TW201326418A - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明所提供的熱軋鋼板，係材質均勻性優異、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。本發明的熱軋鋼板係化學成分依質量%計，含有：C：0.060~0.150%、Si：0.15~0.70%、Mn：1.00~1.90%、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%，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：18μm以下的肥粒鐵依體積分率計含有75%以上、平均結晶粒徑：2μm以上的波來鐵依體積分率計含有5%以上，其餘則為由低溫生成相構成的複合組織，且波來鐵的平均自由徑達5.0μm以上。

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，特別係具有優異材質均勻性、且降伏比高的冷軋鋼板用或熔融鍍鋅鋼板用之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。
另一方面，因為隨鋼板的高強度化、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。
此處，就為能獲得590MPa以上拉伸強度而強化鋼板機構而言，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。其中，添加有Nb等碳化物生成元素的析出強化型之高強度鋼板，由於易獲得高降伏比，且為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。
例如針對590MPa以上的高強度薄鋼板，專利文獻1有揭示：利用添加Nb及Ti而析出強化，俾使拉伸凸緣成形性與碰撞吸收能量特性均優異的高強度冷軋鋼板。專利文獻2有揭示：利用添加Nb與Ti而析出強化、且鋼板組織含有再結晶肥粒鐵、未再結晶肥粒鐵及波來鐵的高強度冷軋鋼板。
再者，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，相關該熱軋鋼板在專利文獻3中有揭示：藉由調整Nb與Ti的含有量，而製造具有高延展性、且材質均勻性優異的熱軋鋼板之方法；又在專利文獻4中有揭示：藉由調整Ti含有量，而改善材質均勻性與擴孔性的熱軋鋼板。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：日本專利特開2008-174776號公報
專利文獻2：日本專利特開2008-156680號公報
專利文獻3：日本專利第3767132號公報
專利文獻4：日本專利特開2000-212687號公報
然而，專利文獻1所揭示的技術，因為鋼板中的Al含有量未滿0.010%，因而無法充分進行鋼的脫氧、與N的析出固定，導致較難量產健全的鋼，此外亦因為含有O而分散著氧化物，因而會有材質變動較大的問題。又，專利文獻2所揭示的技術，雖使未再結晶肥粒鐵呈均勻分散而抑制延展性降低，但相關材質均勻性卻均無考慮在內。又，上述專利文獻1與2所揭示的技術，並未考慮到熱軋階段的組織控制，且利用冷軋後的組織控制，達延展性提升與寬度方向的延展性變動縮小化。
再者，專利文獻3與4有提示：高延展性或擴孔性優異的熱軋鋼板之製造方法，但相關為製造冷軋鋼板用的熱軋素材及為製造熔融鍍鋅用的熱軋素材卻無考慮在內。所以，經退火後呈材質均勻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，得知藉由將經連續鑄造後的鋼胚於6小時以內冷卻至600℃，便可將鋼胚內的偏析抑制於最小極限，且使熱軋前的結晶粒細微化，然後利用熱軋步驟控制著從精軋結束溫度起至捲取溫度的熱經歷(特別係冷卻速度)，便將鋼板的組織形成以肥粒鐵及波來鐵為主體的組織，且利用因Nb添加而衍生的再結晶延遲效果，將熱軋鋼板的肥粒鐵與波來鐵之結晶粒予以細微化，更藉由控制鋼板組織的體積分率與波來鐵的分散狀態，便可降低熱軋鋼板的材質變動，俾可確保爾後經退火後的冷軋鋼板及熔融鍍鋅鋼板之強度，並且達到材質變動狹小化。
再者，爾後經退火後的冷軋鋼板及熔融鍍鋅鋼板，藉由活用Nb氮碳化物的析出強化而衍生的強度確保、降伏比提升、以及適度控制構成相的面積率，便可達材質均勻性提升。依上述，可創造出材質均勻性優異、且具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：0.060~0.150%、Si：0.15~0.70%、Mn：1.00~1.90%、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%，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：18μm以下的肥粒鐵依體積分率計含有75%以上、平均結晶粒徑：2μm以上的波來鐵依體積分率計含有5%以上，其餘則為由低溫生成相構成的複合組織，且波來鐵的平均自由徑達5.0μm以上。
此處，所謂「波來鐵的平均自由徑」係指波來鐵的分散狀態。
(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%以下之中選擇之一種以上。
(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%之中選擇之一種以上。
