層的沃斯田鐵組織分率降低。而即使已使新生麻田散鐵的分率降低至15%以下，以因殘留沃斯田鐵變態成麻田散鐵而產生之麻田散鐵為起點之彎曲性劣化仍難以避免。由此看來，係設表層部的殘留沃斯田鐵分率微10%以下，且宜為8%以下，又以5.8%以下更佳。
藉由設鋼板的內部顯微組織與表層部顯微組織之殘留沃斯田鐵分率為上述範圍，可使後述之鋼板表層部與鋼板內部(t/4深度位置)之硬度比為大於0.75且於0.90以下，而可具備優異之彎曲性。
此外，設表層顯微組織的肥粒鐵組織分率為大於90%時，則難以確保預定的殘留沃斯田鐵組織分率，而無法確保優異的彎曲性，故以90%為上限。
進而，本實施形態之高強度冷軋鋼板的表層顯微組織與內部顯微組織分別除了上述殘留沃斯田鐵之外，還可含有回火麻田散鐵、肥粒鐵、波來鐵、雪明碳鐵之1種以上。只要為以下所說明之範圍，即可達成本發明的目的。
本實施形態之高強度冷軋鋼板，除了上述殘留沃斯田鐵外，還可於以t/4深度位置為中心之t/8~3t/8深度之範圍下，含有以體積分率計為10~87%之肥粒鐵、與1~50%、更宜為10~50%之回火麻田散鐵，進而還可製成限制在15%以下之新生麻田散鐵的顯微組織。本發明之鋼板(為 鍍鋅鋼板時為母材鋼板)的顯微組織只要為具有所述顯微組織者，即可為具700MPa以上之優異彎曲性的高強度冷軋鋼板。
進而亦可含有變韌肥粒鐵、變韌鐵、及波來鐵之一種以上。只要為以下所說明之範圍，即可達成本發明目的。
「回火麻田散鐵：10~50%」
回火麻田散鐵可使拉伸強度大幅提升。因此，回火麻田散鐵亦可以體積分率計為50%以下含於母材鋼板的組織中。所謂回火麻田散鐵係藉由將麻田散鐵保持在200~500℃下，而使θ、ε、η等之鐵基碳化物析出之麻田散鐵，且與新生麻田散鐵相比係難成為裂痕發生之原因。以拉伸強度的觀點來看，宜將回火麻田散鐵的體積分率設在1%以上。且以10%以上更佳。另一方面，母材鋼板的顯微組織所含之回火麻田散鐵的體積分率若大於50%，則降伏應力會過度升高，而恐有使形狀凍結性劣化之虞故而不適宜。
「肥粒鐵：10~87%」
肥粒鐵係對延性提升有效。因此，肥粒鐵宜以體積分率計為10%以上含於母材鋼板的組織中。並且，因肥粒鐵為軟質組織，固為確保充分的強度亦可將上限設為以體積分率計為87%。
「新生麻田散鐵：15%以下」
新生麻田散鐵雖可大幅提升拉伸強度，但另一方面因會成為破壞的起點而使彎曲性大幅劣化，故於母材鋼板的組織中宜限制在以體積分率計為15%以下。為提升彎曲性 更宜將新生麻田散鐵的體積分率設為10%以下，又以5%以下更佳。
所謂新生麻田散鐵係不含鐵基碳化物之麻田散鐵，並且非常硬且脆。結果在施加了彎曲加工時，會成為裂縫之起點而使彎曲性大副劣化。因此，宜盡可能地減少體積率。
「變韌肥粒鐵及變韌鐵之合計：10~50%」
變韌肥粒鐵及變韌鐵係具優異強度與延性之平衡的組織，且係具有軟質的肥粒鐵與硬質的麻田散鐵、回火麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之中間強度的組織，並對強度與彎曲性的平衡提升有幫助。因此亦可含有以體積分率計合計為10~50%。
「波來鐵：5%以下」
若波來鐵變多，則延性會劣化。由此看來，母材鋼板組織所含之波來鐵的體積分率宜為5%以下，又以3%以下為佳。
「其他」
亦可含有粗大的雪明碳鐵等上述以外的組織作為其他組織。但，若於母材鋼板的組織中粗大的雪明碳鐵變得過多，彎曲性會劣化。由此看來，母材鋼板組織所含的粗大的雪明碳鐵的體積分率宜為10%以下，又以5%以下為佳。所謂粗大的雪明碳鐵係指以公稱粒徑計為2μm以上的雪明碳鐵。雪明碳鐵比鐵脆，且鐵與雪明碳鐵的界面強度亦小，故於彎曲成形中會成為裂縫或孔隙形成的起點，而使彎曲性劣化。由此看來，必須縮小粗大的雪明碳鐵的體積率。 另一方面，變韌鐵組織或回火麻田散鐵中所含之微細的鐵基碳化物以不會致使彎曲性劣化來看為含有亦可。
