TW201326417A

TW201326417A - 熱軋鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TW201326417A
Application number: TW101135857A
Authority: TW
Inventors: Katsutoshi Takashima; Yuki Toji; Kohei Hasegawa; Shinya Yamaguchi
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2011-09-29
Filing date: 2012-09-28
Publication date: 2013-07-01
Also published as: CN103842538A; US20140299238A1; JP2013076116A; WO2013046693A1; JP5842515B2; TWI502078B; EP2762584B1; KR20140068218A; CN103842538B; EP2762584A1; US9574254B2; EP2762584A4; KR101603175B1

Abstract

本發明所提供的熱軋鋼板，係材質均勻性與冷軋展性均優異、且具有達590MPa以上的拉伸強度，頗適用於冷軋鋼板用或熔融鍍鋅鋼板。本發明的熱軋鋼板係化學成分依質量%計，含有：C：0.060~0.120%、Si：0.10~0.70%、Mn：1.00~1.80%、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.010%以下、及Nb：0.010~0.100%且固溶Nb量成為總Nb量之5%以上的範圍，其餘則由Fe與不可避免的雜質構成；微觀組織係平均結晶粒徑：15μm以下的肥粒鐵依體積分率計含有75%以上，其餘則由低溫生成相構成的複合組織。

Description

熱軋鋼板及其製造方法

本發明係關於頗適用為例如汽車產業領域所使用構件，特別係具有降伏比、且材質均勻性及冷軋展性均優異的冷軋鋼板用或熔融鍍鋅鋼板用熱軋鋼板及其製造方法。另外，所謂「降伏比(YR)」係表示降伏應力(YS)對拉伸強度(TS)的比值，依YR=YS/TS表示。

近年，隨地球環境保護意識高漲，強烈要求削減汽車CO₂排放量的燃油效率改善。因應此項要求，便利用車體材料高強度化俾達薄板化，而欲使車體輕量化的動向正活躍進行中，就經由沖壓加工而製造零件所使用的冷軋鋼板及熔融鍍鋅鋼板，大多採用TS達590MPa以上的高強度鋼板。又，為確保對汽車所要求的碰撞安全性，渴求碰撞吸收能量特性較大的特性。為能提升此項碰撞吸收能量特性，採取提高降伏比係屬有效，若降伏比提高，則即便低變形量仍能效率佳地吸收碰撞能量。

此處，就為能獲得590MPa以上拉伸強度而強化鋼板而言，利用屬於母相的肥粒鐵之硬化、或者諸如麻田散鐵或殘留沃斯田鐵的硬質相之方法係屬有效。其中，肥粒鐵的硬化係採取依添加諸如Nb等碳化物生成元素的析出強化型之高強度鋼板，因為若要確保既定強度只需少量的必要合金元素便可，因而可廉價製造。

但是，在熱軋後施行冷軋並施行退火的步驟中，析出強化型高強度冷軋鋼板會出現析出物稀疏粗大化，導致強度與伸展的特性變動變大之問題發生。但是，因鋼板的高強度化、薄板化，會導致形狀凍結性明顯降低，因而廣泛採行在沖壓成形時，便預先預測脫模後的沖壓零件形狀變化，並預估形狀變化量再設計沖壓模具。此處，若鋼板的拉伸強度明顯變化，該等便會大幅偏移視為一定的預估量，導致發生形狀不良，造成沖壓成形後不得不必需就一個一個形狀施行板金加工等修正，致使量產效率明顯降低。因而，要求冷軋鋼板及熔融鍍鋅鋼板的強度變動儘可能降低，即要求材質均勻性優異。

依如上述，要求僅可能縮小冷軋鋼板及熔融鍍鋅鋼板的強度與伸展變動，甚至要求提升冷軋展性。又，高強度冷軋鋼板係受熱軋鋼板的鋼板組織與析出量大幅影響，熱軋鋼板的高強度化較為有利，相關該熱軋板，在專利文獻1中有揭示：藉由調整Nb及Ti的含有量，而製造具高延展性、且材質均勻性優異的熱軋鋼板之方法；又在專利文獻2中有揭示：藉由調整Ti含有量，而改善材質均勻性及擴孔性的熱軋鋼板。

