TW201619410A - 熱軋鋼板 - Google Patents

Abstract

一種熱軋鋼板，含有預定的成分，並且Cr與Al的添加量滿足下述式(1)；金屬組織以體積%計，肥粒鐵分率大於90%且在98%以下，麻田散鐵分率為2%以上且小於10%，由波來鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上所構成之剩餘部分組織的分率小於1%；肥粒鐵的平均等效圓直徑為4μm以上且最大等效圓直徑為30μm以下，麻田散鐵的平均等效圓直徑為10μm以下且最大等效圓直徑為20μm以下；[Cr]×5+[Al]≧0.50‧‧‧式(1)在此，於式(1)中，[Cr]：Cr含量(質量%)，[Al]：Al含量(質量%)。

Description

熱軋鋼板 技術領域

本發明是關於一種熱軋鋼板。本發明特別是有關於一種高強度熱軋鋼板，其適用於汽車的底盤構件等，並且具有優異表面性能、定形性、擴孔性及耐疲勞特性。

本申請案係依據2014年9月17日在日本提出申請之特願2014-188845號主張優先權，並在此沿用其內容。

背景技術

為了抑制來自汽車的二氧化碳排放量，藉由使用高強度鋼板以使汽車車體輕量化正持續發展中。此種高強度化的要求，涉及到占車體重量約20%的結構構件或底盤構件。高強度熱軋鋼板亦適用於此等構件。

然而，鋼板的高強度化，普遍會使成形性(加工性)等的材料特性劣化。為此，不讓材料特性劣化又應該如何實現高強度化，成了高強度鋼板開發的關鍵。特別是，對構造構件或底盤構件用鋼板所要求的特性而言，沖壓成形時的加工性及定形性，還有使用時的疲勞耐久性，都是很重要的。如何讓高強度與此等特性取得高度平衡，是件重要的事。

更甚者，除了像這樣讓鋼板的材料特性取得高度平衡之外，為了提高對於使用者的商品附加價值，此一要求所涉及之層面很廣。例如，就使用於輪盤的鋼板來說，為了與鋁輪框的高設計性抗衡，進而要求鋼板表面的設計性(表面性能)以及要求能承受對複雜形狀之加工的凸出成形性(擴孔性)。

就一般被使用於底盤構件用鋼板的高強度熱軋鋼板而言，係使用組織為由粒鐵與麻田散鐵所構成的Dual Phase鋼(DP鋼)。

DP鋼具有優異的強度與拉伸率，進一步透過硬質層的存在從而也具有優異的耐疲勞特性。因此，DP鋼適合汽車底盤零件所使用的熱軋鋼板。然而，DP鋼，為了改善以肥粒鐵為主體的組織，通常會大量含有作為肥粒鐵安定化元素的Si。如此一來，DP鋼遂成為一種易於鋼板表面形成所謂Si氧化皮紋路(Si scale pattern，或稱紅銹紋路)之缺陷的鋼種。因此，DP鋼係，缺乏鋼板表面的設計性，而通常被使用於汽車內部不會被看到的元件。

進一步地，此種DP鋼，因為在組織中同時含有軟質相的肥粒鐵與硬質相的麻田散鐵，此等2相之間的硬度差作為起因而使擴孔性劣化。於是，面對實現賦予使用者要求賦予高的商品付加價值，DP鋼的現狀仍有課題。

現有用於改善鋼板表面設計性之方法。例如於專利文獻1中揭露的方法，係使粗輥軋後的鋼片溫度為高的狀態下施行除銹(descaling)，來製造實質上於表面無Si 氧化皮的鋼板。

然而，在上述的方法中，隨著粗加工輥軋後的鋼片溫度的上升，精加工輥軋後的溫度也隨之上升，導致粒徑粗大化，而有著強度或靭性、疲勞特性等特性惡化之問題。又，產生Si氧化皮紋路的原因，係由於生成Si氧化皮，其生成部位會使酸洗後之鋼板表面的粗糙度劣化，並與正常部位的粗糙度有差異而浮現出紋路。因此，縱算於輥軋後沒有Si氧化皮，於酸洗後仍有可能浮現出紋路。

