TW201303038A - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

此熱軋鋼板係{100}＜011＞~{223}＜110＞方位群之平均極密度為1.0以上且5.0以下，且{332}＜113＞之結晶方位的極密度係1.0以上且4.0以下；金屬組織以面積率計係含30%以上且99%以下之肥粒鐵與變韌鐵，且含1%以上且70%以下之麻田散鐵；當令麻田散鐵的面積率以單位面積%計為fM、令麻田散鐵的平均尺寸以單位μm計為dia、令麻田散鐵間的平均距離以單位μm計為dis、及令鋼板的拉伸強度以單位MPa計為TS時，係滿足下列式1及式2：dia≦13μm…(式1) TS/fM×dis/dia≧500…(式2)

Description

熱軋鋼板及其製造方法 技術領域
本發明係有關於具有優異均一變形能力與局部變形能力之高強度熱軋鋼板及其製造方法，該均一變形能力係有助於膨脹加工性與引伸加工性等，且該局部變形能力係有助於彎曲性、延伸凸緣性及凸出成形加工性等。特別係本發行係有關於具有DP(Dual Phase)組織之鋼板。
本申請案係依據已於2011年5月25日，在日本申請之特願2011-117432主張優先權，並在此引用該等之內容。
背景技術
為了抑制來自汽車之二氧化碳的排出量，係正進行使用高強度鋼板來使汽車車體輕量化。由確保搭乘者之安全性的觀點來看，汽車車體方面除了軟鋼板以外，係較之前常使用高強度鋼板。但，為了今後更進一步進行汽車車體之輕量化，則必須較以往提高高強度鋼板的使用強度規格。
然而，一般來說當提高鋼板的強度，係會使成形性降低。例如非專利文獻1中揭示了因提高鋼板的強度，而於拉伸加工或膨脹加工時重要之均一延伸會降低一事。
相對於此，非專利文獻2中則揭示了一種藉由複合化鋼板之金屬組織，而即使為同一強度亦可確保均一延伸的方法。
另一方面，非專利文獻3中揭示了一種藉由控制夾雜物或單一組織化、進而減少組織間之硬度差，來改善代表彎曲性、擴孔性或凸出成形加工性之局部延展性形能力的金屬組織控制法。其係藉由利用組織控制使鋼板成為單一組織，來改善有助於擴孔性等之局部變形能力。但為了使其成為單一組織，如非專利文獻4所記載之，從沃斯田鐵單相之熱處理則係製法的基本。
又，非專利文獻4中揭示了一種利用熱軋後之冷卻控制來進行金屬組織控制，得到具有適宜之析出物及變態組織之形態，以及具有適當分率之肥粒鐵與變韌鐵，可兼具鋼板的強度與延展性的技術。但，上述之任一技術均為依賴控制組織的局部變形能力之改善方法，對基質之組織形成將會造成很大的影響。
先前技術中亦存在有藉由在連續熱軋時增加軋縮量，將結晶粒微細化來改善鋼板材質的方法。例如非專利文獻5中則揭示了一種於沃斯田鐵域內之極度低溫領域下進行大軋縮，使未再結晶沃斯田鐵變態至肥粒鐵，藉此使作為製品主相之肥粒鐵結晶粒微細化，而提高鋼板的強度及強韌的技術。但，於非專利文獻5中均未檢討關於用以改善本發明欲解決之局部變形能力之方法。
先前述技術文獻 非專利文獻
非專利文獻1：岸田，新日鐵技報(1999)No.371，p.13
非專利文獻2：O.Matsumura et al，Trans. ISIJ(1987) vol.27，p.570
非專利文獻3：加藤等人，製鐵研究(1984) vol.312，p.41
非專利文獻4：K.Sugimoto et al，(2000) vol.40，p.920
非專利文獻5：中山製鋼所 NFG製品介紹
發明概要
如上述，目前並未發現可同時滿足具有高強度且具有均一變形能力及局部變形能力之該雙方特性的技術。例如要改善高強度鋼板的局部變形能力，係必須進行包含夾雜物之組織控制。但，因該改善係藉由組織控制，故必須控制析出物、肥粒鐵或變韌鐵等組織之分率或形態，並限定基質的金屬組織。因要限定基質的金屬組織，則不僅局部變形能力，要同時使強度與局部變形能力係很困難的。
本發明之目的係提供不只進行基質組織的控制，還進行集合組織的控制，並進一步藉由控制結晶粒的尺寸或形態，而具有高強度且具有優異的均一變形能力及局部變形能力，並且成形性方位依存性少的熱軋鋼板及其製造方法。又，所謂高強度係指拉伸強度440MPa以上。又，本發明中所謂具有高強度且具有優異的均一變形能力及局部變形能力係指令使用拉伸強度(TS)、均一延伸(u-EL)、擴孔率(λ)、及板厚d與c方向彎曲最小半徑RmC之比，即d/RmC的特性值，係同時滿足下述全部條件的情況：TS≧440(單 位：MPa)、TS×u-EL≧7000(單位：MPa．%)、TS×λ≧30000(單位：MPa．%)，及d/RmC≧1(無單位)。
依據以往之觀察，如前述地，要改善有助於擴孔性或彎曲性等局部變形能力，係藉由夾雜物控制、析出物微細化、組織均質化、單一組織化及降低組織間之硬度差等來進行。但，該等技術必需限定主要之組織構成。此外，為了高強度化，於添加極有助於強度上升之代表性的元素Nb或Ti等時，恐有異向性會變得極大的疑慮。因此，必須犧牲其他成形性因子、或限定成形前之切坯的方向，故用途會受到限定。另一方面，均一變形能力可藉由使麻田散鐵等的硬質組織分散至金屬組之中來改善。
本發明人等為了使有助於高強度且膨脹加工性等的均一變形能力、及有助擴孔性或彎曲性等的局部變形能力提升，不僅重新控制鋼板的金屬組織的分率或形態，還著眼於鋼板之集合組織的影響，對其作用效果詳細地調查、研究。結果明確可知藉由控制鋼板的化學組成、金屬組織及特定結晶方位群之各方位的極密度所表示之組合組織，可具有高強度，且使軋延方向、與軋延方向成90°之方向(C方向)、與軋延方向成30°之方向、或與軋延方向成60°之方向的蘭克福特值(r值)平衡而飛躍性地提升局部變形能力，並且亦可藉由使麻田散鐵等的硬質組織分散至金屬組之中來確保均一變形能力。
本發明的要旨如下。
(1)本發明之一態樣之熱軋鋼板，該鋼板的化學組成以質量%計，含有：C：0.01%以上且在0.4%以下、Si：0.001%以上且在2.5%以下、Mn：0.001%以上且在4.0%以下、及Al：0.001%以上且在2.0%以下，且將P限制為0.15%以下、S限制為0.03%以下、N限制為0.01%以下、及O限制為0.01%以下，並且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成；又，在離前述鋼板表面5/8~3/8之板厚範圍的板厚中央部中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各結晶方位的極密度相加平均所表示之極密度，即{100}<011>~{223}<110>之方位群的平均極密度係1.0以上且在5.0以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係1.0以上且在4.0以下；前述鋼板之金屬組織中係存在複數之結晶粒，該金屬組織以面積率計，係含30%以上且99%以下之肥粒鐵與變韌鐵，且含1%以上且70%以下之麻田散鐵；當令前述麻田散鐵的面積率以單位面積%計為fM、令前述麻田散鐵的平均尺寸以單位μm計為dia、令前述麻田散鐵間的平均距離以單位μm計為dis、及令前述鋼板的拉伸強度以單位MPa計為TS時，係滿足下列式1及式2：dia≦13μm………(式1)
TS/fM×dis/dia≧500………(式2)
(2)如上述(1)記載之熱軋鋼板中，前述鋼板的化學組成中，更以質量%計，亦可含有：Mo：0.001%以上且在1.0%以下、Cr：0.001%以上且在2.0%以下、Ni：0.001%以上且在2.0%以下、Cu：0.001%以上且在2.0%以下、B：0.0001% 以上且在0.005%以下、Nb：0.001%以上且在0.2%以下、Ti：0.001%以上且在0.2%以下、V：0.001%以上且在1.0%以下、W：0.001%以上且在1.0%以下、Ca：0.0001%以上且在0.01%以下、Mg：0.0001%以上且在0.01%以下、Zr：0.0001%以上且在0.2%以下、Rare Earth Metal：0.0001%以上且在0.1%以下、As：0.0001%以上且在0.5%以下、Co：0.0001%以上且在1.0%以下、Sn：0.0001%以上且在0.2%以下、Pb：0.0001%以上且在0.2%以下、Y：0.0001%以上且在0.2%以下、及Hf：0.0001%以上且在0.2%以下。
(3)如上述(1)或(2)記載之熱軋鋼板中，前述結晶粒的體積平均徑亦可為5μm以上且30μm以下。
(4)如上述(1)或(2)記載之熱軋鋼板中，前述{100}<011>~{223}<110>之方位群的平均極密度亦可為1.0以上且4.0以下，前述{332}<113>之結晶方位的極密度亦可為1.0以上且3.0以下。
(5)如上述(1)~(4)之任一項記載的熱軋鋼板中，當令前述麻田散鐵的長軸為La及令短軸為Lb時，滿足下述式3之前述麻田散鐵的面積率相對於前述麻田散鐵面積率fM亦可為50%以上且100%以下：La/Lb≦5.0………(式3)。
(6)如上述(1)~(5)之任一項記載的熱軋鋼板中，前述金屬組織以面積率計亦可含30%以上且90%以下之前述肥粒鐵。
(7)如上述(1)~(6)之任一項記載之熱軋鋼板中，前述金 屬組織以面積率計亦可含5%以上且80%以下之前述變韌鐵。
(8)如上述(1)~(7)之任一項記載的熱軋鋼板中，前述麻田散鐵亦可含有回火麻田散鐵。
(9)如上述(1)~(8)之任一項記載的熱軋鋼板中，其係於前述鋼板之前述金屬組織中的前述結晶粒之中，粒徑超過35μm的粗大結晶粒的面積率亦可為0%以上且10%以下。
(10)如上述(1)~(9)之任一項記載的熱軋鋼板中，其中前述肥粒鐵的硬度H亦可滿足下述式4：H<200+30×[Si]+21×[Mn]+270×[P]+78×[Nb]1/2+108×[Ti]1/2………(式4)。
(11)如上述(1)~(10)之任一項記載的熱軋鋼板中，其係在對主相之前述肥粒鐵或前述變韌鐵就100點處以上之點處進行硬度測定時，前述硬度標準偏差除以前述硬度之平均值之值亦可為0.2以下。