[先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利特許第3767132號公報

專利文獻2：日本專利特開2000-212687號公報

然而，專利文獻1及2係提示高延展性或擴孔性優異的熱軋鋼板之製造方法，但就為製造冷軋鋼板，特別係為製造觸及冷軋展性的熱軋素材及熔融鍍鋅之熱軋素材則未有所考慮。所以，經退火後的材質均勻性優異、且冷軋展性優異的冷軋鋼板用熱軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板用熱軋鋼板之開發便成為課題。

緣是，本發明目的係為解決上述習知技術問題，而提供材質均勻性與冷軋展性均優異、且具有達590MPa以上的拉伸強度，頗適用於冷軋鋼板用或熔融鍍鋅鋼板用的熱軋鋼板及其製造方法。

本發明者等針對為能獲得材質均勻性及冷軋展性均優異、且具有高降伏比的冷軋鋼板用或熔融鍍鋅鋼板用熱軋鋼板，經深入鑽研結果發現下述。即，得知在結束熱軋後經冷卻至室溫的熱軋板中，於Nb並未全部均依析出物(氮碳化物)形式析出，而是依Nb固溶5%以上的狀態形成熱軋鋼板，在後續的退火過程中，藉由使在熱軋鋼板時所固溶的Nb依氮碳化物形式析出，便會在鋼板內細微析出Nb，結果便可抑制強度及伸展的材質變動，更藉由控制熱軋鋼板的肥粒鐵平均結晶粒徑，便可更加抑制退火後的強度確保與材質變動。

再者，發現藉由熱軋鋼板中的固溶Nb含有達5%以上，更將肥粒鐵的體積分率控制於75%以上，便可抑制析出強化、與因屬於低溫生成相的硬質相而造成的強度上升，亦具有冷軋展性提升的效果。

依上述，可創造出經退火後的強度與伸展呈安定、且具有高降伏比的冷軋鋼板用熱軋鋼板及熔融鍍鋅鋼板用熱軋鋼板。

本發明係根據以上發現而完成，其構成係如下述。

(1)一種熱軋鋼板，其特徵在於：化學成分依質量%計，含有：C：0.060~0.120%、Si：0.10~0.70%、Mn：1.00~1.80%、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.010%以下、及Nb：0.010~0.100%且固溶Nb量成為總Nb量之5%以上的範圍，其餘則由Fe與不可避免的雜質構成；微觀組織係平均結晶粒徑：15μm以下的肥粒鐵依體積分率計含有75%以上，其餘則由低溫生成相構成的複合組織。

(2)如上述(1)所記載的熱軋鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含有Ti：未滿0.05%。

(3)如上述(1)或(2)所記載的熱軋鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含有從V：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下、B：0.0030%以下之中選擇一種以上。

(4)如上述(1)至(3)中任一項所記載的熱軋鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含有從Ca：0.001~0.005%、及REM：0.001~0.005%之中選擇一種以上。

(5)如上述(1)至(4)中任一項所記載的熱軋鋼板，其中，上述熱軋鋼板係冷軋鋼板用或熔融鍍鋅鋼板用。

(6)一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有上述(1)至(4)中任一項所記載成分組成的鋼胚，依熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋的結束溫度：900℃以上之條件施行熱軋，再依平均冷卻速度20~90℃/s冷卻至650℃為止的溫度域，然後依平均冷卻速度5~30℃/s冷卻至依470~640℃溫度域施行捲取時的該捲取溫度，並執行上述捲取。

