TWI525201B - Hot rolled steel sheet - Google Patents

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Akihiro Uenishi
Genichi Shigesato
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

熱軋鋼板 發明領域
本發明係關於伸長及擴孔性優異的熱軋鋼板。
發明背景
為抑制從汽車的碳酸氣體排放量，有朝使用高強度鋼板的汽車車體輕量化演進。又，為確保乘坐者的安全性，車體大多使用高強度鋼板。為求車體更進一步輕量化，更加提升強度係屬重要。另一方面，依照車體的零件有要求優異成形性。例如底盤零件用高強度鋼板便要求優異的擴孔性。
然而，強度提升及成形性提升的兼顧困難，一般若鋼板高強度化則成形性會降低，深衝成形及撐壓成形時所重視的伸長、以及沖緣加工時所重視的擴孔性會降低。
以成形性提升等為目的之高強度鋼板等，有如專利文獻1~11所記載。然而，即便利用該等習知技術，仍無法獲得具備充分強度及充分成形性的熱軋鋼板。
再者，相關擴孔性改善的技術係有非專利文獻1，但即便利用該習知技術，仍無法獲得具備充分強度及充分成形性的熱軋鋼板。又，該習知技術頗難適用於熱軋鋼板工業性規模的製程。
先行技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2012-26032號公報
專利文獻2：日本專利特開2011-225941號公報
專利文獻3：日本專利特開2006-274318號公報
專利文獻4：日本專利特開2005-220440號公報
專利文獻5：日本專利特開2010-255090號公報
專利文獻6：日本專利特開2010-202976號公報
專利文獻7：日本專利特開2012-62561號公報
專利文獻8：日本專利特開2004-218077號公報
專利文獻9：日本專利特開2005-82841號公報
專利文獻10：日本專利特開2007-314828號公報
專利文獻11：日本專利特表2002-534601號公報
非專利文獻
非專利文獻1：加藤等、製鐵研究(1984) vol. 312, p. 41
發明概要
本發明目的在於提供：具有高強度、且能獲得優異伸長及擴孔性的熱軋鋼板。
本案發明者等掛念使用通常連續熱軋機、依工業性規模實施熱軋鋼板的一般製造方法，針對能獲得高強度、且提升熱軋鋼板的伸長及擴孔性等成形性進行深入鑽研。結果發現對高強度確保及成形性提升屬有效，且習知技術無法形成的新穎組織。該組織係由平均結晶方位差(crystal orientation difference)0.4°以上且3°以下之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵。又，該變韌鐵在結晶粒內幾乎未含有碳化物及殘留沃斯田鐵。即，該變韌鐵幾乎未含有在擴孔時會助長龜裂進展物。所以，該變韌鐵對高強度確保、以及伸長與擴孔性提升具有貢獻。
再者，由平均結晶方位差0.4°以上且3°以下之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵，並無法利用上述專利文獻1~11所記載方法等習知方法形成。例如提高從所謂中間空冷結束後起至捲取的冷卻速度，形成麻田散鐵而施行高強度化的習知技術，並無法形成此種變韌鐵。例如習知薄鋼板中所含的變韌鐵係由變韌肥粒鐵及鐵碳化物構成、或由變韌肥粒鐵及殘留沃斯田鐵構成。所以，習知薄鋼板在擴孔時，鐵碳化物、殘留沃斯田鐵(或承受加工而變態的麻田散鐵)會助長龜裂進展。所以，由平均結晶方位差0.4° 以上且3°以下之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵，具有較習知薄鋼板中所含變韌鐵更優異的擴孔性。又，該變韌鐵亦屬於與習知薄鋼板中所含肥粒鐵不同的組織。例如該變韌鐵的生成溫度係在從鋼成分預測的變韌鐵變態開始溫度以下，在由該變韌鐵的高角度晶界(high-angle boundary)所包圍的一個結晶粒內部，存在有小傾角的晶界。該變韌鐵至少該等事項便具有不同於肥粒鐵的特徵。