(12)本發明之一態樣之熱軋鋼板之製造方法，其係對具有以質量%計，含有：C：0.01%以上且在0.4%以下、Si：0.001%以上且在2.5%以下、Mn：0.001%以上且在4.0%以下、及Al：0.001%以上且在2.0%以下，且將P限制為0.15%以下、S限制為0.03%以下、N限制為0.01%以下、及O限制為0.01%以下，並且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成之化學組成的鋼進行下述步驟：於1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍下，進行包含至少1次以上軋縮率為40%以上的道次之第1熱軋，使前述鋼的平均沃斯田鐵粒徑為 200μm以下；對前述鋼進行第2熱軋，即：於令藉下述式5算出的溫度以單位℃計為T1，且藉下述式6算出的肥粒鐵變態溫度以單位℃計為Ar3時，包含在T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度範圍下進行軋縮率為30%以上的大軋縮道次，且在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍下的累積軋縮率為50%以上，並將在Ar3以上且低於T1+30℃以下之溫度範圍下的累積軋縮率限制在30%以下，且軋延結束溫度為Ar3以上；對前述鋼進行一次冷卻，即：當令自前述大軋縮道次之中的最終道次結束至冷卻開始為止的等待時間以單位秒計為t時，該等待時間t係滿足下述式7，且平均冷卻速度為50℃/秒以上，冷卻開始時的鋼溫度及冷卻結束時的鋼溫度的差之冷卻溫度變化係40℃以上且140℃以下，前述冷卻結束時的鋼溫度為之T1+100℃以下：於前述第2熱軋結束後，以15℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度，在600℃以上且800℃以下的溫度範圍下對前述鋼進行二次冷卻；將前述鋼保持在600℃/秒以上且800℃/秒以下的溫度範圍下1秒以上且15秒以下；於前述保持後，以50℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度，在室溫℃以上且350℃以下的溫度範圍下對前述鋼進行三次冷卻；及在室溫℃以上且350℃以下的溫度範圍下捲取前述鋼：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]………(式5)
此處，[C]、[N]及[Mn]分別為C、N及Mn的質量百分率；Ar3=879.4-516.1×[C]-65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P]………(式6)
又，於該式6中，[C]、[Mn]、[Si]及[P]分別為C、Mn、Si及P的質量百分率；t≦2.5×t1………(式7)
此處，t1係以下述式8表示：t1=0.001((Tf-T1)P1/100)2-0.109((Tf-T1)P1/100)+3.1………(式8)
此處，Tf係前述最後道次結束時之前述鋼的攝氏溫度，P1係前述最後道次中之軋縮率的百分率。上述(1)~(10)之任一項記載的熱軋鋼板中，前述等待時間t秒更亦可滿足下述式6。
t1≦t≦t1×2.5………(式6)
(13)如上述(12)記載之熱軋鋼板之製造方法中，其中前述鋼更以質量%計，含有下述之1種以上作為化學組成：Mo：0.001%以上且在1.0%以下、Cr：0.001%以上且在2.0%以下、Ni：0.001%以上且在2.0%以下、Cu：0.001%以上且在2.0%以下、B：0.0001%以上且在0.005%以下、Nb：0.001%以上且在0.2%以下、Ti：0.001%以上且在0.2%以下、V：0.001%以上且在1.0%以下、W：0.001%以上且在1.0%以下、Ca：0.0001%以上且在0.01%以下、Mg：0.0001%以上且在0.01%以下、Zr：0.0001%以上且在0.2%以下、Rare Earth Metal：0.0001%以上且在0.1%以下、As：0.0001%以上且在0.5%以下、Co：0.0001%以上且在1.0%以下、Sn：0.0001%以上且在0.2%以下、Pb：0.0001%以上且在0.2%以下、Y：0.0001%以上且在0.2%以下、及Hf：0.0001%以上且在0.2% 以下，且亦可將藉下述式9算出的溫度設為T1來取代藉前述式5算出的溫度：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(式9)
此處，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mn]及[V]分別為C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V的質量百分率。
(14)如上述(12)或(13)記載之熱軋鋼板之製造方法中，其中前述等待時間t亦可更滿足下述式10：0≦t<t1………(式10)。
(15)如上述(12)或(13)記載之熱軋鋼板之製造方法中，其中前述等待時間t亦可更滿足下述式11：t1≦t≦t1×2.5………(式11)。
(16)如上述(12)~(15)之任一項記載之熱軋鋼板之製造方法中，其亦可於前述第1熱軋中，進行至少2次以上軋縮率為40%以上之軋縮，使前述平均沃斯田鐵粒徑為100贡m以下。
(17)如上述(12)~(16)之任一項記載之熱軋鋼板之製造方法中，其亦可於前述第2熱軋結束後，於3秒以內開始前述二次冷卻。
(18)如上述(12)~(17)之任一項記載之熱軋鋼板之製造方法中，其亦可於前述第2熱軋中，令各道次間之前述鋼的溫度上昇為18℃以下。
(19)如上述(12)~(18)之任一項記載之熱軋鋼板之製造 方法中，其於T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之軋延的最後道次亦可為前述大軋縮道次。
(20)如上述(12)~(19)之任一項記載之熱軋鋼板之製造方法中，其中前述保持亦可在600℃以上且680℃以下的溫度範圍內保持3秒以上且15秒以下。
(21)如上述(12)~(20)之任一項記載之熱軋鋼板之製造方法中，其亦可在輥架間進行前述一次冷卻。
依據本發明之上述態樣，可製得即使於添加有Nb或Ti元素等時，對向異性的影響仍小，高強度且具有優異局部變形能力與均依變形能力的熱軋鋼板。
圖式簡單說明
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1與d/RmC(板厚/最小彎曲半徑RmC)之關係。
第2圖係顯示{332}<113>方位群的極密度D2與d/RmC之關係。
用以實施發明之形態
以下將詳細地說明本發明之一實施形態的熱軋鋼版。首先，就熱軋鋼版的結晶方位的極密度予以敘述。
結晶方位的平均極密度D1：1.0以上且5.0以下。
結晶方位的極密度D2：1.0以上且4.0以下。
於本實施形態之熱軋鋼板中，作為2種的結晶方位的極 密度，係相對於離鋼板表面5/8~3/8的板厚範圍(自鋼板表面起離鋼板的板厚方向(深度方向)距離板厚5/8~3/8之範圍)之板厚中央部中與壓延方向平行的板厚剖面，控制著{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1(以下，位友省略平均極密度的時候)與{332}<113>之結晶方位的極密度D2。
於本實施形態中，平均極密度D1係非常重要的集合組織(金屬組之中結晶粒的結晶方位)的特徵點(方位集積度、集合組織的發達度)。且，平均極密度D1係以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各結晶方位的極密度相加平均所表示之極密度。
可對5/8~3/8的板厚範圍之板厚中央部中的板厚剖面進行EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)或X射線繞射，求出對於隨機試料各方位的電子繞射強度或X射線繞射強度的強度比，並自該強度比求出{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1。
若該{100}<011>~{223}<110>方位群之平均極密度D1為5.0以下，則底盤零件或骨架零件的加工所需之d/RmC(板厚d除以最小彎曲半徑RmC(C方向彎曲)之指標)可滿足1.0以上。該條件為特別係拉伸強度(TS)、擴孔率(λ)與總延伸率EL用以適宜滿足下述作為汽車車體的底盤零件必要的2個條件之一個條件，亦即TS×λ≧30000及TS×EL≧140000。
進而，當平均極密度D1為4.0以下時，成形性的方位依存性(等方向性)的指標會降低，亦即相對C方向彎曲的最小彎曲半徑RmC之45°方向彎曲的最小彎曲半徑Rm45的比率(Rm45/RmC)會減低，而可不依存於彎曲方向且確保高局部變形能力。因此，平均極密度D1可為5.0以下，且以4.0以下為佳。當需要更佳的擴孔性或較小的界限彎曲特性時，平均極密度D1宜低於3.5，進而以低於3.0為更佳。
若{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1大於5.0，則鋼板的機械性特性的異方向性會變得非常強。其結果，只有特定方向的局部變形能力會改善，而在與其方向為不同方向的局部變形能力會顯著地變差。因此，在該情況下鋼板係無法滿足d/RmC≧1.0。
另一方面，若平均極密度D1低於1.0時，局部變形能力恐會變差。因此，平均極密度D1宜為1.0以上。
進而，從同樣的理由來看，係設於5/8~3/8的板厚度範圍之板厚度中央部中{332}<113>的結晶方位的極密度D2為4.0以下。該條件為鋼板滿足d/RmC≧1.5的一個條件，且為特別是在車盤零件中所視為必要之拉伸強度TS、擴孔率λ、延伸率EL的2個條件，即宜滿足TS×λ≧30000及TS×EL≧14000的一個條件。
進而，上述極密度D2為3.0以下時，可進一步提高TS×λ或d/RmC。因此，上述極密度D2宜為2.5以下，又以2.0以下較佳。當該極密度D2大於4.0時，鋼板的機械性特性的異方向性會變得非常強。其結果，只有特定方向的局 部變形能力會改善，而在與其方向不同方向的局部變形能力會顯著地變差。因此，在該情況下鋼板係無法充分滿足d/RmC≧1.0。
另一方面，若該極密度D2低於1.0，局部變形能力恐會變差。因此，{332}<113>的結晶方位的極密度係以1.0以上為佳。因此，平均極密度D2宜為1.0以上。
極密度係與X射線隨機強度比為同義。X射線隨機強度比係藉由X射線繞射法等以相同條件測定對特定方位不具有集積之標準試料之繞射強度(X射線或電子)、及供試樣的繞射強度，並將所得到之供試樣的繞射強度除以標準試料的繞射強度之數值。該極密度可使用X射線繞射或EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)、或ECP(Elactron Channeling Pattern)做測定。例如{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1可以下述方法獲得：藉由該等方法所測定之{110}、{100}、{211}、{310}極點圖之中，從使用複數極點圖以級數展開法計算之3維集合組織(ODF：Orientation Distribution Function)求取{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各方位的極密度，並將該等極密度相加平均而得之。