根據本發明，可提供材質均勻性及冷軋展性均優異，且具有高降伏比的冷軋鋼板用熱軋鋼板及熔融鍍鋅鋼板用熱軋鋼板。然後，藉由將該熱軋鋼板提供作為冷軋鋼板及熔融鍍鋅鋼板，而獲得的冷軋鋼板及熔融鍍鋅鋼板，使用於例如汽車構造構件，便可確保汽車的碰撞安全性，並可達因車體輕量化而達燃油效率改善。更，亦可減輕冷軋時的軋延負荷，因而亦能提升量產安定性。

以下，針對本發明進行具體說明。

針對本發明熱軋鋼板的各成分含有量之限定理由進行說明。另外，以下相關鋼化學成分的「%」表示，在無特別聲明之前提下係指「質量%」。

C：0.060~0.120%

碳(C)係屬於鋼板的高強度化具有效元素，特別係會與諸如Nb之類的碳化物形成元素，形成細微合金碳化物或合金氮碳化物，而對鋼板的強化具貢獻。為能獲得該等效果，必需添加0.060%以上。另一方面，若C含有量超過0.120%，便會導致點熔接性降低，因而C含有量的上限設為0.120%。另外，就從確保更良好熔接性的觀點，C含有量較佳係設為0.100%以下。

Si：0.10~0.70%

矽(Si)係因為具高加工硬化能力，因而對強度上升的延展性降低較少，屬於對退火後的強度-延展性均衡提升亦具貢獻之元素。又，利用促進熱軋階段的肥粒鐵變態，對確保所需肥粒鐵的結晶粒徑及體積分率具有貢獻，屬於為提升材質均勻性的必要元素。為能獲得此項效果，Si含有量必需設為0.10%以上。又，為提高材質均勻性，Si含有量較佳係設為0.35%以上。另一方面，若Si含有量較多於0.70%，則退火後的熔融鍍鋅性劣化趨於明顯，因而Si含有量設為0.70%以下、更佳係0.60%以下。

Mn：1.00~1.80%

錳(Mn)係屬於利用固溶強化而對退火後的高強度化具貢獻之元素。為能獲得此項效果，Mn含有量必需設為1.00%以上、較佳係1.20%以上。另一方面，若Mn含有量較多於1.80%，因為熱軋階段中的肥粒鐵變態與波來鐵變態會延遲，較難確保所需肥粒鐵的結晶粒徑與面積率，會有材質均勻性降低的顧慮，因而含有量設為1.80%以下、較佳係1.70%以下。

P：0.10%以下

磷(P)係屬於利用固溶強化而對高強度化具貢獻的元素，為能獲得此項效果，P的含有量較佳設為0.005%以上。又，若P含有量超過0.10%，便會由朝晶界的偏析趨於明顯導致晶界脆化，且會出現熔接性降低、材質均勻性劣化，因而P含有量的上限值設為0.10%。較佳係0.05%以下。

S：0.010%以下

當硫(S)的含有量偏多時，會生成較多的諸如MnS等硫化物，導致諸如退火後的拉伸凸緣性所代表之局部伸展降低，因而含有量上限設為0.010%。較佳係0.005%以下。另外，相關S含有量的下限值並無必要特別的限定，但因為S極少化會導致製鋼成本上升，因而只要降低至0.0005%以上的範圍便可。

Al：0.01~0.10%

鋁(Al)係屬於脫氧所必要的元素，為能獲得此項效果必需含有達0.01%以上，但即便含有超過0.10%，因為效果已達飽和，因而設為0.10%以下。較佳係0.05%以下。

N：0.010%以下

氮(N)係與C同樣地均會和Nb形成化合物，而成為合金氮化物或合金氮碳化物，對高強度化具貢獻。但是，因為氮化物在較高溫下比較容易生成，因而容易成為粗大，相較於碳化物之下，對強度的貢獻呈相對性小。因而，為退火後的高強度化，採取降低N含有量並生成較多合金碳化物係屬較為有利。就從此種觀點，N的含有量係設為0.010%以下、較佳係0.005%以下。