如以上之各組織的體積分率，例如可以以下所示之方法進行測定。
(內部顯微組織)
殘留沃斯田鐵的體積分率可以與母材鋼板板面平行且t/4深度位置的面為觀察面進行X射線繞射，而算出面積分率，並將其視為體積分率。又，肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵、雪明碳鐵、回火麻田散鐵及新生麻田散鐵的體積分率可以與母材鋼板的軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試樣，並研磨觀察面而進行NITAL蝕刻，並以場發射掃描型電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察以t/4深度位置為中心之t/8~3t/8深度的範圍來測定面積分率，並將其視為體積分率。
此外，各組織體積分率的測定位置設為以自表面起t/4深度位置為中心之t/8~3t/8深度範圍，係因鋼板表層會因脫碳而鋼板組織其t/8~3t/8深度範圍的鋼板組織會不同，而板厚中心亦因Mn偏析而變成含多量麻田散鐵的組織，而其他位置會與鋼板組織有很大的不同。
(表層顯微組織)
另一方面，表層中的殘留沃斯田鐵的體積分率可以與母材鋼板板面平行且自表面20μm深度的面為觀察面進行X射線繞射，而算出面積分率，並將其視為體積分率。又，肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵、雪明碳鐵、回火麻田散鐵及新 生麻田散鐵的體積分率可以與母材鋼板的軋延方向平行之板厚截面為觀察面採取試樣，並研磨觀察面而進行NITAL蝕刻，並以場發射掃描型電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察來測定面積分率，並將其視為體積分率。
(鋼板的硬度比)
接著，將就規定鋼板表層的硬度與前述母材鋼板之t/4深度位置的硬度之比的理由進行說明。
本發明者等發現對具有如前述的成分組成與組織的鋼板進行脫碳處理使鋼板表層軟化，藉此可獲得優異的彎曲性。即，藉由設鋼板表層的硬度Hvs與母材鋼板之t/4深度位置的硬度Hvb之比「Hvs/Hvb」為大於0.75且至0.90，可獲得優異的彎曲性。
將該硬度比設為大於0.75，係因若硬度比在0.75以下，鋼板會過度軟化而難以確保700MPa以上之拉伸最大強度。而宜為0.8以上。另一方面，若大於0.90則會多量含有殘留沃斯田鐵，故雖可抑制彎曲變形時的頸縮，但因會有產生微小裂痕的情況而會彎曲性會劣化。
此外，在此所用之「硬度」係於鋼板表層及與鋼板軋延方向平行之板厚截面之t/4位置上，使用維式硬度測驗機以壓入荷重10g砝碼測定分別各10點的硬度，並將其平均值作為各個硬度。
本發明者等於調查硬度與彎曲性之關係時，以預備試驗調查彎曲性與鋼板特性後發現，只要為t/8~3t/8深度 位置的範圍，平均硬度就不會依位置而變，以及於板厚中心(t/2深度位置)，因Mn的中心偏析故鋼板組織會不同，而平均硬度亦為與t/8~3t/8深度位置不同。由此看來，係將可代表鋼板母材硬度的t/4深度位置的硬度作為母材的硬度(Hvb)。
另一方面，調查了脫碳條件與鋼板表層的硬度之關係後發現，脫碳愈進行則鋼板表層硬度降低的同時已軟化的區域會愈於板厚方向擴展，以及藉由測定自鋼板起之深度位置的硬度，則可代表軟化層的厚度及軟化程度。由此看來，測定自鋼板表面起20μm位置的硬度，只要為鍍敷鋼板，則測定自鍍敷層/底鐵界面起20μm位置的硬度，即作為鋼板表層的硬度(Hvs)。
在此令測定位置為自表面起20μm係因下述理由。