雖後有詳述，本案發明者等發現藉由將精軋、之後的冷卻、之後的捲取及之後的冷卻等條件予以適當化，便可依所需面積率一起形成該變韌鐵與肥粒鐵。另外，專利文獻1~3所記載方法，因為中間空冷結束後且捲取前的冷卻速度、及捲取狀態的冷卻速度會明顯提高，因而無法生成在由高角度晶界所包圍的一個結晶粒內部具有小傾角晶界的變韌鐵。
本案發明者根據此種發現經深入鑽研，結果構思到以下所示發明諸態樣。
(1)一種熱軋鋼板，具有下述所示之化學組成，以質量%計為：C：0.02%~0.15%、Si：0.01%~2.0%、Mn：0.05%~3.0%、P：0.1%以下、 S：0.03%以下、Al：0.001%~0.01%、N：0.02%以下、O：0.02%以下、Ti：0%~0.2%、Nb：0%~0.2%、Mo：0%~0.2%、V：0%~0.2%、Cr：0%~1.0%、B：0%~0.01%、Cu：0%~1.2%、Ni：0%~0.6%、Ca：0%~0.005%、REM：0%~0.02%，且剩餘部分：Fe及雜質；並且具有下述所示之鋼組織：肥粒鐵面積率：5%~50%、由平均結晶方位差0.4°~3°之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵面積率：50%~95%、麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵的合計面積率：5%以下。
(2)如(1)所記載的熱軋鋼板，其中，前述化學組成以質量%計含有選自下述所構成群組中之1種或2種以上： Ti：0.01%~0.2%、Nb：0.01%~、0.2%、Mo：0.001%~0.2%、V：0.01%~0.2%、Cr：0.01%~1.0%、B：0.0002%~0.01%、Cu：0.02%~1.2%、及Ni：0.01%~0.6%。
(3)如(1)或(2)所記載的熱軋鋼板，其中，前述化學組成以質量%計含有選自下述所構成群組中之1種或2種以上：Ca：0.0005%~0.005%、及REM：0.0005%~0.02%。
根據本發明可獲得具有高強度、且優異的伸長及擴孔性。
1‧‧‧表面起厚度3/8~5/8之區域
2‧‧‧鋼組織的截面
11‧‧‧再加熱
12‧‧‧粗軋延
13‧‧‧精軋
14‧‧‧空冷
15‧‧‧冷卻
16‧‧‧捲取
圖1係代表熱軋鋼板之鋼組織的區域的圖。
圖2係從熱軋起至捲取期間的溫度履歷概略的圖。
供實施發明之形態
以下，針對本發明實施形態進行說明。
首先，針對本實施形態的熱軋鋼板鋼組織 進行說明。本實施形態的熱軋鋼板係具有：肥粒鐵面積率：5%~50%、由平均結晶方位差0.4°~3°之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵面積率：50%~95%、以及麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵合計面積率：5%以下所示鋼組織。熱軋鋼板的鋼組織係能以由從該熱軋鋼板表面起至該熱軋鋼板厚度3/8~5/8區域的鋼組織為代表。該區域1係如圖1所示。圖1中亦圖示觀察鋼組織對象的截面2。
(肥粒鐵面積率：5%~50%)
肥粒鐵係呈現優異變形能力，且提高均勻伸長。若肥粒鐵的面積率低於5%，便無法獲得良好的均勻伸長。所以，肥粒鐵的面積率設為5%以上。若肥粒鐵的面積率超過50%，擴孔性會大幅降低。所以，肥粒鐵的面積率設定在50%以下。肥粒鐵的面積率係在距熱軋鋼板表面朝厚度的3/8至5/8區域內，於軋延方向的平行截面2之面積率，使用光學顯微鏡依200倍~500倍的倍率觀察之微觀組織中的肥粒鐵面積率。
(由平均結晶方位差0.4°~3°之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵面積率：50%~95%)