Nb：0.010~0.100%

鈮(Nb)會與C或N形成化合物而成為碳化物或氮碳化物，屬於為利用氮碳化物的析出強化而在退火後獲得高降伏比與高強度化的必要元素。又，Nb係對熱軋冷卻時的結晶粒細微化具有效果，屬於對確保材質均勻性用之肥粒鐵的結晶粒徑及體積分率進行控制之重要元素。為能獲得此項效果，Nb含有量必需設為0.010%以上、較佳係0.020%以上。但是，若Nb含有量超過0.100%，會導致熱軋鋼板中的氮碳化物過剩生成，造成冷軋展性降低，因而Nb含有量的上限值設為0.100%以下。較佳係0.080%以下、更佳係未滿0.050%。

固溶Nb量達總Nb量的5%以上

再者，為確保退火後的良好材質均勻性與冷軋展性，熱軋板中的固溶Nb量設為達總Nb量的5%以上之事係屬重要。若固溶Nb量未滿總Nb量的5%，則退火後的Nb之氮碳化物會呈不均勻地粗大化，除會造成強度與伸展的變動變大之外，亦會造成熱軋板強度提高導致冷軋展性劣化，因而熱軋板的固溶Nb量除以總Nb量之值設為5%以上、較佳係15%以上、更佳係25%以上。固溶Nb對總Nb量的比例上限並無特別的限定，就從確保高強度化的觀點，較佳係70%以下。

本發明中，除上述基本成分之外，視需要亦可依既定範圍含有以下所示任意成分。

Ti：未滿0.05%

鈦(Ti)係與Nb同樣地會形成細微的氮碳化物，對結晶粒細微化亦具有效果，對強度上升具有貢獻，因而屬於視需要能含有的元素，但若Ti含有量添加0.05%以上，會導致成形性明顯降低，因而Ti含有量係設為未滿0.05%、較佳係0.035%以下。另外，當在發揮退火後的強度上升效果之前提下使含有Ti時，較佳係使含有0.005%以上。

V：0.10%以下

釩(V)亦是與Nb同樣地會形成細微的氮碳化物，對結晶粒細微化亦具有效果，對強度上升具有貢獻，因而屬於視需要能含有的元素，即便V含有量較多於0.10%，但超過0.10% 份量的強度上升效果偏小，更會導致合金成本增加。所以，V含有量設為0.10%以下。另外，當在發揮強度上升效果之前提下使含有V時，較佳係使含有0.005%以上。

Cr：0.50%以下

鉻(Cr)係屬於使退火時的淬火性提升，且藉由生成第2相而對高強度化具貢獻的元素，乃屬於視需要可添加的元素，為能發揮此項效果，Cr含有量較佳係設為0.10%以上。另一方面，即便Cr含有量超過0.50%，仍不會出現效果提升，因而Cr含有量設為0.50%以下。

Mo：0.50%以下

鉬(Mo)係屬於使退火時的淬火性提升，且藉由生成第2相而對高強度化具貢獻的元素，乃屬於視需要可添加的元素，為能發揮此項效果，Mo含有量較佳係設為0.05%以上。另一方面，即便Mo含有量超過0.50%，仍不會出現效果提升，因而Mo含有量設為0.50%以下。

Cu：0.50%以下

銅(Cu)係利用固溶強化而對高強度化具貢獻，且使退火時的淬火性提升，藉由生成第2相亦對高強度化具貢獻的元素，乃屬於視需要可添加的元素。為能發揮此項效果，Cu含有量較佳係設為0.05%以上。另一方面，即便Cu含有量較多於0.50%，仍不會出現效果提升，甚且容易發生因Cu所引發的表面缺陷，所以Cu含有量設為0.50%以下。

Ni：0.50%以下

鎳(Ni)亦是與Cu同樣的，利用固溶強化而對高強度化具貢獻，且使退火時的淬火性提升，藉由生成第2相亦對高強度化具貢獻，且若與Cu均有添加，便具有抑制因Cu所引發表面缺陷的效果，因而屬於視需要可添加的元素。為能發揮此項效果，Ni含有量較佳係設為0.05%以上。另一方面，即便Ni含有量較多於0.50%，仍不會出現效果提升，所以Ni含有量設為0.50%以下。