以軟化位置來說，鋼板硬度係Hv100~400，壓痕大小為8~13μm左右，則測定位置離鋼板表面太近時，係很難進行正確的硬度測定。另一方面，測定位置離鋼板表面太遠時，因不含軟化層則無法正確地求出彎曲性與鋼板表層硬度之間的關係。依此，而設測定位置為自表面起20μm位置。
此外，在鋼板表層的硬度測定時，為防止研磨時鋼板表面彎垂，會於鋼板進行補強而埋入樹脂後，進行研磨、硬度測定即可。
(鋼板的形態)
本發明之高強度冷軋鋼板只要鋼板表層硬度滿足上述範圍，則即可為冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板以及電鍍新鋼板中任一者。
作為鍍鋅鋼板並無特別限制，例如可使用含有低於7質量%之Fe，且剩餘部分由Zn、Al及不可避免的雜質所構成者等作為熔融鍍鋅層；且可使用含有7~15質量%之Fe，且剩餘部分由Zn、Al及不可避免的雜質所構成者等作為合金化熔融鍍鋅層。
此外，鍍鋅層亦可為含有或混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM之至少1種元素者。而合金化熔融鍍鋅層即使為含有或混入至少1種上述元素者，亦不損害本發明效果，而依其含有量亦有耐蝕性或加工性受到改善等較佳的情況。
並且，本發明的高強度冷軋鋼板亦可為於冷軋鋼板表面或鍍鋅鋼板的鍍敷層表面具有含有磷氧化物及含磷之複合氧化物之至少一種之皮膜者。
含有磷氧化物及含磷之複合氧化物之至少一種之皮膜可於加工鋼板之際使其作為潤滑劑發揮功能，而可保護鋼板表面或合金化鍍鋅層。
(鋼板的製造方法)
接著，將就上述製造高強度冷軋鋼板之方法進行詳細說明。
要製造鋼板，首先要鑄造具上述成分組成的鋼胚。而供於熱軋的鋼胚可使用連續鑄造鋼胚或以薄鋼胚連鑄機等 所製出者。此外，亦可使用如於鑄造後立即進行熱軋之連續鑄造-直接軋延(CC-DR)之程序。
於鋼胚熱軋中，為確保Ar3變態點以上的最後軋延溫度，以及因鋼胚加熱溫度的降低而友會招致過度的軋延荷重而使軋延變得困難、導致軋延後的母材鋼板形狀不良之虞，鋼胚加熱溫度必須在1050℃以上。雖無特別規定鋼胚加熱溫度的上限即可發揮本發明之效果，但若使加熱溫度過度高溫以經濟上來說並不適宜來看，鋼胚加熱溫度的上限宜為1350℃以下。
熱軋必須在Ar3變態點以上的最後軋延溫度下結束。若最後軋延溫度低於Ar3變態點，則會變成肥粒鐵及沃斯田鐵之雙向域軋延，而熱軋板組織會變成不均質混粒組織，即使歷經冷軋步驟及連續退火步驟亦無法消除不均質組織，而成為延性及彎曲性劣化之鋼板。
另一方面，雖無需特別規定最後軋延溫度即可發揮本發明之效果，但若使最後軋延溫度過度高溫時，為確保該溫度則必須將鋼胚加熱溫度設地過度高溫。由此看來，最後軋延溫度的上限溫度宜為1100℃以下。
此外，Ar3變態點係使用該元素的含量(質量%)而以下式進行計算。
Ar3=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al
因使形成於熱軋鋼板表面之氧化物的厚度過度的增大可防止酸洗性劣化，故將熱軋捲取溫度設為750℃以 下。為更加提升酸洗性，捲取溫度宜為720℃以下，宜有700℃以下為佳。
另一方面，捲取溫度若低於400℃則熱軋鋼板的強度會過地升高，而使熱軋變得困難，故宜將捲取溫度設為400℃以上。為減輕冷軋的負荷，宜設捲取溫度為420℃以上。但，即使以低於400℃進行了捲取，之後藉由於箱型爐進行退火，並進行熱軋的軟化處理，仍可進行冷軋，故即使於低於400℃進行捲取亦無礙。
接著，宜對依上述製造出的熱軋鋼板進行酸洗。酸洗因可去除熱軋鋼板表面的氧化物，故對用以提升母材鋼板的鍍敷性而言很重要。並且，酸洗可進行一次，亦可分開進行數次。
酸洗後的熱軋鋼板係以調整板厚及矯正形狀為目的而施行冷軋。為製得板厚精度高且具優異形狀母材鋼板，宜設軋縮率為30~80%之範圍。若軋縮率低於30%，則難保形狀平坦，而有最終製品的延行劣化之虞。故冷軋中軋縮率宜為35%以上，又以40%以上為佳。另一方面，以軋縮率大於80%之軋縮率來說因冷軋荷重變得過大而難以冷軋。由此看來，軋縮率宜為80%以下。但，即使冷軋率大於80%而進行了冷軋，亦可獲得具有本發明之效果，及具優異彎曲性。