關於提供給X射線繞射、EBSD、ECP之試樣，係藉由機械研磨等將鋼板減厚至預定的板厚，接著藉由化學研磨或電解研磨等除去變形的同時，調整試樣以使包含板厚5/8~3/8的範圍之適當的面可成側定面，並依照上述方法測定極密度即可。關於板寬方向，係宜在1/4或3/4的板厚位 置(從鋼板的端面起離開鋼板的板寬1/4距離程度的位置)附近採取試料。
不僅是板厚中央部，針對盡可能較多的板厚位置，藉由鋼板可滿足上述的極密度，局部變形能力會變得更良好。但是，因為上述的板厚中央部的方位集積對鋼板異方向性最強烈的影響是很大的，所以該板厚中央部的材質係大致代表鋼板整體的材質特性。因此，而規定5/8~3/8的板厚中央部中{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1及{332}<113>的結晶方位的極密度D2。
在此，{hkl}<uvw>係表示以上述方法採取試樣時，板面的法線方向係與<hkl>平行，且輥軋方向係與<uvw>平行。又，結晶方位通常係將與板面垂直的方位以(hkl)或{hkl}表示，且將與輥軋方向平行的方位以[uvw]或<uvw>表示。{hkl}<uvw>係等價面的總稱，(hkl)[uvw]係指各個結晶面。亦即，因為在本實施形態中係以體心立方結構(bcc結構)為對象，因此例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)各面為等價而無法區別。於所述情形，係將該等方位總稱為{111}面。因為ODF表示亦被使用於其他對稱性低的結晶構造的方位表示，故通常ODF表示則係將各個方位以(hkl)[uvw]表示，而在本實施形態中，{hkl}<uvw>係與(hkl)[uvw]同義。
接著，將就本實施型態之熱軋鋼版的金屬組織予以說明。
本實施型態之熱軋鋼板的基本金屬組織，其特徵 為其係含有複數結晶粒，且以肥粒鐵及變韌鐵為主相，以麻田散鐵為第二相之DP(Dual Phase)組織。對於主相之具有優異變形能力的肥粒鐵或變韌鐵，可藉由作為第二相之硬質組織的麻田散鐵的分散來提升強度及均一變形能力。該均一變形能力的提升係藉由於金屬組織中的硬質組織之麻田散鐵的微細分散，而鋼板的加工硬率提升之故。又，在此說的肥粒鐵及變韌鐵中係含有多邊形肥粒鐵、變韌肥粒鐵。
本實施型態之熱軋鋼板係含有殘留沃斯田鐵、波來鐵、雪明碳鐵、及複數雜質作為肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵以外的組織。該等肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵以外的組織宜以面機率計限制在0%以上且10%以下。又，若組織中殘存有沃斯田鐵，則2次加工脆性或延遲破斷特性會惡化。因此，除了不可避免而存在之以面機率計為5%左右的殘留沃斯田鐵以外，實質上係以不含有殘留沃斯田體為佳。
為主相之肥粒鐵及變韌鐵之面積率：30%以上且低於99%
為主相之肥粒鐵及變韌鐵係較軟質且具有高變形能力。當肥粒鐵及變韌鐵合計以面機率計為30%以上時，則可滿足本實施型態之熱軋鋼板之均一變形能力及局部變形能力之該兩者的特性。更佳的是肥粒鐵及變韌鐵合計以面機率計為50%以上。另一方面，若肥粒鐵及變韌鐵合計以面機率計為99%以上，鋼板的強度與均一變形能力會降低。
更佳的是作為主相將肥粒鐵的面積率設為30% 以上且99%以下。藉由設具有更佳變形能力之肥粒鐵的面積率為30%以上且99%以下，在鋼板的強度與延展性(變形能力)之平衡中，可更加地提升延展性(變形能力)。特別是肥粒鐵係有助於均一變形能力的提升。
或者，作為主相將變韌鐵的面積率設為5%以上且80%以下。藉由設具有更佳強度之變韌鐵的面積率為5%以上且80%以下，在鋼板的強度與延展性(變形能力)之平衡中，可更加地提升強度。藉由提升具有硬度較肥粒鐵硬的組織之變韌鐵的面積率，鋼板的強度會提升。又，與麻田散鐵的硬度差小於肥粒鐵之變韌鐵可抑制軟質相與硬質相之界面上產生空隙，使擴孔性提升。
麻田散鐵的面積fM：1%以上且70%以下
藉由作為第二相之硬質組織的麻田散鐵的分散，可提升強度及均一變形能力。當麻田散鐵的面機率低於1%時，硬質組織的分散會變少，加工硬率變低，均一變形能力會下降。故麻田散鐵的面積率宜為3%以上。另一方面，面機率計若含超過70%的麻田散鐵，則因應職組織的面積率太高，鋼板的變形能力會大幅降低。因應強度與變形能力的平衡，亦可將麻田散鐵的面積率設為50%以下。且一可將麻田散鐵的面積率設為30%以下。更佳的是係可設麻田散鐵設為20%以下。
麻田散鐵結晶粒的平均大小dia：13μm以下
麻田散鐵結晶粒的平均大小di若超超過13μm，則鋼板的均一變形能力會變低，且，局部變形能力亦會降低。而 可推測麻田散鐵結晶粒的平均大小若變粗大，則因對加工硬話的幫助變小而均一延伸會變低，又因在粗大的麻田散鐵周圍會產生空隙而局部變形能力會變低。故麻田散鐵結晶粒的平均大宜為10μm以下。麻田散鐵結晶粒的平均大小更宜為7μm以下。
TS/fM×dis/dia的關係：500以上
又，本發明者等積極專注檢討的結果，明顯可知當將拉伸強度以單位MPa計為TS(Tensile Strength)、將麻田散鐵的面積率以單位%計為fM(fraction of Martensile)、將麻田散鐵結晶粒間的平均距離以單位μm計為dis(distance)、將麻田散鐵結晶粒的平均大小以單位μm計為dia(diameter)時，TS、fM、dis、dia的關係滿足下述式1時，鋼板的均一變形能力會提升。
TS/fM×dis/dia≧500………(式1)
當TS/fM×dis/dia的關係小於500時，鋼板的均一變形能力恐有大幅降低之虞。此式1的物理上的意義並不明確。但，可推測麻田散鐵結晶粒間的平均距離dis越小，且，麻田散鐵結晶粒的平均大小dia越大，係因可效率更好地加工硬化之故。又，TS/fM×dis/dia的關係並無上限值。惟，在實際操作上，因TS/fM×dis/dia的關係很少超過10000，而將上限設為10000以下。
長軸短軸比為5.0以下之麻田散鐵的比例：50%以上
進而，當將麻田散鐵結晶粒的長軸以單位μm計設為 La，將短軸以單位μm計設為Lb時，於相對於上述麻田散鐵面積率fM，滿足下述式2的麻田散鐵結晶粒以面積率計為50%以上且100%以下的情況時，因局部變形能力可提升而為佳。
可獲得該效果的詳細理由目前還不清楚。但，可推測因麻田散鐵的型態相較於針狀更接近球狀，而往麻田散鐵周圍的肥粒鐵或變韌鐵之過度的應力集中會被緩和，故局部變形能力會提升。較佳的是相對於fM，La/Lb為3.0以下的麻田散鐵結晶粒以面積率計為50%以上。更佳的是相對於fM，La/Lb為2.0以下的麻田散鐵結晶粒以面積率計為50%以上。又，等軸的麻田散鐵的比例相對於fM若低於50%，則恐有局部變形能力劣化之虞。又，上述式2的下限值為1.0。
又，上述麻田散鐵的一部分或全部亦可為回火麻田散鐵。藉由使其為回火麻田散鐵，雖會減少鋼板的強度，但可減少主相與第二相之間的硬度差，且鋼板的擴孔性會提升。因應必要之強度與變形能力的平衡，只要控制對於麻田散鐵的面積率fM之回火麻田散鐵的面積率即可。
上述之肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵等的金屬組織可使用電場放射型掃描電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)來觀察1/8~3/8的板厚範圍(即，1/4的板厚位置成為中心之板厚範圍)。並可從藉該觀察得到的影像決定上述特性值。該FE-SEM觀察係以與鋼板的輥軋方向平行的(以板厚方向為法線)板厚剖面為 觀察面的方式採取試樣，並對該觀察面進行研磨及硝太蝕劑蝕刻。而且，針對板厚方向，在鋼板表面附近及鋼板中心附近，各自由於脫碳及Mn偏析，而鋼板的金屬組織(構成要素)會與其他部分有很大的不同之情形。因此，本實施形態係進行觀察以1/4的板厚位置作為基準之金屬組織。
結晶粒的體積平均徑：5μm以上30μm以下
而且，於近一步使局部變形能力提升的情況，若將金屬組織中的結晶粒大小微細化，特別是將體積平均徑微細化為佳。進而，藉由將體積平均徑微細化，亦可提升於汽車用鋼板等中所求之疲勞特性(疲勞比)。與細粒相比，粗大粒的數量對變形能力的影響度高，故比起個數平均徑，變形能力與以體積的加權平均所算出的體積平均徑十分相關。因此，於為了得到前述效果的情況，體積平均徑為5μm以上且30μm以下，宜為5μm以上且20μm以下，又以5μm以上且10μm以下為佳。
而且，可推測當體積平均徑變小時，以微米等級生成之局部性應變集中會被抑制，且可分散局部變形時的應變，並且延伸、特別是均勻延伸會提升。又，當體積平均徑變小時，可適當地控制會成為差排運動障礙的結晶晶界，該結晶晶界會對因差排運動而產生的重複塑性變形(疲勞現象)起作用，故疲勞特性會提升。
又，可如同以下來決定各個結晶粒(粒單元)徑。
波來鐵係藉由使用光學顯微鏡進行組織觀察而特定。又，肥粒鐵、沃斯田鐵、變韌鐵、麻田散鐵的粒單元可藉 由EBSD來特定。若藉由EBSD所判定之區域的結晶構造為面心立方結構(fcc結構)時，即將該區域判定為沃斯田鐵。又，若藉由EBSD所判定之區域的結晶構造為體心立方結構(bcc結構)時，即將該區域判定為肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵之任一者。肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵可使用裝備於EBSP-OIM(註冊商標，Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)之KAM(Kernel Average Misorientation)法進行辨識。KAM法係針對使用測定數據之中的某正六角形的像素(中心的像素)及與該像素相鄰的6個像素之第一近似(全部7像素)，或是使用該等6個像素的更外側的12個像素之第二近似(全部19像素)，或是使用該等12個像素的更外側的18個像素之第三近似(全部37像素)，將各像素間的方位差平均，且將所得到的平均值決定為其中心的像素之值，並對像素整體進行所述之操作。藉由以不超過晶界的方式進行使用該KAM法之計算，可製作表現粒內的方位變化之圖像。該圖像係顯示基於粒內局部性方位變化之應變的分布。