B：0.0030%以下

硼(B)係屬於使退火時的淬火性提升，且藉由生成第2相而對高強度化具貢獻的元素，視需要可添加。為能發揮此項效果較佳係含有0.0005%以上。另一方面，即便含有超過0.0030%，但效果已達飽和，因而含有量設為0.0030%以下。從Ca：0.001~0.005%及REM：0.001~0.005%之中選擇一種以上

鈣(Ca)與稀土族元素(REM)係屬於將硫化物的形狀形成球狀化，俾改善因硫化物對擴孔性造成不良影響具貢獻的元素，視需要可添加。為能發揮該等效果，分別較佳含有0.001%以上。另一方面，即便超過0.005%，但效果已達飽和，因而含有量設為0.005%以下。

除上述化學成分之外，其餘係由Fe及不可避免的雜質。

此處，不可避免的雜質係可例如Sb、Sn、Zn、Co等，該等含有量的容許範圍係Sb：0.01%以下、Sn：0.1%以下、Zn：0.01%以下、Co：0.1%以下。又，本發明係即便依通常的鋼組成範圍內含有Ta、Mg、Zr，仍不失其效果。

其次，針對本發明熱軋鋼板的微觀組織進行詳細說明。

熱軋板組織的特徵在於：肥粒鐵為平均結晶粒徑15μm以下且體積分率75%以上。此處所謂「體積分率」係指相對於鋼板組織全體的體積分率計，以下亦同。

若熱軋板組織的肥粒鐵體積分率未滿75%，便會形成硬質第2相多數存在，因而導致冷軋展性劣化。所以，肥粒鐵的體積分率設為75%以上。肥粒鐵的體積分率上限並無特別的限定，較佳係99%以下。

再者，若肥粒鐵的平均粒徑超過15μm，則在退火後的冷軋鋼板或熔融鍍鋅鋼板之組織中，亦會稀疏存在肥粒鐵的粗大結晶粒，導致強度及伸展的變動變大，所以肥粒鐵的平均結晶粒徑設為15μm以下。肥粒鐵的平均結晶粒徑下限並無特別的限定，為確保退火後的冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板之良好材質均勻性，較佳係3μm以上。

除該肥粒鐵以外的其餘組織，係從波來鐵、麻田散鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵及球狀雪明碳鐵等之中選擇1種或2種以上低溫生成相的組合混合組織。在滿足上述肥粒鐵的體積分率及平均結晶粒徑、以及固溶Nb量與總Nb量之比例的前提下，相關其餘組織的體積分率及平均結晶粒徑並無特別的限定，但若硬質的其餘組織大量存在，便會導致冷軋展性降低，因而其餘組織的體積分率設為25%以下。

其次，針對熱軋鋼板之製造方法進行說明。

屬於本發明具有高降伏比之冷軋鋼板或熔融鍍鋅鋼板的素材之熱軋鋼板，係可依照將具有符合上述成分組成範圍之成分組成的鋼胚，依熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋的結束溫度：900℃以上之條件施行熱軋，再依平均冷卻速度：20~90℃/s冷卻至650℃的溫度域，然後依平均冷卻速度5~30℃/s冷卻至依470~640℃溫度域施行捲取時的該捲取溫度，並施行上述捲取便可製造。

熱軋步驟係在鑄造鋼胚後，並沒有施行再加熱，而是依1150~1270℃開始施行熱軋，或者經再加熱至1150~1270℃後才開始施行熱軋。此處所使用的鋼胚較佳係依能能防止成分之巨觀偏析的連續鑄造法進行製造，但亦可依照錠塊鑄造法、薄胚鑄造法進行製造。

本發明中，除經製造鋼胚後，暫時先冷卻至室溫，然後施行再加熱的習知法之外，其他諸如：未施行冷卻，而是直接依溫片狀態裝入加熱爐中、或者經施行保熱後馬上施行軋延、或經鑄造後便直接施行軋延的直接進料軋製/直接軋製等省能源製程，亦均毫無問題地可適用。