又，冷軋步驟中關於軋延道次的次數、各個軋延的軋縮率並無需特別規定即可發揮本發明之效果。
接著，作為熱處理步驟，係使製得之冷軋鋼板通 過退火線，並於(Ac1變態點+40)℃~(Ac3變態點+50)℃之溫度域下進行退火。為獲得具優異彎曲行之鋼板，則必須於退火中進行表層脫碳處理，使鋼板表層軟化。所謂脫碳處理係藉由將退火時的爐內氣體環境設為下述範圍，使鋼板表層所含的C往大氣中擴散，使鋼板表層的C濃度降低，而使硬質組織分率降低之處理。
本發明係設退火時的爐內氣體環境為log(水分壓/氫分壓)係-3.0~0.0之範圍而進行脫碳。藉由社環境氣體的水分壓與氫分壓之比的對數為-3.0~0.0，可適度促進藉由進行退火而自冷軋鋼板表層的脫碳。
若水分壓與氫分壓之比的對數小於-3.0，則由進行退火之自冷軋鋼板表層的脫碳會不充分。為促進脫碳，水分壓與氫分壓之比的對數宜為-2.5以上。另一方面，水分壓與氫分壓之比的對數若大於0.0，則因會過度促進由進行退火之自冷軋鋼板表層的脫碳，而有使鋼板強度不充分之虞。為確保鋼板的強度，水分壓與氫分壓之比的對數宜為-0.3以下。並且，進行退火時的氣體環境宜為含氮、水蒸氣、氫，且以氮為主體者，且除了氮、水蒸氣、氫，亦可含有氧。
此外，將退火時的溫度域設為(Ac1變態點+40)℃~(Ac3變態點+50)℃係因可於退火中使沃斯田鐵形成，並藉由使該沃斯田鐵變為麻田散鐵、變韌鐵或殘留沃斯田鐵，而圖謀鋼板的高強度化。
若退火溫度低於(Ac1變態點+40)℃，則因於退火時形成的沃斯田鐵的體積率小，而難以確保700MPa以上的強 度。因此，將退火溫度的下限設為(Ac1變態點+40)℃。
另一方面，若退火溫度過度地變得太高，不僅以經濟來說不適宜，還因輥及製造設備的劣化會變得顯著，故退火溫度宜設為(Ac3變態點+50)℃以下。但，雖為不具經濟性的效果，但可獲得優異的彎曲性。
又，Ac1及Ac3變態點係用各元素含量(質量%)而以下式進行計算。
Ac1=723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr+6.38×W
Ac3=910-203×(C)0.5 -15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo-30×Mn-11×Cr-20×Cu+700×P+400×Al+400×Ti
本發明中，上述退火溫度及氣體環境中的滯留世間為20秒~600秒。若上述滯留時間少於20秒，則硬質組織分率會變得過少而難以確保700MPa以上的高強度。即，沃斯田鐵雖會因碳化物溶解而形成，但溶解卻必須要花某程度的時間。少於20秒的退火會因碳化物溶解時間不足而無法確保充足量的沃斯田鐵。結果，會難以確保700MPa以上的強度。因此，而設退火溫度的下限為20秒。另一方面，多於600秒的滯在不僅因其效果會飽和，且因會導致生產性的劣化故而不宜。因此，設退火溫度的上限為600秒。
退火後的冷卻係於700℃~500℃之溫度範圍中以0.5℃/秒以上且500℃/秒以下為冷卻速度進行冷卻，並於100~330℃的溫度範圍下停止冷卻。
上述溫度範圍中的平均冷卻速度若低於0.5℃/秒，則在該溫度範圍中的滯在時間會變長而生成大量的肥粒鐵及波來鐵。因此，會變得難以確保700MPa以上的強度。另一方面，高於500℃/秒的冷卻速度不僅需要過度的設備投資，還有導致板內溫度不均的增加等之虞。