本實施形態係在EBSP-OIM(註冊商標)，使用第三近似來計算鄰接的像素間的方位差。肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵的粒徑，可使用例如以1500倍的倍率且0.5μm以下的測定位移進行上述的方位測定，並將相鄰測定點的方位差大於15°之位置規定為粒境界(該粒境界未必是通常的晶界)，且藉由算出其圓相當徑而獲得。於金屬組織中含有波來鐵時，可藉由對使用光學顯微鏡所得到的影 像，適用二值化處理、切斷法等的影像處理法來算出波來鐵的結晶粒徑。
依所述而定義之結晶粒(粒單元)中，將圓相當半徑(圓相當徑的半值)設作r時，各個粒子的體積可藉由4×π×r3/3來獲得，且可藉由該體積的加權平均求得體積平均徑。又，除了上述的體積平均徑以外，還有例如上述麻田散鐵結晶粒的平均大小dia等係使用藉由上述圓相當徑、或二值化處理及切斷法等求得之結晶粒徑。
上述麻田散鐵結晶粒間的平均距離dis，除了上述的FE-SEM觀察法以外，亦可使用藉由該EBSD法(但，為可EBSD之FE-SEM)所求得之麻田散鐵與麻田散鐵以外的粒子之間的境界來決定。
粒徑大於35μm之粗大結晶粒的比例：0%以上且10%以下
而且，要進一步改善局部變形能力時，係針對金屬組織的總構成要素，以將每單位面積之粒徑大於35μm的粒徑(粗大粒)所佔的面積比率(粗大粒的面積率)限制在10%以下為佳。粒徑大的粒子增加時，拉伸強度會變小，局部變形能力亦會降低。因此，以盡可能使結晶粒成為細粒為佳。並且，因藉由全部的結晶粒均勻且等價地承受應變，可改善局部變形能力，故可藉由限制粒大粒的量，抑制局部性結晶粒的應變。
麻田散鐵結晶粒間的平均距離dis的標準偏差：5μm以下
又，為了使彎曲性、拉伸凸緣性、凸出成形加工性、擴孔性等的局部變形能力進一步提升，係以硬質組織的麻田散鐵再金屬組織中呈分散狀態為佳。因此，宜將麻田散鐵結晶粒間的平均距離dis的標準偏差設為0μm以上且5μm以下。於該情況，可針對至少100個的麻田散鐵結晶粒測定結晶粒間的平均距離，獲得平均距離dis與其標準偏差。
肥力鐵的硬度H：以滿足下述式3為佳
為主相的軟質肥力鐵係有助於鋼板變形能力的提升。因此，肥力鐵的硬度H的平均值以滿足下述式3為佳。若肥力鐵的存在為下述式3以上，恐有無法獲得鋼板變形能力的提升之效果之虞。又，肥力鐵的硬度H的平均值係使用奈米壓痕器以1mN的荷重，測定100點處以上而求得肥力鐵的硬度。
H<200+30×[Si]+21×[Mn]+270×[P]+78×[Nb]1/2+108×[Ti]1/2………(式3)
在此，[Si]、[Mn]、[P]、[Nb]、[Ti]分別係Si、Mn、P、Nb、Ti的質量百分率。
肥力鐵或變韌鐵之硬度的標準偏差/平均值：0.2以下
本發明者等進行著眼於為主相之肥力鐵或變韌鐵的均質性之檢討，結果發現若為主相的均質性高的組織，則可良好地改善均一變形能力及局部變形能力的平衡。具體來說，若肥力鐵的硬度的標準偏差除以肥力鐵的硬度的平均值之值為0.2以下，則因可獲得上述效果而為佳。或者，若 變韌鐵的硬度的標準偏差除以變韌鐵的硬度的平均值之值為0.2以下，則因可獲得上述效果而為佳。該均質性可對肥力鐵或變韌鐵使用奈米壓痕器以1mN的荷重，測定100點處以上，並用其標準偏差及其平均值來定義。即，硬度的標準偏差/硬度的平均值越低，均質性越高，且於0.2以下時可獲得該效果。奈米壓痕器(例如，CSIRO公司製UMIS-2000)係可藉由使用較結晶粒徑小之壓頭，測定不含結晶粒界的單一結晶粒之硬度。
接著說明本實施型態之熱軋鋼板的化學組成。
以下，關於本實施型態之熱軋鋼板的基本成分，就數值限制範圍與其限制理由予以說明。於此，所記載之%為質量%。
C：0.01%以上且0.4%以下
C(碳)係可提升鋼板強度的元素，且對為了確保麻田散鐵的面積為必要元素。將C含量的下線設為0.01%係為了獲得以面積率計1%以上之麻田散鐵。另一方面，若C含量超過0.4%，則鋼板的變形能力會降低，且鋼板的熔接性會惡化。一將C含量設為0.30%以下。
Si：0.001%以上且2.5%以下
Si(矽)係鋼的脫氧劑，且對提升鋼板的機械性強度係有效的元素佳。又，Si係可在熱軋後的溫度控制時使肥粒鐵安定化，且可抑制變韌鐵變態時雪明碳鐵析出之元素。但，若Si含量超過2.5%，則鋼板的變形能力會降低，且鋼板上會變得易產生傷痕。另一方面，若若Si含量低於0.001%， 則難以得到上述效果。
Mn：0.001%以上且4.0%以下
Mn(鉬)係對提升鋼板機械性強度有效的元素。但，Mn含量若超過4.0，則鋼板的變形能力會降低。宜將Mn含量設為3.5%以下。更宜將Mn含量設為3.0%以下。另一方面，Mn含量若低於0.001%，則難以獲得上述效果。又，Mn可藉由將鋼中的(S)硫固定化來防止熱軋延時的裂痕之元素。除了Mn，若沒有添加充分之可抑制因S造成之熱軋延時的裂痕之Ti等元素時，Mn含量與S含量以質量%計，宜滿足Mn/S≧20。
Al：0.001%以上且2.0%以下
Al(鋁)係鋼的脫氧元素。又，Al可在熱軋延後的溫度控制時使腓力鐵安定化，且，可抑制變韌鐵變態時雪明碳鐵的析出之元素。為得到該效果係將Al含量設為0.001%以上。但，若Al含量超過2.0%，則熔接性會變差。又，雖然難以顯示定量的效果，但Al為可使鋼冷卻時開始從γ(沃斯田鐵)變態成α(肥粒鐵)的溫度Ar3顯著提升之元素。因此，亦可藉由Al含量控制鋼的Ar3。
本實施型態之熱軋鋼板，除了上述基本成分之外，還還有不可避免的雜質。於此，不可避免的雜質係指廢料等的副原料或是從製造步驟中混入之P、S、N、O、Cd、Zn、Sb等元素。其中，P、S、N及O為了使上述效果可好好發揮，而有如下限制。又，P、S、N及O以外之上述不可避免的雜質宜分別限制在0.02%以下。惟，即使含有0.02%以 下之該等雜質，亦不會喪失上述效果。雖雜質含量的限制範圍包含0%，但要在工業性穩定下設為0%係很困難的。於此，所記載之%為質量%。
P：0.15%以下
P(磷)係雜質，且為於鋼中過度含有時，會增加熱軋或冷軋時的裂痕之元素，又為有損鋼板延展性或熔接性之元素。因此，將P含量設為0.15%以下。宜將P含量限制在0.0.5%以下。此外，因P可作為固熔強化元素發揮作用，且會不可避免地含於鋼中，固沒有必要特限制P含量的下限。P含量的下係亦可為0%。又，若考慮現行一般的精煉(包含二次精煉)，P含量的下限亦可為0.0005%。
S：0.03%以下
S(硫)係雜質，且為若於鋼中過剩地含有時，會生成因熱軋而伸展的MnS，而使鋼板的變形能力降低之元素。因此，將S含量限制在0.03%以下。又，因S會不可避免地被含在鋼中，故並無特別限制S含量下限的必要。S含量的下限亦可為0%。又，若考慮現行一般的精煉(包含二次精煉)，P含量的下限亦可為0.0005%。
N：0.01%以下
N(氮)係雜質，且為會使鋼板的變形能力降低之元素。因此，將N含量的上限限制在0.01%以下。又，因N會不可避免地被含在鋼中，故並無特別限制N含量的下限的必要。N含量的下限亦可為0%。又，若考慮現行一般的精煉(包含二次精煉)，N含量的下限亦可為0.0005%。
O：0.01%以下
O(氧)係雜質，且為會使鋼板的變形能力降低之元素。因此，將O含量的上限限制在0.01%以下。又，因O會不可避免地被含在鋼中，故並無特別限制O含量的下限的必要。O含量的下限亦可為0%。又，若考慮現行一般的精煉(包含二次精煉)，O含量的下限亦可為0.0005%。
以上的化學元素為本實施形態中鋼的基本成分(基本元素)，且本實施形態的基本組成為控制(含有或限制)該基本元素，並且剩餘部分係由鐵及不可避免的雜質所構成的化學組成。然而，除了該基本成分(剩餘部分之Fe的一部分以外)，本實施形態中更可視需要於鋼中含有以下的化學元素(選擇元素)。此外，即使不可避免地於鋼中混入該等選擇元素(例如，各選擇元素量之未達下限的量)，仍不損本實施形態中的效果。
即，除了上述基本成分及雜質元素外，本實施形態的熱軋鋼版可進一步含有下述元素中之至少1種作為選擇元素：Mo、Cr、Ni、Cu、B、Nb、Ti、V、W、Ca、Mg、Zr、REM、As、Co、Sn、Pb、Y、Hf。以下，將就選擇成分的數值限制範圍與其限制理由予以說明。在此，所記載之%為質量%。
Ti：0.001%以上且0.2%以下
Nb：0.001%以上且0.2%以下
B：0.0001%以上且0.005%以下
Ti(鈦)、Nb(鈮)、B(硼)為可將鋼中的碳及氮固定而生成 細微的氮化物，故可為鋼帶來強化析出、控制組織、強化細粒等效果機構之選擇元素。因此，亦可因應需求於鋼中添加Ti、Nb、B中的任1種以上。為了獲得上述效果，宜設Ti含量為0.001%以上、Nb含量為0.001%以上、B含量為0.001%以上。但是，即便在鋼中過量地添加該等選擇元素，不僅上述強度會飽和，還恐有因熱軋後的再結晶會被抑制而變得難以控制結晶方位，使鋼板加工性(變形能力)降低之虞。所以，宜將Ti含量設為0.2%以下、Nb含量設為0.2%以下、B含量設為0.005%以下。此外，即使於鋼中含有未達下限的量之該等選擇元素，亦不損本實施形態中的效果。又，為了減低合金成本，並無必要蓄意地在鋼中添加該等選擇元素，故該等選擇元素含量的下限均為0%。
Mg：0.0001%以上且0.01%以下
REM：0.0001%以上且0.1%以下
Ca：0.0001%以上且0.01%以下
Mg(鎂)、REM(Rare Earth Metal：稀土金屬)、Ca(鈣)係可用以將夾雜物控制成無害的形態，且使鋼板的局部變形能力提升之重要的選擇元素。因此，亦可因應需求於鋼中添加Mg、REM、Ca之中任任1種以上。為了獲得上述效果，宜設Mg含量為0.0001%以上、REM含量為0.0001%以上、Ca含量為0.0001%以上。另一方面，若在鋼中過量地添加該等選擇元素，恐有會形成已呈延伸形狀的夾雜物，使鋼板的變形能力降低之虞。所以，宜將Mg含量設為0.01%以下、REM含量設為0.2%以下、Ca含量設為0.01%以下。 此外，即使於鋼中含有未達下限的量之該等選擇元素，亦不損本實施形態中的效果。又，為了減低合金成本，並無必要蓄意地在鋼中添加該等選擇元素，故該等選擇元素含量的下限均為0%。
又，在此，REM為將從原子號57的鑭起至71的鎦為止的15元素加上原子號21的鈧之16元素的總稱。通常，係以該等元素的混合物之密鈰合金的形態供給，且添加於鋼中。
Mo：0.0001%以上且0.01%以下
Cr：0.0001%以上且0.1%以下
Ni：0.0001%以上且0.01%以下