由平均結晶方位差0.4°以上且3°以下之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵，係利用後述方法獲得的新穎組織。結晶粒內的平均結晶方位差係依如下述求取。首先，針對截面2內複數地方的結晶方位利用 電子背向散射繞射法(EBSD：electron back scattering diffraction)測定。接著，根據依照EBSD的測定結果，將相互鄰接且該等間的結晶方位差達15°以上之2個地方(像素)間，視為存在晶界。然後，計算在由晶界所包圍的區域內(即結晶粒內相互鄰接地方間)的結晶方位差，並計算該等的平均值。依此便求取結晶粒內的平均結晶方位差。
依如上述，本案發明者等發現：由平均結晶方位差0.4°以上且3°以下之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵，係對高強度確保及擴孔性等成形性提升屬於極有效的組織。該變韌鐵係在結晶粒內幾乎未含有碳化物及殘留沃斯田鐵。即，該變韌鐵幾乎未含有在擴孔時會助長龜裂進展物。所以，該變韌鐵對高強度確保、以及伸長與擴孔性提升具有貢獻。
若由平均結晶方位差0.4°以上且3°以下之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵面積率低於50%，便無法獲得充分強度。所以，該變韌鐵的面積率設為50%以上。若該變韌鐵的面積率超過95%，便無法獲得充分伸長。所以，該變韌鐵的面積率設定在95%以下。該變韌鐵的面積率係50%以上且95%以下之情況，大概拉伸強度達590MPa以上、拉伸強度(TS(MPa))與擴孔率(λ(%))的乘積(TS×λ)達65000以上、總伸長率(EL(%))與擴孔率(λ(%))的乘積(EL×λ)達1300以上。該等特性頗適於汽車底盤零件的加工。
另外，平均結晶方位差低於0.4°的結晶粒可視為係肥粒鐵。平均結晶方位差超過3°的結晶粒係擴孔性差。平均結晶方位差超過3°的結晶粒，係例如在較由平均結晶方位差0.4°以上且3°以下之變韌肥粒鐵集合體構成變韌鐵的更低溫度域中生成。
(麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵的合計面積率：5%以下)
麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵係在擴孔時，會在與肥粒鐵或變韌鐵間之界面助長龜裂進展，導致擴孔性降低。若麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵的合計面積率超過5%，此種擴孔性降低趨於明顯。波來鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵的面積率分別係截面2的面積率，使用光學顯微鏡依200倍~500倍倍率觀察的微觀組織中，波來鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵的面積率。若該等組織的合計在5%以下，大概總伸長率(%)與擴孔率(%)的乘積(EL×λ)會超過1300，頗適於汽車底盤零件的加工。
當然相關上述各組織面積率的條件並不僅侷限於區域1，最好在更廣範圍內均滿足，滿足此條件的範圍越廣，越能獲得更優異的強度及加工性。
其次，針對本發明實施形態熱軋鋼板的化學組成進行說明。以下說明中，熱軋鋼板中所含各元素含量單位的「%」，在無特別聲明前提下係指「質量%」。本實施形態的熱軋鋼板係具有：C： 0.02%~0.15%、Si：0.01%~2.0%、Mn：0.05%~3.0%、P：0.1%以下、S：0.03%以下、Al：0.001%~0.01%、N：0.02%以下、O：0.02%以下、Ti：0%~0.2%、Nb：0%~0.2%、Mo：0%~0.2%、V：0%~0.2%、Cr：0%~1.0%、B：0%~0.01%、Cu：0%~1.2%、Ni：0%~0.6%、Ca：0%~0.005%、REM：0%~0.02%、剩餘部分：Fe及雜質所示的化學組成。雜質係可例示含於礦石、廢料等原材料中者、含於製造步驟中者。