又，冷卻停止溫度係設在330℃以下，且宜設在300℃以下，又宜設在250℃以下。藉此，可於冷卻時使麻田散鐵形成，而確保700MPa以上的強度。冷卻停止溫度雖然係越低而麻田散鐵體機率越會增加，且於其後之保持中被回火而回火麻田散鐵會增加，但過度降低冷卻停止溫度，不僅已經濟上來說不適宜，還會造成冷卻停止溫度的不均、或進而會使材質不均增加。由此看來，冷卻停止溫度的下限宜設在100℃以上。且以130℃以上為佳，又以160℃以上更佳。
停止冷卻後，進行加熱並調整成350~500℃之溫度範圍，在該溫度範圍下保持10~1000秒。
將保持溫度範圍設為350~500℃係將於冷卻中形成的麻田散鐵回火、或促進變韌鐵變態以圖謀兼具高強度與彎曲性之緣故。所謂回火係藉由將麻田散鐵保持在350~500℃之溫度域下，以使鐵係碳化物析出、進行差排恢復之處理。藉由進行回火可大大提升麻田散鐵的特性，並可使彎曲性大幅提升。
但，若在低於350℃的溫度域下保持，則因碳化物的析出或差排的恢復需要很長的時間，故無法圖謀彎曲 性的改善。另一方面，若在高於500℃的溫度域下保持，則會導致往粒界會形成粗大的碳化物，並且粗大碳化物脆，而會促進彎曲成形時的龜裂形成。或者，變韌鐵變態亦難以進行，而於冷卻過程中形成新生麻田散鐵致使彎曲性劣化。由此看來，係必須在500℃下進行保持。
而以保持時間為10~1000秒進行保持係因可使充份量的碳化物析出或使差排恢復。保持時間若少於10秒，則無法獲得本發明之效果的回火效果。另一方面，設為1000秒以下則過度的保持會使生產性降低故而不宜。又，在保持中會有發生變韌鐵變態的情形，而多為有助於殘留沃斯田鐵的穩定化之情形。
此外，本發明所說的保持係指鋼板在上述溫度域中於上述時間所滯在之意。因此，並不單只於該溫度域中進行等溫保持，還包含於該溫度域中之緩加熱及緩冷。
為圖謀兼具980MPa以上的高強度與優異的彎曲性則必須實施藉由脫碳所致的表層軟化與Ms點以下的冷卻以及保持兩者。此係因可圖謀藉表層軟化來抑制龜裂形成與藉母材特性的提升來促進龜裂傳播。而進行表層軟化時雖可抑制於彎曲成形時於表面的龜裂成形，但卻無法抑制表層(表面正下方)上之鋼板龜裂形成。亦即，即使使會於彎曲成形時成為最大應變的表層軟化，表層附近亦會受到大的應變，而隨情況自鋼板內部發生龜裂形成。特別係硬質組織與軟質組織的界面、或硬質組織本身的破壞成為龜裂形成的原因。由此看來，必須藉由先將鋼板冷卻至Ms點以 下並保持，使硬質組織從新生麻田散鐵變態成回火麻田散鐵，來抑制自母材的龜裂形成。另一方面，即使將母材組織製成由肥粒鐵、回火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、及變韌鐵所構成的組織，要兼具高強度與優異的彎曲性仍殘有課題，而必須併用藉由使表層軟化來延遲龜裂形成。由此看來，必須實施藉由脫碳所致的表層軟化與Ms點以下的冷卻以及保持兩者。
於熔融鍍鋅鋼板的製造時，於進行脫碳處理、至100~330℃的冷卻與在350~500℃下的保持後，進行加熱或冷卻至(鍍鋅浴溫度-40)℃~(鍍鋅浴溫度+50)℃，並使其浸漬於熔融鍍鋅浴來進行鍍敷。
鍍鋅浴浸漬板溫度宜設為比熔融鍍鋅浴溫度低40℃的溫度至比熔融鍍鋅域溫度高50℃的溫度為止之溫度範圍。浴浸漬板溫度若低於(熔融鍍鋅浴溫度-40)℃，則鍍敷浴浸漬進入時的排熱大，而有鍍敷鋅的一部份會凝固使外觀劣化之情況，故將下限設為(熔融鍍鋅浴溫度-40)℃。
但，即使浸漬前的板溫度低於(熔融鍍鋅浴溫度-40)℃，亦可於鍍敷浴浸漬前再加熱，使板溫度為(熔融鍍鋅浴溫度-40)℃以上並使其浸漬於鍍敷浴。又，若鍍敷浴浸漬溫度高於(熔融鍍鋅浴溫度+50)℃，則會誘發伴隨鍍敷浴溫度上升之操作上的問題。而鍍敷浴不僅純鋅與Fe、Al，亦可含有Mg、Mn、Si、Cr等。
又，進行鍍敷層合金化時係於460℃以上進行。合金化處理溫度若低於460℃則合金化的進行慢，而使生產 性變差。而若高於600℃，則會於沃斯田鐵中析出碳化物，使沃斯田鐵分解，而難以確保700MPa以上的強度與良好的彎曲性，故以此為上限。