W：0.0001%以上且0.01%以下
Zr：0.0001%以上且0.1%以下
As：0.0001%以上且0.01%以下
Mo(鉬)、Cr(鉻)、Ni(鎳)、W(鎢)、Zr(鋯)、As(砷)係可提升鋼板機械性強度的選擇元素。因此，亦可因應需求於鋼中添加Mo、Cr、Ni、W、Zr、As中的任1種以上。為了獲得上述效果，宜設Mo含量為0.001%以上、Cr含量為0.001%以上、Ni含量為0.001%以上、W含量為0.001%以上、Zr含量為0.0001%以上、As含量為0.0001%以上。但，若在鋼中過量地添加該等選擇元素，恐有會使鋼板的變形能力降低之虞。所以，宜將Mo含量設為1.0%以下、Cr含量設為2.0%以下、Ni含量設為2.0%以下、W含量設為1.0%以下、Zr含量設為0.2%以下、As含量設為0.5%以下。此外，即使於鋼 中含有未達下限的量之該等選擇元素，亦不損本實施形態中的效果。又，為了減低合金成本，並無必要蓄意地在鋼中添加該等選擇元素，故該等選擇元素含量的下限均為0%。
V：0.001%以上且1.0%以下
Cu：0.001%以上且2.0%以下
V(釩)及Cu(銅)與Nb及Ti等一樣，為具有強化析出效果之選擇元素。又，與因Nb及Ti等的添加造成局部變形能力降低相比，添加V及Cu，其降低的程度較小。所以，想要更佳提升高強度，且擴孔性或彎曲性等局部變形能力時，其為較Nb或Ti等更有效果之選擇元素。因此，亦可因應需求於鋼中添加V及Cu中的任1種以上。為了獲得上述效果，宜設V含量為0.001%以下、Cu含量為0.001%以下。但，若在鋼中過量地添加該等選擇元素，恐有會使鋼板的變形能力降低之虞。所以，宜將V含量設為1.0%以下、Cub含量設為2.0%以下。此外，即使於鋼中含有未達下限的量之該等選擇元素，亦不損本實施形態中的效果。又，為了減低合金成本，並無必要蓄意地在鋼中添加該等選擇元素，故該等選擇元素含量的下限均為0%。
Co：0.0001%以上且1.0%以下
Co(鈷)雖難以定量地展現效果，但為在鋼冷卻時可使γ(沃斯田鐵)變態成α(肥粒鐵)之開始溫度Ar3顯著地提升之選擇元素。因此，可藉由Co含量來控制鋼的Ar3。又，Co為可提升鋼的強度之選擇元素。為了獲得上述效果，宜將 Co含量為0.0001%以上。若在鋼中過量地添加Co，恐有鋼板的熔接性會劣化，又會使鋼板的變形能力降低之虞。所以，宜將Co含量設為1.0%以下。此外，即使於鋼中含有未達下限的量之該選擇元素，亦不損本實施形態中的效果。又，為了減低合金成本，並無必要蓄意地在鋼中添加該選擇元素，故該選擇元素含量的下限為0%。
Sn：0.0001%以上且0.2%以下
Pb：0.0001%以上且0.2%以下
Sn(錫)及Pb(鉛)為對使鍍敷濕潤性及鍍敷密著性之提升有效之選擇元素。因此，亦可因應需求於鋼中添加Sn及Pb中的任1種以上。為了獲得上述效果，宜設Sn含量為0.0001%以上、Pb含量為0.0001%以上。但，若在鋼中過量地添加該等選擇元素，恐有在熱軋時發生脆化、在熱軋加工時產生裂痕，且亦在鋼板上產生表面傷痕之虞。所以，宜將Sn含量設為0.2%以下、Pb含量設為0.2%以下。此外，即使於鋼中含有未達下限的量之該等選擇元素，亦不損本實施形態中的效果。又，為了減低合金成本，並無必要蓄意地在鋼中添加該等選擇元素，故該等選擇元素含量的下限為0%。
Y：0.0001%以上且0.2%以下
Hf：0.0001%以上且0.2%以下
Y(釔)及Hf(鉿)為可使鋼板耐蝕性提升之選擇元素。因此，亦可因應需求於鋼中添加Y及Hf中的任1種以上。為了獲得上述效果，宜設Y含量為0.0001%以上、Hf含量為 0.0001%以上。但，若在鋼中過量地添加該等選擇元素，恐有擴孔性等局部變形能力降低之虞。所以，宜將Y含量設為0.20%以下、Hf含量設為0.20%以下。又，Y具有可在鋼中生成氧化物，吸附鋼中的氫之效果。因此，可期待鋼中的擴散氫會降低，且提升鋼板的耐氫脆化特性。該效果可在上述Y含量範圍內獲得。此外，即使於鋼中含有未達下限的量之該等選擇元素，亦不損本實施形態中的效果。又，為了減低合金成本，並無必要蓄意地在鋼中添加該等選擇元素，故該等選擇元素含量的下限為0%。
如同上述，本實施形態之熱軋鋼板係具有含有上述的基本元素且剩餘部分為由Fe及不可避免的不純物所構成之化學組成；或是含有上述的基本元素及選自上述選擇元素中之至少1種元素且剩餘部分為由Fe及不可避免的不純物所構成之化學組成。
而且，亦可以於本實施形態之熱軋鋼板進行表面處理。例如亦可以藉由適用電鍍、熔融鍍覆、蒸鍍鍍覆、鍍覆後的合金化處理、有機皮膜形成、薄膜積層、有機鹽類及無機鹽類處理、無鉻處理(Non-chromate treatment)等表面處理，以使熱軋鋼板具備各種被膜(薄膜或塗膜)。作為所述例子，熱軋鋼板亦可以於其表面具有熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。熱軋鋼板就算具備有上述的被膜，亦具有高強度且可充分地維持均依變形能力與局部變形能力。
此外，在本實施形態中，熱軋鋼板的板厚並沒有 特別限制，例如可為1.5~10mm，亦可為2.0~10mm。又，熱軋鋼板的強度亦無特別限制，例如拉伸強度可為440~1500MPa。
本實施形態之熱軋鋼板可全面地適用於高強度鋼板的用途，且具有優異均一變形能力，並且可飛躍性地提升高強度鋼板的彎曲加工性及擴孔性等局部變形能力。
又，對熱軋鋼板施行彎曲加工之方向會因加工零件而不同，故無特別限定。本實施形態之熱軋鋼板在任一彎曲方向均可得到同樣的特性，且可將熱軋鋼板適用在含有彎曲、鼓脹、引伸等的加工模式之複合成形上。
接著，說明本發明之一實施形態的熱軋鋼板之製造方法。為了製造具有高強度且優異均一變形能力及局部變形能力的熱軋鋼版，控制鋼的化學組成、金屬組織、及表示特定結晶方位群的各方位的極密度之集合組織是很重要的。將於下述詳細記載。
在熱軋之前的製造方法並無特別限定。例如，可使用高爐或電爐、轉爐等來熔煉及精煉，接著進行各種二次精煉而熔製成滿足上述的化學組成之鋼，來得到鋼(熔鋼)。隨後，為了從該鋼得到鋼塊或鋼胚，例如可以通常的連續鑄造法、鋼錠法、薄鋼胚鑄造法等鑄造方法來鑄造鋼。連續鑄造時，可將鋼一次冷卻至低溫(例如室溫)且再加熱後，將該鋼進行熱軋，亦可以將剛鑄造後的鋼(鑄造鋼胚)連續地進行熱軋。此外，鋼(熔鋼)的原料亦可使用廢鐵。
要獲得具有高強度且優異均一變形能力及局部 變形能力的鋼板，則滿足以下的必要條件即可。又，以下使用的「鋼」及「鋼板」為同義。
第1熱軋步驟
第1熱軋步驟係使用上述經熔製及鑄造的鋼塊，在1000℃以上且在1200℃以下(較佳是1150℃以下)之溫度範圍下進行至少1次以上軋縮率40%以上之輥軋道次。藉由以該等條件進行第1熱軋，可使第1熱軋步驟後之鋼板的平均沃斯田鐵粒徑為200μm以下，且對最後得到的熱軋鋼板之均一變形能力及局部變形能力的提升有幫助。
軋縮率越大且軋縮次數越多時，可獲得更微細的沃斯田鐵粒。例如，宜在第1熱軋步驟中，進行2次(2道次)以上之1道次的軋縮率為40%以上的輥軋，使鋼板的平均沃斯田鐵粒徑為100μm以下。但，在第1熱軋步驟中，藉由將1道次的軋縮率限制在70%以下、或是將軋縮次數(道次數)限制在10次以下，可使鋼板溫度的降低或產生過剩的鏽垢之疑慮減少。因此，在粗輥軋中，1道次的軋縮率可為70%以下，軋縮次數(道次數)亦可為10次以下。
如此一來，藉由將第1熱軋步驟後的沃斯田鐵粒徑微細化，因可在之後的步驟中將沃斯田鐵粒更微細化，又，可使在之後的步驟中會從沃斯田鐵粒進行變態之肥力鐵、變韌鐵、麻田散鐵微細且均一地分散而為佳。結果，因可控制集合組織而可改善鋼板的異方向性及局部變形能力，又，因可將金屬組織微細化而可改善均一變形能力及局部變形能力(特別是均一變形能力)。又，而推測在之後的 步驟之第2熱軋步驟中，藉由第1熱軋步驟而微細化的沃斯田鐵的晶界，係作為再結晶核之一發揮功用之故。
為了確認第1熱軋步驟後的沃斯田鐵粒徑，宜以盡可能的大的冷卻速度將第1熱軋步驟後的鋼板急速冷卻。例如以10℃/s以上的平均冷卻速度冷卻鋼板。進而，將從經冷卻得到的該鋼板所採取的板片之剖面蝕刻，而使微組織中的沃斯田鐵晶界浮起，並使用光學顯微鏡作測定。此時，以50倍以上的倍率對20個以上的視野，使用影像解析或切斷法測定沃斯田鐵的粒徑，並將於各視野測定到的沃斯田鐵粒徑平均而獲得平均沃斯田鐵粒徑。
亦可在第1熱軋步驟後，將板片接合而連續地進行第2熱軋步驟。此時，亦可以將粗板片一次捲取成捲圈狀，因應需要收藏在具有保溫功能的外殼，並再次退捲後進行接合。
第2熱軋步驟
第2熱軋步驟係對第1熱軋步驟後的鋼板進行下述輥軋：於令藉由下述式4所算出的溫度以單位℃計為T1時，包含在T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度範圍下進行軋縮率為30%以上的大軋縮道次，且在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍下的累積軋縮率為50%以上，並將在Ar3℃上且低於T1+30℃以下之溫度範圍下的累積軋縮率限制在30%以下，且軋延結束溫度為Ar3℃上。
用以將5/8~3/8的板厚範圍之板厚中央部中，{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1、及 {332}<113>之結晶方位的極密度D2控制在前述範圍的一個條件，就是將第2熱軋步驟中以依鋼的化學組成(單位：質量%)所決定的下述式4之T1溫度作為基準控制輥軋。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(式4)
此處，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]分別為C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V的質量百分率。
在該式4所含卻不含於鋼中的化學元素係將該含量以0%作計算。因此，僅含上述基本成份的鋼之化學組合時，亦可以下述式5代替上述式4。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]………(式5)
又，含有上述選擇元素的鋼之化學組合時，必須取代式5算出的溫度，將式4算出的溫度設為T1(單位：℃)。