(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。
此處，上述熔融鍍鋅鋼板係不管有無施行合金化處理，舉凡利用熔融鍍鋅方法在鋼板上施行鋅之鍍敷的鋼板總稱。即，本發明所謂「熔融鍍鋅鋼板」係涵蓋未施行合金化處理過的熔融鍍鋅鋼板、以及有施行合金化處理的合金化熔融鍍鋅鋼板二者。
(6)一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於：連續鑄造含有上述(1)至(4)中任一項所記載成分組成的溶鋼而形成鋼胚，將該鋼胚於6小時以內冷卻至600℃，然後再加熱，依熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋結束溫度：830~950℃的條件施行熱軋，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，並執行上述捲取。
根據本發明因為材質均勻性優異，因而可提供具有高加工性、且具有高降伏比的冷軋鋼板、與屬於熔融鍍鋅鋼板用素材的熱軋鋼板。所以，藉由將該熱軋鋼板提供作為冷軋鋼板、及熔融鍍鋅鋼板，而製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，且能利用車體輕量化而達燃油效率改善。
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：0.060~0.150%
碳(C)係屬於鋼板的高強度化具有效元素，特別係會與Nb之類的碳化物形成元素與細微合金碳化物，或者，對於形成合金氮碳化物而對鋼板的強化具貢獻。又，屬於本發明中屬於為形成熱軋鋼板的鋼板組織中之波來鐵的必要元素，對高強度化具貢獻。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0.150%，便會導致點熔接性降低，因而C含有量的上限設為0.150%。另外，就從確保更良好熔接性的觀點，C含有量較佳係設為0.120%以下。
Si：0.15~0.70%
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0.15%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：1.00~1.90%
錳(Mn)係屬於利用固溶強化及生成第2相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1.90%，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1.90%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，更對結晶粒細微化具有效果，屬於為確保所需的肥粒鐵與波來鐵之結晶粒徑及體積分率的重要元素。更亦屬於未利用氮碳化物的析出強化而獲得高降伏比的必要元素。為能獲得此項效果，Nb含有量必需設為0.010%以上。但是，若Nb含有量超過0.100%，便會導致成形性明顯降低，因而Nb含有量的上限值設為0.100%。較佳係0.060%以下。
本發明中，除上述基本成分之外，以下所示任意成分視需要亦可依既定範圍含有一種以上。
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。
熱軋板組織係肥粒鐵為平均結晶粒徑18μm以下且體積分率75%以上、波來鐵為平均結晶粒徑2μm以上且體積分率5%以上、其餘則由低溫生成相構成，上述波來鐵的平均自由徑達5.0μm以上的複合組織。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，因而導致材質均勻性劣化。所以，肥粒鐵的體積分率設為75%以上。另一方面，就肥粒鐵的體積分率 上限，為能在退火後(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)能確保高強度，較佳係設為95%以下。又，若肥粒鐵的平均粒徑超過18μm，則因為較難確保退火後(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的所需強度，因而肥粒鐵的平均結晶粒徑設為18μm以下。肥粒鐵的平均結晶粒徑下限並無特別的限定，為能確保退火後的良好材質均勻性，較佳係設為5μm以上。
若熱軋板組織的波來鐵體積分率未滿5%，則未滿較難確保退火後(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的所需強度，所以波來鐵的體積分率設為5%以上。又，波來鐵的體積分率上限並無特別的限定，就從獲得良好加工性的觀點，較佳係設為15%以下。又，若波來鐵的平均結晶粒徑未滿2μm，則較難確保退火後(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的所需強度，所以波來鐵的平均結晶粒徑設為2μm以上。波來鐵的平均結晶粒徑上限並無特別的限定，為確保退火後(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的良好材質均勻性，最好設為15μm以下。
再者，為確保熱軋鋼板、冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板的良好材質均勻性，將熱軋板組織的波來鐵平均自由徑設為5.0μm以上。若波來鐵的平均自由徑未滿5.0μm，則在雙相域退火時的肥粒鐵-沃斯田鐵不會呈均勻分佈，因而退火後(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的材質均勻性會降低。波來鐵的平均自由徑上限並無特別的限定，最好設為20μm以下。