(C：0.02%~0.15%)
C會偏析於結晶晶界，具有抑制在因剪切加工或沖孔加工而形成端面處發生剝落情形的效果。C會與Nb、Ti等鍵結而在熱軋鋼板中形成析出物，利用析出強化對強度提升具有貢獻。若C含量低於0.02%，則無法充分獲得抑制剝落的效果、及利用析出強化造成的強度提升效果。所以，C含量設定為0.02%以上。另一方面，C會生成當擴孔時成為斷裂起點的雪明碳鐵(Fe3C)等鐵系碳化物、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵。若C含量超過0.15%，便無法獲得充分的擴孔性。所以，C含量設定在0.15%以下。
(Si：0.01%~2.0%)
Si係對熱軋鋼板強度提升具有貢獻。Si亦具有作為熔鋼之脫氧材料的功用。Si會抑制雪明碳鐵等鐵系碳化物的析出，抑制變韌肥粒鐵邊界處發生雪明碳鐵析出。若Si含量低於0.01%，便無法充分獲得 該等效果。所以，Si含量設定為0.01%以上。若Si含量超過2.0%，則抑制雪明碳鐵析出效果已達飽和。又，若Si含量超過2.0%，便會抑制肥粒鐵生成，導致無法肥粒鐵面積率達5%以上的所需鋼組織。所以，Si含量設定為2.0%以下。
(Mn：0.05%~3.0%)
Mn係對利用固溶強化而提升強度具有貢獻。若Mn含量低於0.05%，便無法獲得充分強度。所以，Mn含量設定為0.05%以上。若Mn含量超過3.0%，便會發生鋼胚斷裂。所以，Mn含量設定為3.0%以下。
(P：0.1%以下)
P並非必要元素，例如在鋼中依雜質形式含有。就從加工性、熔接性及疲勞特性的觀點，P含量越低越佳。特別係若P含量超過0.1%，則加工性、熔接性及疲勞特性的降低明顯。所以，P含量設為0.1%以下。
(S：0.03%以下)
S並非必要元素，例如在鋼中依雜質形式含有。因為S含量越高，則容易生成關連擴孔性降低的A系夾雜物，因而S含量越低越佳。特別係若S含量超過0.03%，則擴孔性降低明顯。所以，S含量設定在0.03%以下。
(Al：0.001%~0.01%)
Al係具有對熔鋼脫氧的作用。若Al含量低於0.001%，則較難充分脫氧。所以，Al含量設定為0.001%以上。若Al含量超過0.01%，則因非金屬夾雜物增加而容易導致伸長降低。所以，Al含量設定為0.01%以下。
(N：0.02%以下)
N並非必要元素，例如在鋼中依雜質形式含有。就從加工性的觀點，N含量越低越佳。特別係若N含量超過0.02%，則加工性降低明顯。所以，N含量設定在0.02%以下。
(O：0.02%以下)
O並非必要元素，例如在鋼中依雜質形式含有。就從加工性的觀點，O含量越低越佳。特別係若O含量超過0.02%，則加工性降低明顯。所以，O含量設定在0.02%以下。
Ti、Nb、Mo、V、Cr、B、Cu、Ni、Ca及REM並非必要元素，屬於在熱軋鋼板中亦可適度限定含有預定量的任意元素。
(Ti：0%~0.2%、Nb：0%~0.2%、Mo：0%~0.2%、V：0%~0.2%、Cr：0%~1.0%、B：0%~0.01%、Cu：0%~1.2%、Ni：0%~0.6%)
Ti、Nb、Mo、V、Cr、B、Cu及Ni係利用析出硬化或固溶強化而更加提升熱軋鋼板強度具有貢獻。所以，亦可含有從該等元素所構成群組中選擇1 種或2種以上。但是，相關Ti、Nb、Mo及V若是任一者的含量超過0.2%，便會抑制肥粒鐵生成，導致無法獲得肥粒鐵面積率達5%以上的所需鋼組織。所以，Ti含量、Nb含量、Mo含量及V含量均設定在0.2%以下。若Cr含量超過1.0%，則強度提升效果達飽和。又，若Cr含量超過1.0%，則會抑制肥粒鐵生成，導致無法獲得肥粒鐵面積率達5%以上的所需鋼組織。所以，Cr含量設定在1.0%以下。若B含量超過0.01%，便會抑制肥粒鐵生成，導致無法獲得肥粒鐵面積率達5%以上的所需鋼組織。