冷軋鋼板表面的鍍鋅並不僅限於以上述的熔融鍍鋅來進行，亦可以電鍍來進行。而於該情況時則遵循一般方法即可。
又，亦可以表面的潤滑為目的，於本發明冷軋鋼板的表面或鍍鋅鋼板鍍敷層的表面賦予含有磷氧化物及含磷之複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
此外，亦可於前述退火後等進行平整道次(skin pass)。此時的軋縮率宜為0.1~1.5%之範圍。若低於0.1%，則效果小且亦難以控制，故以此為下限。而若高於1.5%則因生產性會顯著降低而以此為上限。平整道次可於線上進行，亦可離線進行。又，可一次進行目的軋縮率之平整道次，亦可分成數次來進行。
實施例
將以實施例進而詳細說明本發明。
實驗例1~85係將具有表1、表2所示之成分組成的鋼胚加熱至1230℃，並基於表3~6所示之製造條件進行熱軋、冷軋、及熱處理，而製造出板厚1.2mm的冷軋鋼板。於幾個實施例中則基於表5、6所示的製造條件進行了鍍敷處理。
表1、2係顯示實驗例1~85所使用鋼板之鋼種類A~Y、a~d之成分組成。表3、4顯示鋼胚特性、熱軋條件、及冷軋條件。表5、6則顯示熱軋條件、及鍍敷條件。
此外，表1~6中係於脫離本發明範圍之數值加上底線。而表5、6中，於合金化溫度列的連字號係未施行合金化處理之意。
熔融鍍鋅鋼板(GI)及合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)的製造中，係基於表5、6所示製造條件將經保持的鋼板浸漬於鍍鋅浴中，之後並冷卻至室溫。鍍敷浴中有效的Al濃度係0.07~0.17mass%之範圍。而一部份的鋼板則是浸漬於鍍鋅浴後於各條件下進行合金化，並冷卻至室溫。此時的單位面積量則係兩面皆約為35g/m2 。最後，對所得之鋼板以0.4%的軋縮率進行平整道次軋延。
實驗例13、61、79的冷軋鋼板係脫脂後，藉由施行電鍍而製成電鍍鋼板(EG)。鍍敷條件係於50℃、8重量%的硫酸溶液中，以電流密度15A/dm2 電解酸洗約12秒，而實驗例13係於Zn鍍敷浴、實驗例61係於Zn-Ni鍍敷浴、實驗例79係於Zn-Co鍍敷浴中施行鍍敷，以使附著量成為30g/m2 及60g/m2 。並設鍍敷浴溫度：50±2℃，電流密度：60A/dm2 ，鍍敷液流速：1m/秒。
又，於實驗例1的冷軋鋼板(CR)、實驗例54、71的熔融鍍鋅鋼板(GI)、及實驗例15的合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)的表面塗佈以磷酸/H2 O2 重量比=0.1~10之範圍下含有磷酸及過氧化氫之pH1~7的水溶液，並不進行水洗而以400℃的溫度進行燒附乾燥，而形成換算成P量為10~500mg/m2 之附著量之磷氧化物系無機皮膜。
彎曲性的評價係基於JIS Z 2248(2006年)，藉由 將所得鋼板於與軋延方向呈垂直方向切出鋼板，進行端面積械研削，而作出35mm×100mm的試驗片，並使用前端的R為0.5~6mm之90°的模與衝頭進行90度V彎曲試驗而實施。以放大鏡觀察彎曲試驗後的試樣表面，並將無裂痕之最小彎曲半徑定義為界限彎曲半徑。且將界限彎曲半徑為1mm以下且亦無發生頸縮的鋼板、或界限彎曲半徑為0.5mm以下的鋼板定義為具優異彎曲性之鋼板。
又，自所得之鋼板作出試料，以前述的方法測定於鋼板表層(即平行於母材鋼板表面且自表面起20μm深度的面)及t/4深度位置的鋼板組織。將結果示於表7、8。表7、8中，F係肥粒鐵，γR係殘留沃斯田鐵，TM係回火麻田散鐵，M係新生麻田散鐵，B係變韌鐵，P係波來鐵。此外，碳化物係計算為肥粒鐵的面積率。