另外，相關波來鐵的平均自由徑，容後述。
除肥粒鐵及波來鐵以外的其餘組織，係可組合從麻田散鐵、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種以上的低溫生成相之混合組織，就從退火後(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的成形性與材質均勻性觀點，除肥粒鐵及波來鐵以外的其餘組織之體積分率合計，較佳係未滿10%。
再者，在熱軋鋼板中較佳係含有平均粒徑0.10μm以下的Nb系析出物。藉由將Nb系析出物的平均粒徑設為0.10μm以下，Nb系析出物周圍的應變便可有效地作用為差排移動的阻力，可對鋼的強化具貢獻，更可對退火後(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的高降伏比化具貢獻。
其次，針對熱軋鋼板之製造方法進行說明。
成為本發明材質均勻性優異、且具高降伏比之冷軋鋼板、熔融鍍鋅鋼板素材的熱軋鋼板，係藉由將具有符合上述成分組成範圍之成分組成的溶鋼施行連續鑄造而製成鋼胚，將該鋼胚於6小時以內冷卻至600℃，然後施行再加熱，再依熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋結束溫度：830~950℃之條件施行熱軋，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，並施行捲取便可製造。
以下，針對上述製造步驟進行詳細說明。
本發明中，首先鋼胚係利用連續鑄造法進行鑄造。連續鑄 造法係本發明課題的前提，且相較於鑄模鑄造法之下，生產能率較高的緣故。連續鑄造機最好為垂直彎曲型。理由係垂直彎曲型就設備成本與表面品質的均衡優異，且能明顯發揮抑制表面龜裂的效果。
經由該連續鑄造而形成鋼胚後，便於6小時以內冷卻至600℃。在連續鑄造後，若冷卻至600℃的時間超過6小時(hour)，則諸如Mn等的偏析會趨於明顯，且結晶粒會粗大化，因而特別會導致熱軋後的波來鐵平均自由徑降低、材質均勻性劣化。所以，連續鑄造後的鋼胚冷卻係設為於6小時以內冷卻至600℃、較佳係於5小時以內冷卻至600℃、更佳係於4小時以內冷卻至600℃。又，若冷卻至600℃，之後可經冷卻至室溫後再施行再加熱並施行熱軋，亦可直接依溫片狀態施行再加熱並施行熱軋。
[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，因而非屬較佳；又，即便較高於1270℃，僅造成加熱成本徒增而已，因而最好設為1150~1270℃。
．精軋結束溫度：830~950℃
熱軋係藉由鋼板內的組織均勻化、降低材質的非等向性，而為提升材質均勻性必需在沃斯田鐵單相域便結束，所以精軋結束溫度設為830℃以上。另一方面，若精軋結束溫度超 過950℃，便會有熱軋組織變粗大、材質均勻性降低之顧慮。所以，將精軋結束溫度設為830~950℃。
．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，肥粒鐵變態會過度進行，導致無法獲得所需的波來鐵體積分率，造成退火板(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的材質均勻性降低。又，若依平均冷卻速度超過90℃/s施行冷卻，則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與波來鐵的平均自由徑，造成退火板(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的材質均勻性降低。較佳的平均冷卻速度係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，肥粒鐵變態會過度進行，導致無法獲得所需的波來鐵體積分率，造成退火板(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的材質均勻性降低。又，若依平均冷卻速度超過30℃/s施行冷卻，則捲取後會進行變韌鐵變態，導致無法獲得所需的波來鐵體積分率與結晶粒徑，造成退火板(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的材質均勻性降低。較佳的平均冷卻速度係10~25℃/s。
．捲取溫度：470~640℃
若捲取溫度未滿470℃時，在熱軋板組織中會成為含有麻田散鐵或變韌鐵的低溫生成相(硬質相)之組織，在熱軋板中會出現不均勻的硬度分佈，導致退火板(冷軋鋼板與熔融鍍 鋅鋼板)的材質均勻性降低。又，若捲取溫度超過640℃時，熱軋板組織的肥粒鐵結晶粒徑會變大，導致較難確保退火板(冷軋鋼板與熔融鍍鋅鋼板)的所需強度。且，Nb的氮碳化物會變粗大，導致材質均勻性及降伏比降低。所以，捲取溫度設為470~640℃。較佳係480~620℃。
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。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，依表2所示冷卻時間施行冷卻至600℃後，再冷卻至室溫。然後，將所獲得鋼胚施行再加熱後，依表2所示熱軋條件施行熱軋直到各板厚成為2.3~4.5mm為止，再依表2所示捲取溫度施行捲取。