所以，B含量設定在0.01%以下。若Cu含量超過1.2%，便會抑制肥粒鐵生成，導致無法獲得肥粒鐵面積率達5%以上的所需鋼組織。所以，Cu含量設定在1.2%以下。若Ni含量超過0.6%，便會抑制肥粒鐵生成，導致無法獲得肥粒鐵面積率達5%以上的所需鋼組織。所以，Ni含量設定在0.6%以下。為能確保熱軋鋼板更優異的強度，Ti含量、Nb含量、V含量、Cr含量及Ni含量均最好設定在0.01%以上，Mo含量較佳係0.001%以上，B含量較佳係0.0002%以上，Cu含量較佳係0.02%以上。即，最好滿足「Ti：0.01%~0.2%」、「Nb：0.01%~、0.2%」、「Mo：0.001%~0.2%」、「V：0.01%~0.2%」、「Cr：0.01%~1.0%」、「B：0.0002%~0.01%」、「Cu：0.02%~1.2%」及「Ni：0.01%~0.6%」中之至少一項。
(Ca：0%~0.005%、REM：0%~0.02%)
Ca及REM係使成為破壞起點或會導致加工性劣化的非金屬夾雜物形態產生變化，而成為無害化。所以，以可含有從該等元素所構成群組中選擇1種或2種以上。但是，若Ca含量超過0.005%，則會使非金屬夾雜物的形態伸長，導致該非金屬夾雜物成為破壞起點或導致加工性劣化。若REM含量超過0.02%，則會使非金屬夾雜物的形態伸長，導致該非金屬夾雜物成為破壞起點或導致加工性劣化。所以，Ca含量設定在0.005%以下，REM含量設定在0.02%以下。為使無害化效果能更優異，Ca含量及REM含量均較佳達0.0005%以上。即，最好滿足「Ca：0.0005%~0.005%」及「REM：0.0005%~0.02%」中之至少一項。
REM(稀土族金屬)係指諸如Sc、Y及鑭系元素等合計17種元素，「REM含量」係指該等17種元素的合計含量。鑭系元素在工業上係例如依美鈰合金(misch metal)形式添加。
其次，針對製造實施形態熱軋鋼板的方法例進行說明。根據此處所說明的方法便可製造實施形態的熱軋鋼板，但製造實施形態熱軋鋼板的方法並不僅侷限於此。即，即便利用其他方法所製造的熱軋鋼板，但若具有上述鋼組織及化學組成，便可謂係在實施形態範圍內。例如下述方法係使用7道次 的熱軋設備，但使用6道次的熱軋設備所製造熱軋亦屬於實施形態範圍內。
該方法係依序施行以下的處理。圖2所示係從熱軋起至捲取的溫度履歷概略。
(1)鑄造具有上述化學組成的鋼塊或鋼胚，視需要施行再加熱11。
(2)施行鋼塊或鋼胚的粗軋延12。粗軋延係包含於熱軋中。
(3)施行鋼塊或鋼胚的精軋13。精軋係包含於熱軋中。精軋係最終段軋延的1道次前之軋延依850℃以上且1150℃以下的溫度、10%以上且40%以下的軋縮率實施，最終段軋延係依850℃以上且1050℃以下的溫度(T1(℃))、3%以上且10%以下的軋縮率實施。
(4)利用精軋輸出輥道冷卻至600℃以上且750℃以下的溫度(T2(℃))。從精軋結束起至開始該冷卻為止的時間設為t1(秒)。
(5)施行1秒以上且10秒以下時間(t2(秒))的空冷14。在該冷卻中會生成雙相域的肥粒鐵變態，能獲得優異的伸長。
(6)依P(℃/秒)的冷卻速度施行冷卻至400℃以上且650℃以下溫度的冷卻15。冷卻速度P係滿足下述(式1)。
(7)依400℃以上且650℃以下的溫度施行捲取 16。
(8)在熱軋鋼捲溫度為T3(℃)-300℃以上且T3(℃)以下的期間，依0.15℃/分以下的冷卻速度冷卻熱軋鋼捲。T3(℃)係下述(式2)所示。
(9)從低於T3(℃)-300℃溫度起，依0.05℃/分以下的冷卻速度冷卻至25℃。
P(℃/秒)≧1/{1.44×1012exp(-3211/(T1+273))×t11/3}×2×1011+(C)×1/{1-(1.44×1012exp(-3211/(T2+273))×t21/3)×(-3)×1013 (式1)
T3(℃)=830-270×(C)-90×(Mn)-37×(Ni)-70×(Cr)-83×(Mo) (式2)