[熱軋步驟]

．熱軋開始溫度：1150~1270℃

若熱軋開始溫度較低於1150℃，則軋延負荷會增加，導致生產性降低，另一方面，即便較高於1270℃，僅造成加熱成本徒增而已，因而設為1150~1270℃。

．精軋結束溫度：900℃以上

為抑制熱軋中的Nb應變誘發析出，熱軋的精軋結束溫度設為900℃以上。藉由抑制Nb的應變誘發析出，便可確保經熱軋捲取後的熱軋鋼板中之固溶Nb能佔總Nb中的5%以上，俾能提升材質均勻性與冷軋展性，因而熱軋的精軋結束溫度設為900℃以上、較佳係950℃以上。

．依平均冷卻速度20~90℃/s冷卻至650℃溫度域

若依平均冷卻速度未滿20℃/s施行冷卻，便會進行Nb的析出，導致無法獲得所需固溶Nb量，因而造成材質均勻性及冷軋展性降低。又，若依平均冷卻速度超過90℃/s施行冷卻，在熱軋板組織中不會充分進行肥粒鐵變態，導致無法獲得所需的肥粒鐵結晶粒徑及體積分率，造成退火板的材質均勻性降低。較佳係平均冷卻速度30~70℃/s。

．依平均冷卻速度5~30℃/s冷卻至捲取溫度的溫度域

若依平均冷卻速度未滿5℃/s施行冷卻，便會進行Nb的析出，導致無法獲得所需固溶Nb量，因而造成材質均勻性及冷軋展性降低。又，若依平均冷卻速度超過30℃/s施行冷卻，則因為在熱軋板組織中會過剩生成諸如變韌鐵、麻田散鐵等硬質相，因而無法獲得所需的肥粒鐵結晶粒徑及體積分率，造成退火板的材質均勻性及冷軋展性降低。較佳係平均冷卻速度10~25℃/s。

．捲取溫度：470~640℃

若捲取溫度未滿470℃時，熱軋板組織會成為含有麻田散鐵與變韌鐵的低溫變態相(硬質相)之組織，導致熱軋板的強度上升，造成冷軋展性降低。

再者，若捲取溫度超過640℃時，因為在捲取中亦會析出Nb的析出物，因而無法獲得所需的固溶Nb量，造成材質均勻性及冷軋展性降低。所以，捲取溫度係設為470~640℃。較佳係470~550℃。

經由以上步驟所獲得熱軋鋼板，在依照通常公知方法施行酸洗，且視需要施行諸如脫脂等預處理之後，便視需要施行冷軋步驟，更提供進行退火步驟或更進一步施行熔融鍍鋅步驟。在冷軋步驟中施行冷軋，並施行退火處理。或者，之後再藉由施行熔融鍍鋅處理而製造熔融鍍鋅鋼板。

當施行冷軋時，若冷軋的軋縮率未滿30%，在退火時便不會促進肥粒鐵的再結晶，導致未再結晶肥粒鐵的殘存，會有致使退火板的延展性降低之情況，所以冷軋的軋縮率較佳係達30%以上。退火處理較佳係依750~900℃溫度域保持15~600s。理由係若退火溫度未滿750℃、或依750~900℃溫度域的保持時間未滿15s，則未再結晶組織會殘存，會有致使延展性降低的情況；若退火溫度超過900℃、或依 750~900℃溫度域的保持時間超過600s，則沃斯田鐵粒的成長明顯，最終會形成不均勻組織，導致有材質安定性降低的情況。

另外，一連串的熱處理中，若能更進一步滿足熱經歷條件，則鋼板便可依任何設備施行熱處理。此外，當在熔融鍍鋅後有施行合金化處理時，於合金化處理後亦可對本發明鋼板施行調質軋延而執行形狀矯正。

[實施例]