並且，表9、10中係顯示鋼板表層的硬度(Hvs)、t/4深度位置的硬度(Hvb)、硬度比(Hvs/Hvb)、TS、EL、TS×EL、最小彎曲半徑、鍍敷中Fe(連字號係指未實施合金化處理)、及鋼板種類。
此外，表7~10中係對脫離本發明範圍的數值加上底線。而TS係依準JIS Z 2241(2011年)於拉伸試驗進行測定。
表9、10中，鋼板種類的欄係顯示鋼板的形態，分別表示CR：冷軋鋼板，GI：熔融鍍鋅鋼板，GA：熔融鍍鋅鋼板，EG：電鍍鋅鋼板。又，將形成有磷氧化物系無機皮膜的鋼板追記為+P。
滿足本發明條件者係兼具700MPa以上之拉伸最大強 度與良好的彎曲性。強度(TS)與全伸長(El)之平衡(TS×El)亦以18000(MPa．%)以上為良好。
產業上之可利用性
本發明可以低價提供一種適宜用於汽車用的結構用構件、補強用構件、車盤用構件，並且具拉伸最大強度為700MPa以上且具優異彎曲性的高強度冷軋鋼板，而可期待對汽車輕量化的巨大貢獻，並具極高的產業上效果。

Claims (18)

  1. 一種高強度冷軋鋼板，其特徵在於具有下述成分組成：以質量%計：C：0.075~0.300%、Si：0.30~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.050%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~1.500%、及N：0.0001~0.0100%，且Ti係0.150%以下、Nb係0.150%以下、V係0.150%以下、Cr係2.00%以下、Ni係2.00%以下、Cu係2.00%以下、Mo係1.00%以下、W係1.00%以下、及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM之至少一種元素之合計係0.5000%以下，並且剩餘部分係由鐵及不可避免的雜質所構成；自鋼板表面起20μm深度之鋼板表層的表層顯微組織以體積分率計，含有3~10%的殘留沃斯田鐵、90%以 下的肥粒鐵、10~50%的回火麻田散鐵、限制在15%以下的新生麻田散鐵及5%以下的波來鐵；設板厚為t而自前述表面起於t/4深度位置之內部顯微組織以體積分率計，含有3~30%的殘留沃斯田鐵、10~50%的回火麻田散鐵、限制在15%以下的新生麻田散鐵及5%以下的波來鐵；前述鋼板表層的硬度Hvs與於前述t/4深度位置的硬度Hvb之比Hvs/Hvb係大於0.75且至0.90；及拉伸最大強度TS係700MPa以上且拉伸最大強度TS與全伸長EL之關係滿足TS×EL≧18000(MPa．%)。
  2. 如申請專利範圍第1項之高強度冷軋鋼板，其中前述表層顯微組織之前述肥粒鐵以體積分率計而為10~87%。
  3. 如申請專利範圍第1項之高強度冷軋鋼板，其中前述內部顯微組織以體積分率計，更含有10~87%的肥粒鐵。
  4. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之高強度冷軋鋼板，其係於至少一面上形成有含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
  5. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之高強度冷軋鋼板，其係於至少一面上形成有電鍍鋅層。
  6. 如申請專利範圍第5項之高強度冷軋鋼板，其中前述電鍍鋅層上形成有含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
  7. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之高強度冷軋鋼板，其係於至少一面上形成有熔融鍍鋅層。