接著，對所獲得熱軋板施行酸洗，經冷軋後，再依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)。針對其中一部分的熱軋板，於酸洗後，在未施行冷軋的情況下，便施行退火、熔融鍍鋅處理、或更進一步施行鍍鋅的合金化處理，而獲得熔融鍍鋅鋼板(GI)、合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)。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%。
針對所獲得熱軋鋼板，依如下述調查微觀組織及機械特性。
即，肥粒鐵與波來鐵的體積分率係將鋼板平行於軋延方向的板厚截面(垂直截面)施行研磨後，使用3%Nital施行腐蝕，針對距鋼板表面朝深度方向的板厚1/4位置，使用SEM(掃描式電子顯微鏡)依2000倍的倍率進行10視野觀察，並使用Media Cyberneticks公司的Image-Pro計算出10視野份的各相面積率，求取該等值的平均，將該面積率視為體積分率。
再者，肥粒鐵與波來鐵的平均結晶粒徑係使用上述Image-Pro，求取各個肥粒鐵結晶粒或波來鐵結晶粒的面積，並計算出相當於圓的直徑，求取該等值的平均。
波來鐵的平均自由徑係使用上述Image-Pro求取波來鐵的重心，在設定成未極端偏頗地呈均勻分散之前提下，從下式進行計算： 註
LM：平均自由徑
dM：平均結晶粒徑
π：圓周率
f：面積率(=體積分率)
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，在從表層朝深度方向研磨至剛好板厚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)實施，測定退火板的YS(降伏強度)、TS(拉伸強度)。YR係依(YS/TS)×100(%)值施行評價。另外，本發明中，將退火板為YR≧70%之情況評為高降伏比。
相關材質均勻性依如下述進行評價。
從熱軋板的寬度中心部、與距二寬度端邊分別為1/8寬的位置(全寬的1/8位置)，依拉伸方向平行於軋延方向的方式採取JIS 5號試驗片，根據JIS Z2241(2010年)施行拉伸試驗，測定YS及TS，將寬度中心部的值、與寬度1/8位置的值(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與△TS並計算出。另外，本發明中，△YS≦40MPa、△TS≦30MPa的情況，依材質均勻性的觀點評為良好。材質變動之所以依寬度中心部與寬1/8位置的2處進行評價之理由，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，因而較難進行充份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。
相關冷軋板及熔融鍍鋅鋼板，從退火板的寬度中心部、與距二寬度端分別為1/8寬的位置(全寬之1/8位置)，依拉伸方向平行於軋延方向的方式，採取JIS 5號試驗片，根據JIS Z2241(2010年)施行拉伸試驗，測定YS與TS，將寬度中心部的值、與寬度1/8位置的值(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與△TS並計算出。另外，表3中，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的情況，依材質均勻性的觀點評為良好。
以上的各項調查結果，如表3所示。
依照本發明的熱軋鋼板，在後續的退火後之TS達590MPa以上，並具有高降伏比，且材質均勻性亦優異。另一方面，比較例則係出現強度、降伏比、材質均勻性任一項以上較差。

Claims (6)

  1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於：化學成分依質量%計，含有：C：0.060~0.150%、Si：0.15~0.70%、Mn：1.00~1.90%、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%，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：18μm以下的肥粒鐵依體積分率計含有75%以上、平均結晶粒徑：2μm以上的波來鐵依體積分率計含有5%以上，其餘則為由低溫生成相構成的複合組織，且波來鐵的平均自由徑達5.0μm以上。
  2. 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%。
  3. 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。
  4. 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。
  5. 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。
  6. 一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於：連續鑄造含有申請專利範圍第1至4項中任一項之成分組成的溶鋼而形成鋼胚，將該鋼胚於6小時以內冷卻至600℃，然後再加熱，依熱軋開始溫度：1150~1270℃、精軋結束溫度：830~950℃的條件施行熱軋，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，並執行上述捲取。
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