以下，針對本發明的實施例進行說明。惟，本發明並不因下述實施例而有所受限制，亦可追加符合本發明主旨範疇內的適當變更實施，該等均涵蓋於本發明的技術範疇內。

利用轉爐熔製具有表1所示成分組成、且其餘由Fe及不可避免的雜質所構成的鋼，利用連續鑄造法形成鋼胚。將獲得鋼胚依表2所示熱軋條件(熱軋開始溫度及精軋結束溫度)施行熱軋直到各板厚成為3.2mm為止，再依表2所示捲取溫度施行捲取。

其次，將所獲得熱軋板施行酸洗，對所有熱軋板在相同條件下施行冷軋。即，冷軋係使用軋輥直徑500mm的軋輥實施5次軋延(5道軋製)，測定此時的軋延荷重，並實施軋延至板厚1.2mm為止。此時，計算軋延荷重除以板寬的線荷重，將5次平均線荷重超過1.3ton/mm的鋼板之冷軋展性評為「×(劣化)」，將線荷重在1.3ton/mm以下的鋼板之冷軋展性評為「○(良好)」。若線荷重超過1.3ton/mm，為軋延至成為目標之板厚(特別係1.2mm以下)為止，需要較多道軋製，除量產性會出現問題之外，亦會因軋輥自身因磨耗而劣化，導致成本增加，因而線荷重的基準設為1.3ton/mm。

經冷軋後，依退火溫度800℃施行退火，視需要施行熔融鍍鋅處理、或更進一步施行鍍鋅的合金化處理，便獲得冷軋鋼板(CR)、熔融鍍鋅鋼板(GI)、合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)的退火板。就熔融鋅鍍浴，熔融鍍鋅鋼板(GI)係使用含Al：0.19質量%的鋅浴，合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)係使用含Al：0.14質量%的鋅浴，浴溫設為460℃，相關合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)係依550℃施行合金化處理。鍍敷附著量係每單面設為45g/m²(雙面鍍敷)，合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)係將鍍敷層中的Fe濃度設為9~12質量%。

此處，熱軋板的固溶Nb量係採取電解萃取用試驗片，針對該試驗片使用電解液：10v/v%乙醯丙酮-1w/v%氯化四甲銨-甲醇(AA系)實施電解處理，利用過濾萃取殘渣。針對所萃取的殘渣，利用高頻感應耦合電漿(Inductively Coupled Plasma)發光分光法測定Nb量，視為成為析出物的析出Nb量，從所添加的總Nb量中扣減掉析出Nb量[Nb(C,N)析出物中的Nb量]，而計算出固溶Nb量。

鋼板的微觀組織係使用3%Nital試劑(3%硝酸+乙醇)，朝平行於鋼板軋延方向的垂直截面(板厚1/4深度位置)施行腐蝕，利用500~1000倍光學顯微鏡、及1000~10000倍電子顯微鏡(掃描式及穿透式)進行觀察，使用拍攝的組織相片，將肥粒鐵的體積分率與平均結晶粒徑予以定量化。施行各12視野的觀察，利用格子點法(point-counting method)(根據ASTM E562-83(1988))，測定面積率，並將該面積率設為體積分率。平均結晶粒徑係根據JIS G 0552(1998)的規定依切斷法計算。

再者，相關其餘的低溫生成相，在掃描式及穿透式電子顯微鏡的觀察中便可鑑別。即，肥粒鐵係賦予稍黑對比，相對的，麻田散鐵係賦予白對比。又，波來鐵係層狀組織，由板狀肥粒鐵與雪明碳鐵呈交錯排列的組織；變韌鐵係含有相較於多邊形肥粒鐵之下差排密度較高的板狀變韌肥粒鐵、與雪明碳鐵之組織。又，球狀雪明碳鐵係具有經球狀化形狀的雪明碳鐵。相關殘留沃斯田鐵之有無，在從表層研磨至剛好板厚1/4厚度份的面，將Mo的Kα線當作線源，依加速電壓50keV，利用X射線繞射法(裝置：Rigaku公司製RINT2200)測定鐵的肥粒鐵之{200}面、{211}面、{220}面、以及沃斯田鐵之{200}面、{220}面、{311}面的X射線繞射線積分強度，並使用該等測定值，從「X射線繞射手冊」(2000年)理學電機股份有限公司、p.26、62-64所記載的計算式求取殘留沃斯田鐵的體積分率，當體積分率達1%以上時，便判斷為有殘留沃斯田鐵，當體積分率未滿1%時便判斷為沒有殘留沃斯田鐵。