第2熱軋步驟係以藉由上述式4或式5得到的溫度T1(℃)為基準，在T1+30℃以上且在T1+200℃以下的溫度範圍(較佳是T1+50℃且再T1+100℃以下的溫度範圍)下確保大的軋縮率，並在Ar3℃以上且低於T1+30℃的溫度範圍下，將軋縮率限制在小的範圍(包含0%)。除了藉由第1熱軋步驟，加上進行上述的第2熱軋步驟，鋼板的均一變形能力及局部變形能力可獲得很好地提升。特別是，藉由在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下確保大的軋縮率，並在Ar3℃以上且低於T1+30℃的溫度範圍下限制軋縮率，可充分地控制於5/8~3/8的板厚度範圍之板厚度中央部之 {100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1、及{332}<113>的結晶方位的極密度D2，故可飛躍性地改善鋼板的異方向性及局部變形能力。
該溫度T1本身係以經驗而求得。本發明者等藉由實驗而在經驗上有了下述見解：可以溫度T1為基準，來決定在各鋼的沃斯田鐵區域中可促進再結晶的溫度範圍。因為要獲得到更良好的均一變形能力與局部變形能力，藉由軋縮來積蓄更大量的應變，來獲得更細粒的再結晶粒是很重要的，故在從T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下進行複數道次的輥軋，且將該累積軋縮率設為50%以上。進而，從利用變應積蓄來促進再結晶之觀點，該累積軋縮率係以70%以上為佳。又，藉由限制累積軋縮率的上限，可更充分地確保輥軋溫度，且可進一步抑制輥軋負荷。因此，累積軋縮率亦可為90%以下。
若於T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下進行複數道次的輥軋，應變會因輥軋而積蓄，並且在輥軋道次間以該積蓄的應變為趨動力可生成沃斯田鐵的再結晶。亦即，藉由在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下進行複數道次的輥軋，於每次軋縮會重覆生成再結晶。因此，可獲得均一且微細、等軸的再結晶沃斯田鐵組織。在該溫度範圍下，於輥軋時不會生成動態再結晶而會在再結晶中積蓄應變，並且在輥軋道次間以該積蓄的應變為趨動力會生成靜態再結晶。一般來說，動態再結晶為在加工中受到的變形會積蓄在其結晶中，又，再結晶區域與 未再結晶區域呈現局部性地互混。因此，相較下集合組織發達，且具有異方向性。又，會有金屬組織變成混粒的情況。本實施形態之熱軋鋼板之製造條件的特徵為藉由靜態再結晶史沃斯田鐵再結晶，故可獲得均一、微細、且等軸，並且集合組織的發達受到抑制之再結晶沃斯田鐵組織。
而且，為了提高鋼板的均質性，並為了進一步良好地提升鋼板的均一變形能力與局部變形能力，係以在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下，含有至少1次以上1道次下軋縮率為30%以上之大軋縮道次的方式控制第2熱軋步驟。如此一來，第2熱軋步驟係在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下，進行至少1次以上1道次下軋縮率為30%以上之軋縮。特別是若考量到後述的冷卻控制，則在該溫度範圍下之最後道次的軋縮率宜為25%以上，又以30%以上更佳。亦即，在該溫度範圍下之最後道次宜為大軋縮道次(軋縮率為30%以上的軋縮道次)。當要求鋼板要有更高的變形能力時，更宜將前半道次的軋縮率全部設為低於30%，且將最後2道次的軋縮率各自設為30%以上。要進一步良好地提高鋼板的均質性時，進行1道次下的軋縮率為40%以上之大軋縮道次即可。又，為了得到更良好的鋼板形狀時，則係進行1道次下的軋縮率為70%以下之大軋縮道次。
此外，藉由在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下抑制輥軋之各道次間的鋼板溫度上升，例如抑制在18℃以下，可得到更均一的再結晶沃斯田鐵。
為了抑制集合組織的發達，且保持等軸再結晶組織，則係在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下的軋縮後，盡可能地將在Ar3℃以上且低於T1+30℃(較佳是T1℃以上且低於T1+30℃)的溫度範圍下的加工量抑制低一點。因此，將在Ar3℃以上且低於T1+30℃的溫度範圍下之累積軋縮率限制在30%以下。為了確保優良的板形狀時，則在該溫度範圍下係以10%以上的累積軋縮率為佳，但在更想改善異方向性及局部變形能力時，累積軋縮率係以10%以下為佳，又以0%以下為較佳。亦即，在Ar3℃以上且低於T1+30℃的溫度範圍下即使不進行軋縮亦可，而於進行軋縮的情況，則設累積軋縮率為30%以下。
若於Ar3℃以上且低於T1+30℃的溫度範圍下的累積軋縮率大的話，於T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下再結晶的沃斯田鐵會因該輥軋而伸展且不會等軸，又，因該輥軋變形會積蓄而集合組織會再次發達。即，以本實施形態之製造條件，於第2熱軋步驟中，可藉由於T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍及於Ar3℃以上且低於T1+30℃的溫度範圍之該兩者下控制輥軋，來使沃斯田鐵再結晶成均一、微細且等軸，並控制鋼板的集合組織、金屬組織及異方向性，來改善均一變形能力及局部變形能力。又，藉由使沃斯田鐵均一、微細且再結晶，可控制最後所得之熱軋鋼板的麻田散鐵的長軸短軸比、麻田散鐵的平均大小、及麻田散鐵間的平均距離等。
於第2熱軋步驟中，在小於Ar3℃的溫度範圍下進 行輥軋、或是在Ar3℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍下之累積軋縮率太大時，沃斯田鐵的集合組織會發達。結果，最後所得到的熱軋鋼板會無法滿足下述條件之至少一條件，即：在其板厚中央部上，{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1為1.0以上且5.0以下的條件，及{332}<113>的結晶方位的極密度D2為1.0以上且4.0以下的條件。另一方面，於第2熱軋步驟中，在比T1+200℃更高的溫度範圍下進行輥軋、或是於T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之累積軋縮率太小時，無法產生均一且微細的再結晶組織，而在金屬組織中會含有粗大粒或混粒、或是金屬組織會變成混粒。因此，大於35μm的結晶粒面積率或體積平均粒徑會增大。
又，如於低於Ar3(單位：℃)的溫度下結束第2熱軋步驟，則於低於Ar3(單位：℃)且輥軋結束溫度以上的溫度範圍下，鋼會在沃斯田鐵及肥粒鐵的2相區域(2相溫度區域)被輥軋。因此，鋼板的集合組織會發達，鋼板的異方向性及局部變形能力會顯著地變差。在此，當第2熱軋步驟的輥軋結束溫度為T1℃以上時，可減少在低於T1的溫度範圍之應變量並可更減低異方向性，結果，可更提高局部變形能力。因此，第2熱軋步驟的輥軋結束溫度可為T1℃以上。
在此，軋縮率可從輥軋荷重或板厚的測定等藉由實績或計算來求得。又，輥軋溫度(例如上述各溫度範圍)可藉由進行下述兩者(實測及計算)來獲得：使用架間溫度計進行實測、或者從線速或軋縮率等考慮加工發熱之計算模 擬。又，上述在1道次中的軋縮率，係相對於通過輥軋架前的入口板厚之在1道次中的軋縮量(通過輥軋架前的入口板厚與通過輥軋架後的出口板厚之差)的百分率。累積軋縮率係以在上述各溫度範圍下的輥軋之最初道次前之入口板厚為基準，相對於該基準之累積軋縮量(在上述各溫度範圍下的輥軋之最初道次前之入口板厚與在上述各溫度範圍的輥軋之最後道次後之出口板厚之差)的百分率。進而，從冷卻中的沃斯田鐵中的肥粒鐵變態溫度的Ar3溫度係以單位℃藉由以下式6而求得。此外，如同上述，雖難以顯示定量的效果，但Al及Co亦會影響Ar3。
Ar3=879.4-516.1×[C]-65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P]………(式6)
又，於該式6中，[C]、[Mn]、[Si]及[P]分別為C、Mn、Si及P的質量百分率。
一次冷卻步驟
一次冷卻步驟為在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之軋縮率為30%以上之大軋縮道次中的最後道次完成後，以於將該最後道次完成至冷卻開始為止的等待時間以單位秒計為t時，該等待時間t可滿足下述式7的方式將鋼冷卻。在此，式7中的t1可藉由下述式8求得。式8中的Tf係大軋縮道次中最後道次完成時之鋼板的溫度(單位：℃)，P1係在大軋縮道次中最後道次的軋縮率(單位：%)。
t≦2.5×t1………(式7)
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(式8)
該最後大軋縮道次後的一次冷卻會給予最後得到的熱軋鋼板的結晶粒徑很大的影響。又，藉由該一次冷卻，亦可將沃斯田鐵結晶粒控制成等軸且少粗大粒(為均一大小)的金屬組織。因此，最後得到的熱軋鋼板會成為等軸且少粗大粒(為均一大小)的金屬組織，又，可適宜控制麻田散鐵的長軸短軸比、麻田散鐵的平均大小、及麻田散鐵間的平均距離等。
式7右邊的值(2.5×t1)係表示沃斯田鐵再結晶幾乎結束的時間。等待時間t超過式7右邊的值(2.5×t1)時，已再結晶的結晶粒會顯著地成長而結晶粒徑會增加。因此，鋼板的強度、均一變形能力及局部變形能力、以及疲勞特性等會降低。故將等待時間t設為2.5×t1秒以下。在考慮操作性(例如形狀矯正或二次冷卻的控制性)時，該一次冷卻亦可在輥軋架間進行。此外，等待時間t的下限值為0秒以上。
進一步地，藉由將上述等待時間t限定為0秒以上且低於t1秒，以使0≦t≦t1，可大幅抑制結晶粒的成長。此時，則可將最後所得熱軋鋼板的體積平均粒徑控制在30μm以下。結果，即便沃斯田鐵的再結晶沒有充分地進行，亦可適宜地使鋼板的特性、特別是均一變形能力及疲勞特性等提升。
另一方面，藉由將等待時間t限定為t1秒以上且2.5×t1秒以下，可抑制集合組織的發達。此時，相較於等待 時間t為低於t1秒的情況，因等待時間長，故體積平均徑會增加，而沃斯田鐵的再結晶會充分地進行且結晶方位會隨機化。結果，可適宜地改善鐵板的異方向性及局部變形能力。