此處，(C)、(Mn)、(Ni)、(Cr)、(Mo)分別係指熱軋鋼板的C含量、Mn含量、Ni含量、Cr含量、Mo含量。
鋼塊或鋼胚的鑄造係鑄入經調整成分使化學組成在上述範圍內的熔鋼。然後，將鋼塊或鋼胚送入熱軋機。此時，所鑄入的鋼塊或鋼胚可依高溫狀態直接送入熱軋機，亦可經冷卻至室溫後再利用加熱爐施行再加熱，然後才送入熱軋機。再加熱的溫度並無特別的限定。若再加熱溫度達1260℃以上，剝落量會增加導致良率降低，因而再加熱溫度較佳設為低於1260℃。又，若再加熱溫度低於1000℃，在行程上會有明顯損及操業效率的情況，因而再加熱溫度較佳設定在1000℃以上。
若粗軋延的最終段軋延溫度低於1080℃(即粗軋延中的軋延溫度低於1080℃)，則精軋後的沃斯田鐵粒會過度變小，導致過度促進從沃斯田鐵朝肥粒鐵的變態，致使不易獲得所需的變韌鐵。所以，最終段的軋延較佳係依1080℃以上實施。若粗軋延的最終段軋延溫度超過1150℃(即粗軋延中的軋延溫度超過1150℃)，則精軋後的沃斯田鐵粒會變大，無法充分促進在後續冷卻中所生成雙相域中的肥粒鐵變態，導致不易獲得所需鋼組織。所以，最終段軋延較佳係依1150℃以下實施。
若粗軋延最終段及其前段的累積軋縮率超過65%，則精軋後的沃斯田鐵粒會過度變小，導致過度促進從沃斯田鐵朝肥粒鐵的變態，致使不易獲得所需變韌鐵。所以，該累積軋縮率較佳設定在65%以下。若該累積軋縮率低於40%，則精軋後的沃斯田鐵粒會變大，無法充分促進在後續冷卻中所生成雙相域中的肥粒鐵變態，導致不易獲得所需鋼組織。所以，該累積軋縮率較佳設為40%以上。
精軋係為使能生成由平均結晶方位差0.4°以上且3°以下之變韌肥粒鐵集合體所構成變韌鐵的重要步驟。此種變韌肥粒鐵係藉由因承受加工而含有應變的沃斯田鐵變態為變韌鐵而獲得。所以，精軋的重點在於依精軋後的沃斯田鐵中會殘留應變的條件實施。
精軋係最終段軋延(即由精軋機最終機台施行的軋延)之1道次前的軋延，依850℃以上且1150℃以下的溫度、10%以上且40%以下的軋縮率實施。若該軋延的軋延溫度超過1150℃、或軋縮率低於10%，則精軋後的沃斯田鐵粒會變大，導致無法充分促進後續冷卻中所生成雙相域中的肥粒鐵變態，致使無法獲得所需的鋼組織。若該軋延的軋延溫度低於850℃、或軋縮率超過40%，則經精軋後的沃斯田鐵中會過剩殘留應變，致使加工性劣化。
精軋係最終段軋延依850℃以上且1050℃以下的溫度、3%以上且10%以下的軋縮率實施。該最終段軋延的溫度(精軋結束溫度)記為T1(℃)。若溫度T1超過1050℃、或軋縮率低於3%，則精軋後的沃斯田鐵中之應變殘留量不足，導致無法獲得所需的鋼組織。若溫度T1低於850℃、或軋縮率超過10%，則經精軋後的沃斯田鐵中會過剩殘留應變，致使加工性劣化。
待精軋後，利用精軋輸出輥道(ROT：run out table)冷卻至600℃以上且750℃以下的溫度。該冷卻到達溫度記為T2(℃)。若溫度T2低於600℃，則雙相域中的肥粒鐵變態不足，導致無法獲得充分的伸長。若溫度T2超過750℃，便會過度促進肥粒鐵變態，導致無法獲得所需的鋼組織。利用精軋輸出輥道進行冷卻的平均冷卻速度係設為例如20℃/秒~200 ℃/秒。理由係為能安定地獲得所需鋼組織。
當精軋輸出輥道的冷卻結束後，迅速施行1秒以上且10秒以下的空冷。該空冷的時間記為t2(秒)。若時間t2低於1秒，則雙相域中的肥粒鐵變態不足，無法獲得充分的伸長。若時間t2超過10秒，則會過度促進雙相域中的肥粒鐵變態，導致無法獲得所需的鋼組織。
再者，從精軋結束起至開始由精軋輸出輥道進行冷卻為止的時間設為t1(秒)。時間t1並無特別的限定，為防止精軋後的沃斯田鐵粗大化，較佳設定在10秒以下。從精軋結束起至開始利用精軋輸出輥道進行冷卻的期間，實質施行空冷。
待時間t2的空冷結束後，迅速依預定冷卻速度施行至400℃以上且650℃以下溫度的冷卻。該冷卻速度記為P(℃/秒)。冷卻速度P係滿足(式1)的關係。當冷卻速度P滿足(式1)的關係時，可抑制該冷卻中的波來鐵生成，俾能使麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵的面積率合計在5%以下。另一方面，當冷卻速度P未滿足(式1)的關係時，例如會大量生成波來鐵，導致無法獲得所需的鋼組織。所以，冷卻速度P滿足(式1)的關係，就獲得所需鋼組織而言係屬極重要。