拉伸試驗係使用依拉伸方向成為平行於軋延方向的方式，進行樣品採取的JIS 5號試驗片，根據JIS Z2241(2010年)施行拉伸試驗，測定熱軋板及退火板(冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板)的YS(降伏強度)、TS(拉伸強度)、EL(總伸長率)、YR(降伏比)。相關材質均勻性係測定熱軋板及退火板(冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板)的寬度中心部、與距二寬度端邊分別為1/8寬位置(全寬的1/8位置)的YS、TS及EL，將寬度中心部的特性值、與寬度1/8位置的特性值(寬1/8位置係二端部合計有2處，採其平均值)之差(寬度中心部的特性值-寬1/8位置的特性值之絕對值)，分別設為△YS、△TS及△EL並計算出。另外，上述退火板的YS與TS係寬度中心部、與1/8寬位置(距二端部分別為全寬的1/8位置)等3處的平均值。另外，本發明中，△YS≦40MPa、△TS≦30MPa及△EL≦4.0%的情況，依材質均勻性的觀點評為良好。又，YR≧70%的情況，依具高降伏比的觀點評為良好。

另外，為了依寬度中心部與寬1/8位置的2處進行評價材質變動之理由，係例如熱軋板的寬度方向中心部、與距熱軋板寬端部(邊緣)相當於板寬1/4位置(寬1/4位置)間之拉伸強度差，邊緣附近的材質並未被評價到，因而較難進行充分的寬度方向材質安定性評價，但藉由依靠近邊緣的寬度1/8位置、與寬度中心部的拉伸強度差進行評價，便可進行退火板材質安定性的適當評價。

以上所獲得結果，如表3所示。

本發明例的冷軋鋼板用熱軋鋼板及熔融鍍鋅鋼板用熱軋鋼板，後續經退火後的冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板的TS達590MPa以上，具有高降伏比，且材質均勻性與冷軋展性亦均優異。另一方面，比較例係拉伸強度、降伏比、材質均勻性、冷軋展性中任一項以上較差。

Claims

一種熱軋鋼板，其特徵在於：化學成分依質量%計，含有：C：0.060~0.120%、Si：0.10~0.70%、Mn：1.00~1.80%、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：0.01~0.10%、N：0.010%以下、及Nb：0.010~0.100%且固溶Nb量成為總Nb量之5%以上的範圍，其餘則由Fe與不可避免的雜質構成；微觀組織係平均結晶粒徑：15μm以下的肥粒鐵依體積分率計含有75%以上，其餘則為由低溫生成相構成的複合組織。
如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含有Ti：未滿0.05%。
如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含有從V：0.10%以下、Cr：0.50%以下、Mo：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下、B：0.0030%以下之中選擇之一種以上。
如申請專利範圍第1至3項中任一項之熱軋鋼板，其中，取代Fe成分其中一部分，更進一步依質量%計，含有從Ca：0.001~0.005%、及REM：0.001~0.005%之中選擇之一種以上。
如申請專利範圍第1至4項中任一項之熱軋鋼板，其中，上述熱軋鋼板係冷軋鋼板用或熔融鍍鋅鋼板用。
一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於：將具有申請專利範圍第1至4項中任一項之成分組成的鋼胚，依熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋的結束溫度：900℃以上之條件施行熱軋，再依平均冷卻速度20~90℃/s冷卻至650℃為止的溫度域，然後依平均冷卻速度5~30℃/s冷卻至依470~640℃溫度域施行捲取時的該捲取溫度，並執行上述捲取。