此外，上述的一次冷卻可在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下的輥軋架間進行，或可在該溫度範圍下的後輥軋架後進行。亦即，只要等待時間t滿足上述條件，1道次為30%以下的軋縮率之輥軋更可在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下，於上述大軋縮道次中的最終道次結束後起至一次冷卻開始為止之間進行。又，進行了一次冷卻後，如果1道次的軋縮率為30%以下的話，亦可進一步在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下進行輥軋。同樣地，進行了一次冷卻後，如果累積軋縮率為30%以下，亦可進一步在Ar3℃以上且T1+30℃以下(或Ar3℃以上且Tf℃以下)的溫度範圍下進行輥軋。如此一來，為了控制最後所得之熱軋鋼板的金屬組織，只要大軋縮道次後的等待時間t滿足上述條件，上述一次冷卻在輥軋架間或輥軋架後進行皆可。
該一次冷卻中，冷卻開始時的鋼板溫度(鋼溫度)與冷卻結束時的鋼板溫度(鋼溫度)的差之冷卻溫度變化以40℃以上且140℃以下為佳。若該冷卻溫度變化為40℃以上，則可更抑制經再結晶的沃斯田鐵粒的粒成長。而若冷卻溫度變化為140℃以下，可更充分促進再結晶，且可更適宜改善極密度。又，藉由將冷卻溫度變化限制在140℃以 下，不僅可較容易控制鋼板的溫度，且可更有效地控制變量選擇(變量限制)，並可適宜控制再結晶集合組織的發達。因此，在該情況下可更提升等方向性，並可更縮減成形性的方位依存性。若冷卻溫度變化超過140℃以下，再結晶的進行會不充分，而無法獲得所欲的集合組織，難以獲得肥粒鐵，且鎖得肥粒鐵的硬度會變高，因此恐有鋼板的均一變形能力及局部變形能力變低之虞。
而且，一次冷卻的冷卻結束時的鋼板溫度T2宜為T1+100℃以下。若一次冷卻的冷卻結束時的鋼板溫度T2為T1+100℃以下，則可獲得到更充分的冷卻效果。藉由該冷卻效果，可抑制結晶粒成長，且可更抑制沃斯田鐵粒的成長。
又，一次冷卻中平均冷卻速度以50℃/秒以上為佳。若該一次冷卻中平均冷卻速度為50℃/秒以上，則可更抑制經再結晶的沃斯田鐵粒的粒成長。另一方面，雖然不必特別規定平均冷卻速度的上限，但從鋼板形狀的觀點來看，平均冷卻速度亦可為200℃/秒以下。
二次冷卻步驟
二次冷卻步驟宜在上述第2熱軋後，及上述一次冷卻步驟後，以15℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度，將鋼板冷卻至600℃以上且800℃以下的溫度範圍為止。該二次冷卻步驟中，對鋼板進行冷卻而鋼板的溫度變成Ar3℃以下時，沃斯田鐵就會開始變態成肥粒鐵。藉由將平均冷卻速度設為15℃/秒以上，可適宜地控制沃斯田鐵結晶粒的粗 大化。雖然不必特別規定該平均冷卻速度的上限，但從鋼板形狀的觀點來看，平均冷卻速度亦可為300℃/秒以下。又，宜在上述第2熱軋後及上述一次冷卻步驟後起3秒以內開始二次冷卻。超過3秒進行二次冷卻的話，恐會造成沃斯田鐵粗大化。
保持步驟
保持步驟係在600℃以上且800℃以下的溫度範圍內將鋼板保持1秒以上且15秒以下。藉由在該溫度區域下進行保持，沃斯田鐵會進行變態成肥粒鐵，而可增加鋼板的肥粒鐵面積率。其更適宜在600℃以上且680℃以下的溫度範圍內保持鋼板。藉由在上述較低溫度區域下進行肥粒鐵變態，可微細且均一地控制肥粒鐵。並且，亦可在金屬組織內微細且均一地控制在之後步驟中所形成的變韌鐵及麻田散鐵。又，為了進行肥粒鐵變態而將保持時間設在1秒以上。但，若超過15秒，恐有肥粒鐵結晶粒粗大，而雪明碳鐵沉澱之虞。在6()0℃以上且680℃以下之較低溫度區域下進行保持，宜將保持時間設為3秒以上且15杪以下。
三次冷卻步驟
三次冷卻步驟係在保持步驟後以50℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度，將鋼板冷卻至室溫以上且350℃以下的溫度範圍為止。在該三次冷卻步驟中，沒有在保持步驟後變態成肥粒鐵的沃斯田鐵，則會變態成變韌鐵及麻田散鐵。若在高於350℃的溫度下停止三次冷卻，變韌鐵變態因溫度過高而會過度進行，最後會無法獲得以面積率計為 1%以上的麻田散鐵。又，雖然不必特別規定三次冷卻步驟的冷卻停止溫度的下限，但若以水冷為前提，只要在室溫以上即可。又，若以低於50℃/秒的平均冷卻速度冷卻，在冷卻中恐會發生波來鐵變態。另外，雖然不必特別規定三次冷卻步驟的平均冷卻速度的上限，但從作業上的觀點來看300℃以下即可。若在該平均冷卻速度的上述範圍內減慢平均冷卻速度，則可提升變韌鐵面積率。另一方面，若在該平均冷卻速度的上述範圍內增加平均冷卻速度，則可提升麻田散鐵面積率。又，變韌鐵及麻田散鐵的結晶粒徑亦會變微細。
因應對熱軋鋼板要求的特性，只要控制主相的肥粒鐵及變韌鐵，還有第二相的麻田散鐵的面積率即可。如同上述，肥粒鐵主要可在保持步驟控制，而變韌鐵及麻田散鐵主要可在三次冷卻步驟控制。又，該等主相的肥粒鐵及變韌鐵，以及第二相的麻田散鐵的結晶粒徑或其形狀對變態前的組織之沃斯田鐵的粒徑或形狀有很大的依賴性。並且，亦依賴保持步驟及三次冷卻步驟。因此，例如麻田散鐵的面積率fM、麻田散鐵的平均尺寸dia、麻田散鐵間的平均距離dis、及為與鋼板的拉伸強度TS的關係之TS/fM×dis/dia的值可藉由將上述製造步驟進行複合控制來滿足。
捲取步驟
捲取步驟係在三次冷卻步驟後，在三次冷卻的冷卻停止溫度之室溫以上且350℃以下的的溫度下開始捲取鋼板並進行空冷。以所述方式而可製得本實施形態之熱軋鋼板。
又，亦可對所得之熱軋鋼板，因應需求進行平整輥軋。藉由進行該平整輥軋，可防止會加工成形時產生伸張應變、或矯正鋼板形狀。
而且，亦可以對所得到之熱軋鋼板進行表面處理。例如可對所得到之熱軋鋼板，適用電鍍、熔融鍍敷、蒸鍍鍍敷、鍍敷後的合金化處理、形成有機皮膜、積層薄膜、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等表面處理。作為上述例子，亦可在熱軋鋼板的表面形成熔融鋅鍍敷層或合金化熔融鋅鍍敷層。即便進行上述的表面處理，亦可充分地維持均一變形能力及局部變形能力。
又，亦可因應必要進行回火處理或時效處理作為再加熱處理。只要藉由該處裡將固熔於鋼中的Nb、Ti、Zr、V、W、Mo等作為碳化物沉澱，或使麻田散鐵軟化作為回火麻田散鐵即可。結果，主相的肥粒鐵及變韌鐵、與第二相的麻田散鐵之間的硬度差會變小，而擴孔性及彎曲性等會提升。該再加熱處理的效果亦可藉由用以熔融鍍敷或合金化處理的加熱來獲得。
實施例1
將邊舉本發明的實施例邊就本發明的技術內容進行說明。又，本實施例中的條件是為了確認本發明可実施性及效果而採用的一條件例，不過本發明不僅限於該一條件例。只要不脫離本發明之要旨而可達成本發明之目的，則本發明可採用可採用各種條件。
將就使用具有表1~表6中所示之化學組成的鋼 No.S1~S98進行檢討的結果予以說明。於將該等鋼進行熔製及鑄造後，直接或將暫時冷卻至室溫為止的鋼進行再加熱，加熱至900℃~1300℃之溫度範圍，之後，以表7~表14所示的製造條進行輥軋，及溫度控制(冷卻或保持等)，而得後2~5mm的熱軋鋼板。
表15~表22中係顯示金屬組織、集合組織、及機械上特性等之特徵點。另外，於表中，係將{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度表示為D1，將{332}<113>之結晶方位的極密度表示為D2。又，肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、波來鐵、及殘留沃斯田鐵的面積分率係分別表示為F、B、fM、P、及γ。又，將麻田散鐵的平均尺寸表示為dia、麻田散鐵間的平均距離表示為dis。又，表中所謂的硬度標轉偏差比係指就肥粒鐵或變韌鐵之面積分率高者，將其硬度的標準偏差除以其硬度的平均值之值。
局部變形能力之指標係使用擴孔率λ及利用90°V字彎曲之有限彎曲半徑(d/RmC)。彎曲試驗係進行C方向彎曲。另外，拉伸試驗(TS、u-EL及EL測定)、彎曲試驗及擴孔試驗係分別依據JIS Z2241、Z2248(V塊90°彎曲試驗)及日本鋼鐵聯盟規格JFS T1001。又，使用前述的EBSD，對板寬方向1/4位置之與輥軋方向呈平行之(以板厚方向為法線)板厚截面的5/8~3/8區域之板厚中央部，以0.5μm的測定節距測定極密度。又，各方向的r值(蘭克福特值)依據JIS Z 2254(2008)(ISO10113(2006))為基準進行測定。另外，表中的底線係表示不滿足本發明的值，又，化學成分中的空欄表示無添加。
製造No.P1、P2、P7、P10、P11、P13、P14、P16~P19、P21、P23~P27、P29~P31、P33、P34、P36~P41、P48~P77、及P141~P180係滿足本發明條件的實施例。該等實施例係同時滿足下述條件：TS≧440(單位：MPa)、TS×u-EL≧7000(單位：MPa．%)、TS×λ≧30000(單位：MPa．%)，以及d/RmC≧1(無單位)，而可說該等為高強度，且具有優異均一變形能力及局部變形能力之熱軋鋼板。
另一方面，P3~6、P8、P9、P12、P15、P20、P22、P28、P32、P35、P42~P47、P78~P140為不滿足本發明之比較例。該等比較例係不滿足下述之至少一個條件：TS≧440(單位：MPa)、TS×u-EL≧7000(單位：MPa．%)、TS×λ≧30000(單位：MPa．%)，以及d/RmC≧1(無單位)。
第1圖及第2圖係就上述實施例及上述比較例，顯示D1及D2與d/mC的關係的圖表。如同該等第1圖及第2圖所示，於D1為5.0以下、D2為4.0以下時，會滿足d/mC≧1。
產業上之可利用性
依據本發明可獲得高強度且同時具有均一變形能力及局部變形能力該兩者優異之熱軋鋼板，故產業上可利用性高。
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1與d/RmC(板厚/最小彎曲半徑RmC)之關係。
第2圖係顯示{332}<113>方位群的極密度D2與d/RmC之關係。

Claims (21)

  1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於該鋼板的化學組成以質量%計，含有：C：0.01%以上且在0.4%以下、Si：0.001%以上且在2.5%以下、Mn：0.001%以上且在4.0%以下、及Al：0.001%以上且在2.0%以下，且將P限制為0.15%以下、S限制為0.03%以下、N限制為0.01%以下、及O限制為0.01%以下，並且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成；又，在離前述鋼板表面5/8~3/8之板厚範圍的板厚中央部中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各結晶方位的極密度相加平均所表示之極密度，即{100}<011>~{223}<110>之方位群的平均極密度係1.0以上且在5.0以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係1.0以上且在4.0以下；前述鋼板之金屬組織中係存在複數之結晶粒，該金屬組織以面積率計，係含30%以上且99%以下之肥粒鐵與變韌鐵，且含1%以上且70%以下之麻田散鐵；當令前述麻田散鐵的面積率以單位面積%計為fM、令前述麻田散鐵的平均尺寸以單位μm計為dia、令前述麻田散鐵間的平均距離以單位μm計為dis、及令前 述鋼板的拉伸強度以單位MPa計為TS時，係滿足下列式1及式2：dia≦13μm………(式1) TS/fM×dis/dia≧500………(式2)。