另外，冷卻速度P係就從抑制因熱應變而造成翹曲等觀點，較佳設定在200℃/s以下。又，就從 更進一步抑制翹曲等觀點，冷卻速度P更佳係設定在30℃/秒以下。
然後，依400℃以上且650℃以下的溫度施行捲取。若捲取溫度超過650℃，便會生成肥粒鐵導致無法獲得充分的變韌鐵，致使無法獲得所需的鋼組織。若捲取溫度低於400℃，則會生成麻田散鐵導致無法獲得充分的變韌鐵，致使無法獲得所需的鋼組織。
在利用捲取所獲得熱軋鋼捲的溫度為T3(℃)-300℃以上且T3(℃)以下的期間，依0.15℃/分以下的冷卻速度冷卻熱軋鋼捲。將該冷卻速度設為0.15℃/分以下時，可促進變韌鐵變態，俾能使麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵的面積率合計在5%以下。另一方面，若該冷卻速度超過0.15℃/分，便不會充分促進變韌鐵變態，致使麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵的面積率合計超過5%，導致加工性劣化。所以，該冷卻速度設定在0.15℃/分以下，就為能獲得所需鋼組織而言係屬極重要。
若熱軋鋼捲溫度超過溫度T3(℃)，便會引發從沃斯田鐵朝波來鐵的變態，導致無法獲得所需的鋼組織。
依熱軋鋼捲溫度低於T3(℃)-300℃的溫度、且0.05℃/分以下的冷卻速度冷卻熱軋鋼捲。當將該冷卻速度設為0.05℃/分以下時，可抑制從未變 態的沃斯田鐵朝麻田散鐵的變態，俾可獲得優異的加工性。另一方面，若該冷卻速度設為超過0.05℃/分，便未引發從沃斯田鐵朝麻田散鐵的變態，導致麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵的面積率合計超過5%，造成加工性劣化。又，若在冷卻中，因從沃斯田鐵朝變韌鐵的相變態而衍生發熱，導致熱軋鋼捲的溫度上升超過T3(℃)-300℃，便會引發從沃斯田鐵朝波來鐵的變態，導致波來鐵的組織分率超過5%，致使加工性劣化。
另外，針對本實施形態的熱軋鋼板施行表面處理，亦能獲得提升強度、伸長及擴孔性的效果。亦可施行例如：電鍍、熔融鍍敷、蒸鍍鍍著、有機皮膜形成、膜積層、有機鹽類處理、無機鹽類處理、無鉻處理等。
另外，上述實施形態均止不過係實施發明的具體化例而已，不應解釋為因該等而限定本發明技術範圍。即，本發明在不脫逸其技術思想或主要特徵的範疇內，均可依各種形式實施。
實施例
其次，針對本案發明者所施行的實驗進行說明。該實驗係使用具有表1及表2所示化學組成的複數鋼(鋼記號A~MMM)，製造具有表3~表5所示鋼組織的熱軋鋼板試料，並調查其機械特性。另外，各鋼的剩餘部分係Fe及雜質。又，表3~表6中的「變 韌鐵面積率」係由平均結晶方位差0.4°以上且3°以下之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵面積率。試料No.29的鍍敷層係熔融鍍敷層。
肥粒鐵的面積率係針對從熱軋鋼板表面起在厚度的3/8至5/8區域內，使用光學顯微鏡依200倍~500倍倍率觀察平行軋延方向的截面而特定。由平均結晶方位差0.4°以上且3°以下之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵面積率，係針對從熱軋鋼板表面起在厚度的3/8至5/8區域內，利用EBSD測定平行軋延方向的截面內之複數地方結晶方位而特定。波來鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵的各面積率係針對從熱軋鋼板表面起在厚度的3/8至5/8區域內，使用光學顯微鏡依200倍~500倍倍率觀察平行軋延方向的截面而特定。