  8. 如申請專利範圍第7項之高強度冷軋鋼板，其中前述熔融鍍鋅層上形成有含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
  9. 如申請專利範圍第1至3項中任一項之高強度冷軋鋼板，其係於至少一面上形成有合金化熔融鍍鋅層。
  10. 如申請專利範圍第9項之高強度冷軋鋼板，其中前述合金化熔融鍍鋅層上形成有含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
  11. 一種冷軋鋼板製造方法，係如申請專利範圍第1項之高強度冷軋鋼板之製造方法，其具備下述步驟：熱軋步驟，對具有下述成分組成且經設為1050℃以上之狀態的鋼胚，進行最後軋延溫度經設定為Ar3變態點以上之熱軋，之後於750℃以下的溫度域下捲取，藉此製得熱軋鋼板；該鋼胚的成分組成為：以質量%計：C：0.075~0.300%、Si：0.30~2.50%、Mn：1.30~3.50%、P：0.001~0.050%、S：0.0001~0.0100%、Al：0.001~1.500%、及N：0.0001~0.0100%，且Ti係0.150%以下、Nb係0.150%以下、V係0.150%以下、Cr係2.00%以下、Ni係2.00%以下、Cu係2.00%以下、Mo係1.00%以下、W係1.00%以下、及Ca、Ce、Mg、Zr、Hf及REM之至少一種元素之合計係0.5000%以下，並且剩餘部分係由鐵及不可避免的雜質所構成；冷軋步驟，對前述熱軋鋼板以30~80%的軋縮率進行冷軋，藉此製得冷軋鋼板； 熱處理步驟，對前述冷軋鋼板於Ac1變態點+40℃~Ac3變態點+50℃的溫度域下，且於log(水分壓/氫分壓)為一3.0~0.0之氣體環境下進行退火20秒~600秒，接著，於700~500℃間以0.5~500℃/秒為冷卻速度冷卻至100~330℃後，於350~500℃下保持10~1000秒，藉此製得高強度冷軋鋼板。
  12. 如申請專利範圍第11項之冷軋鋼板製造方法，其更具備皮膜形成步驟，係於前述高強度冷軋鋼板之至少一面上形成含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
  13. 如申請專利範圍第11項之冷軋鋼板製造方法，其更具備電鍍鋅步驟，係於前述高強度冷軋鋼板之至少一面上形成電鍍鋅層。
  14. 如申請專利範圍第13項之冷軋鋼板製造方法，其更具備皮膜形成步驟，係於電鍍鋅層上形成含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
  15. 如申請專利範圍第11項之冷軋鋼板製造方法，其更具備熔融鍍鋅步驟，係於前述高強度冷軋鋼板之至少一面上形成熔融鍍鋅層；於前述熔融鍍鋅步驟中，係於已將前述高強度冷軋鋼板於加熱或冷卻至鍍鋅浴溫度一40℃~鍍鋅浴溫度+50℃之溫度範圍之狀態下浸漬於鍍鋅浴，並冷卻。
  16. 如申請專利範圍第15項之冷軋鋼板製造方法，其更具備皮膜形成步驟，係於前述熔融鍍鋅層上形成含有磷氧化 物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜。
  17. 如申請專利範圍第11項之冷軋鋼板製造方法，其更具備合金化熔融鍍鋅步驟，係於前述高強度冷軋鋼板之至少一面上形成合金化熔融鍍鋅層；於前述合金化熔融鍍鋅層步驟中，係將前述高強度冷軋鋼板於加熱或冷卻至鍍鋅浴溫度一40℃~鍍鋅浴溫度+50℃之溫度範圍之狀態下浸漬於鍍鋅浴，並於460℃以上之溫度下施行合金化處理後，進行冷卻。
  18. 如申請專利範圍第17項之冷軋鋼板製造方法，其更具備於前述合金化熔融鍍鋅層上形成含有磷氧化物及含磷的複合氧化物之至少一種氧化物之皮膜的步驟。
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