  2. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，其中前述鋼板的化學組成中，更以質量%計，含有：Mo：0.001%以上且在1.0%以下、Cr：0.001%以上且在2.0%以下、Ni：0.001%以上且在2.0%以下、Cu：0.001%以上且在2.0%以下、B：0.0001%以上且在0.005%以下、Nb：0.001%以上且在0.2%以下、Ti：0.001%以上且在0.2%以下、V：0.001%以上且在1.0%以下、W：0.001%以上且在1.0%以下、Ca：0.0001%以上且在0.01%以下、Mg：0.0001%以上且在0.01%以下、Zr：0.0001%以上且在0.2%以下、Rare Earth Metal：0.0001%以上且在0.1%以下、As：0.0001%以上且在0.5%以下、Co：0.0001%以上且在1.0%以下、Sn：0.0001%以上且在0.2%以下、Pb：0.0001%以上且在0.2%以下、Y：0.0001%以上且在0.2%以下、及 Hf：0.0001%以上且在0.2%以下。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述結晶粒的體積平均徑係5μm以上且30μm以下。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述{100}<011>~{223}<110>之方位群的平均極密度係1.0以上且4.0以下，前述{332}<113>之結晶方位的極密度係1.0以上且3.0以下。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，當令前述麻田散鐵的長軸為La及令短軸為Lb時，滿足下述式3之前述麻田散鐵的面積率係相對於前述麻田散鐵面積率fM為50%以上且100%以下：La/Lb≦5.0………(式3)。
  6. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述金屬組織以面積率計係含30%以上且90%以下之前述肥粒鐵。
  7. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述金屬組織以面積率計係含5%以上且80%以下之前述變韌鐵。
  8. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述麻田散鐵含有回火麻田散鐵。
  9. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其係於前述鋼板之前述金屬組織中的前述結晶粒之中，粒徑超過35μm的粗大結晶粒的面積率係0%以上且10%以下。
  10. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述肥粒鐵的硬度H係滿足下述式4：H<200+30×[Si]+21×[Mn]+270×[P]+78×[Nb]1/2 +108×[Ti]1/2………(式4)。
  11. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其係在對主相之前述肥粒鐵或前述變韌鐵就100點處以上之點處進行硬度測定時，前述硬度標準偏差除以前述硬度平均值之值係0.2以下。
  12. 一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於，其係對具有以質量%計，含有：C：0.01%以上且在0.4%以下、Si：0.001%以上且在2.5%以下、Mn：0.001%以上且在4.0%以下、及Al：0.001%以上且在2.0%以下，且將P限制為0.15%以下、S限制為0.03%以下、N限制為0.01%以下、及O限制為0.01%以下，並且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成之化學組成的鋼進行下述步驟：於1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍下，進行包含至少1次以上軋縮率為40%以上的道次之第1熱軋，使前述鋼的平均沃斯田鐵粒徑為200μm以下；對前述鋼進行第2熱軋，即：於令藉下述式5算出的溫度以單位℃計為T1，且藉下述式6算出的肥粒鐵變態溫度以單位℃計為Ar3時，包含在T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度範圍下進行軋縮率為30%以上的 大軋縮道次，且在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍下的累積軋縮率為50%以上，並將在Ar3以上且低於T1+30℃以下之溫度範圍下的累積軋縮率限制在30%以下，且軋延結束溫度為Ar3以上；對前述鋼進行一次冷卻，即：當令自前述大軋縮道次之中的最終道次結束至冷卻開始為止的等待時間以單位秒計為t時，該等待時間t係滿足下述式7，且平均冷卻速度為50℃/秒以上，冷卻開始時的鋼溫度及冷卻結束時的鋼溫度的差之冷卻溫度變化係40℃以上且140℃以下，前述冷卻結束時的鋼溫度為之T1+100℃以下：於前述第2熱軋結束後，以15℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度，在600℃以上且800℃以下的溫度範圍下對前述鋼進行二次冷卻；將前述鋼保持在600℃/秒以上且800℃/秒以下的溫度範圍下1秒以上且15秒以下；於前述保持後，以50℃/秒以上且300℃/秒以下的平均冷卻速度，在室溫℃以上且350℃以下的溫度範圍下對前述鋼進行三次冷卻；及在室溫℃以上且350℃以下的溫度範圍下捲取前述鋼：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]………(式5)此處，[C]、[N]及[Mn]分別為C、N及Mn的質量百分率；Ar3=879.4-516.1×[C]-65.7×[Mn]+38.0×[Si]+ 274.7×[P]………(式6)又，於該式6中，[C]、[Mn]、[Si]及[P]分別為C、Mn、Si及P的質量百分率；t≦2.5×t1………(式7)此處，t1係以下述式8表示：t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(式8)此處，Tf係前述最後道次結束時之前述鋼的攝氏溫度，P1係前述最後道次中之軋縮率的百分率。
  13. 如申請專利範圍第12項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述鋼更以質量%計，含有下述之1種以上作為化學組成：Mo：0.001%以上且在1.0%以下、Cr：0.001%以上且在2.0%以下、Ni：0.001%以上且在2.0%以下、Cu：0.001%以上且在2.0%以下、B：0.0001%以上且在0.005%以下、Nb：0.001%以上且在0.2%以下、Ti：0.001%以上且在0.2%以下、V：0.001%以上且在1.0%以下、W：0.001%以上且在1.0%以下、Ca：0.0001%以上且在0.01%以下、Mg：0.0001%以上且在0.01%以下、Zr：0.0001%以上且在0.2%以下、Rare Earth Metal：0.0001%以上且在0.1%以下、 As：0.0001%以上且在0.5%以下、Co：0.0001%以上且在1.0%以下、Sn：0.0001%以上且在0.2%以下、Pb：0.0001%以上且在0.2%以下、Y：0.0001%以上且在0.2%以下、及Hf：0.0001%以上且在0.2%以下，且將藉下述式9算出的溫度設為T1來取代藉前述式5算出的溫度：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(式9)此處，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]分別為C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V的質量百分率。
  14. 如申請專利範圍第12或13項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述等待時間t更滿足下述式10：0≦t<t1………(式10)。
  15. 如申請專利範圍第12或13項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述等待時間t更滿足下述式11：t1≦t≦t1×2.5………(式11)。
  16. 如申請專利範圍第12或13項之熱軋鋼板之製造方法，其係於前述第1熱軋中，進行至少2次以上軋縮率為40%以上之軋縮，而使前述平均沃斯田鐵粒徑為100μm以下。
  17. 如申請專利範圍第12或13項之熱軋鋼板之製造方法，其係於前述第2熱軋結束後，於3秒以內開始前述二次冷 卻。
  18. 如申請專利範圍第12或13項之熱軋鋼板之製造方法，其係於前述第2熱軋中，令各道次間之前述鋼溫度上昇為18℃以下。
  19. 如申請專利範圍第12或13項之熱軋鋼板之製造方法，其於T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之軋延的最後道次係前述大軋縮道次。
  20. 如申請專利範圍第12或13項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述保持係在600℃以上且680℃以下的溫度範圍內保持3秒以上且15秒以下。
  21. 如申請專利範圍第12或13項之熱軋鋼板之製造方法，其係在輥架間進行前述一次冷卻。
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