然後，施行各熱軋鋼板的拉伸試驗及擴孔試驗。拉伸試驗係使用從各熱軋鋼板所製作日本工業規格JIS Z 2201記載的5號試驗片，並依照日本工業規格JIS Z 2241所記載方法實施。擴孔試驗係依照日本工業規格JIS Z 2256所記載方法實施。該等結果亦記於表3~表5。
如表3~表5所示，僅在本發明範圍內的試料才能獲得高強度，可獲得優異伸長與擴孔性。機械特性的評價係以拉伸強度達590MPa以上、拉伸強度(TS(MPa))與擴孔率(λ(%))的乘積(TS×λ)達65000以 上、總伸長率(EL(%))與擴孔率(λ(%))的乘積(EL×λ)達1300以上為指標。另外，試料No.60係因為鋼(鋼記號F)過剩含有Mn，因而發生鋼胚斷裂導致無法製造熱軋鋼板。
各熱軋鋼板係在表6~表9所示條件下，依如下述製造。經利用轉爐施行熔製及連續鑄造後，依表3~表6所示加熱溫度再加熱，再施行包括粗軋延及7道次精軋的熱軋。粗軋延最終段的溫度及累積軋縮率係如表3~表6所示。又，精軋第6道次的軋延結束溫度及軋縮率、以及第7道次(最終段)的軋延結束溫度(T1)及軋縮率，係如表3~表6所示。熱軋後的厚度設為1.2mm~5.4mm。精軋結束後經t1(秒)後，便利用精軋輸出輥道冷卻至表3~表6所示溫度T2。然後，在溫度到達溫度T2後，馬上開始空冷。該空冷的時間t2係如表3~表6所示。經時間t2的空冷後，依表3~表6所示冷卻速度P(℃/秒)冷卻至表3~表6所示捲取溫度，施行該捲取溫度下的捲取便製得熱軋鋼捲。然後，施行1次冷卻及2次冷卻的二階段冷卻。1次冷卻係依表3~表6所示開始溫度開始進行，並在表3~表6所示結束溫度時結束。在此期間內的冷卻速度係如表3~表6所示。又，2次冷卻係依表3~表6所示開始溫度開始進行，並在25℃時結束。在此期間內的冷卻速度係如表3~表6所示。又，試料No.29的熱軋鋼板製造時，於2次冷卻結束後再施行熔融鍍敷。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
[表6]
[表7]
[表8]
[表9]
產業上之可利用性
本發明係可利用於例如汽車的底盤零件等所使用熱軋鋼板的相關聯產業。
11‧‧‧再加熱
12‧‧‧粗軋延
13‧‧‧精軋
14‧‧‧空冷
15‧‧‧冷卻
16‧‧‧捲取

Claims (3)

  1. 一種熱軋鋼板，具有下述所示之化學組成，以質量%計為：C：0.02%~0.15%、Si：0.01%~2.0%、Mn：0.05%~3.0%、P：0.1%以下、S：0.03%以下、Al：0.001%~0.01%、N：0.02%以下、O：0.02%以下、Ti：0%~0.2%、Nb：0%~0.2%、Mo：0%~0.2%、V：0%~0.2%、Cr：0%~1.0%、B：0%~0.01%、Cu：0%~1.2%、Ni：0%~0.6%、Ca：0%~0.005%、REM：0%~0.02%，且剩餘部分：Fe及雜質；並且，具有下述所示之鋼組織： 肥粒鐵面積率：5%~50%，由平均結晶方位差0.4°~3°之變韌肥粒鐵集合體構成的變韌鐵面積率：50%~95%，麻田散鐵、波來鐵及殘留沃斯田鐵的合計面積率：5%以下。
  2. 如請求項1項之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自下述所構成群組中之1種或2種以上：Ti：0.01%~0.2%、Nb：0.01%~、0.2%、Mo：0.001%~0.2%、V：0.01%~0.2%、Cr：0.01%~1.0%、B：0.0002%~0.01%、Cu：0.02%~1.2%、及Ni：0.01%~0.6%。
  3. 如請求項1或2項之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自下述所構成群組中之1種或2種以上：Ca：0.0005%~0.005%、及REM：0.0005%~0.02%。
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