基於以上的原因，為了消除鋼板表面的Si氧化皮紋路並改善設計性，必須抑制Si氧化皮生成。於專利文獻1之方法中，一般認為無法完全改善鋼板表面的設計性。

現有限制Si添加量而改善鋼板表面性能的DP鋼的製造方法。例如，於專利文獻2中揭露的製造方法，係製造等軸肥粒鐵體積率為60%以上、麻田散鐵體積率為5%以上且為30%以下且具有優異的加工性及表面性能的高強度薄鋼板。

於該專利文獻2中所記載之發明中，係限制肥粒鐵生成元素。此外，製造方法之特徵在於：在熱軋結束後2秒以內開始冷卻，以150℃/秒以上的冷卻速度冷卻至750~600℃，於750~600℃之溫度範圍內保持2~15秒後，以20℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻，在400℃以下的溫度進行捲收。藉此，於專利文獻2的方法中，提高肥粒鐵生成的驅動力，確保高的肥粒鐵生成量，從而能同時實現優異的表面性能性與加工性。

然而，精加工輥軋後的冷卻速度為150℃/秒以上時，除了肥粒鐵變態之外，就連波來鐵變態也都會提早發生。因此，變得難以獲得高的肥粒鐵分率，且會使擴孔性劣化的麻田散鐵或波來鐵等的硬質相分率則會變高。

也就是說，於專利文獻2的方法中，雖能製造表面性能優異的DP鋼，卻無法具備優異的擴孔性。

另一方面，廣為人知的提升DP鋼擴孔性的手段。例如，於專利文獻3中揭露的方法，係藉由使肥粒鐵充分生成，且使硬質第二相(麻田散鐵)以低分率且微細的方式分散，從而製造具有優異拉伸率與擴孔性之鋼板。

然而，於專利文獻3中，為了使肥粒鐵充分地生成並使麻田散鐵以低分率且微細的方式分散，身為肥粒鐵安定化元素之Si與Al的合計含量設為0.1%以上。進一步地，於專利文獻3中，以Al作為輔助性元素使用，而大量添加Si。因此，於鋼板表面會產生Si氧化皮，而推測會導致設計性惡化。

也就是說，於專利文獻3的方法中，並無法同時實現高的擴孔性與鋼板表面的設計性。

又，現有不須透過添加肥粒鐵安定化元素以確保肥粒鐵生成量，就能提高DP鋼的擴孔性之手段。例如，於專利文獻4中揭露的方法，係藉由縮小肥粒鐵與麻田散鐵2相間的高度差，從而製造具有優異擴孔性的DP鋼。

一般而言，降低肥粒鐵與麻田散鐵2相間之硬度差的方法，可透過肥粒鐵的析出強化所致之軟質相強化，或者 透過麻田散鐵的回火所致之硬質相的軟化。然而，前者係因為提高降伏強度，而有著使沖壓成形時之定形性惡化的憂慮。就後者來說，在現有的熱軋製程中難以施行回火，而需要另外的加熱裝置等的特殊裝置，因此，後者的實現性低，從製造效率、製造成本的觀點來看，後者也不受歡迎。另外，就算加熱裝置等的特殊裝置之設置能被實現，於後者中，仍有可能會因硬質相的軟化而使疲勞特性惡化。

像這樣要製造在高強度與定形性及耐疲勞特性之間取得高度平衡，並具備高的擴孔性與鋼板表面的高設計性(優異的表面性能)之熱軋鋼板，仍是有困難的。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本專利特開2006-152341號公報

專利文獻2：日本專利特開2005-240172號公報

專利文獻3：日本專利特開2013-019048號公報

專利文獻4：日本專利特開2001-303187號公報

本發明係有鑑於上述問題點而完成者，其課題在於提供一種具有優異的表面性能、定形性、擴孔性及耐疲勞特性的熱軋鋼板。

本發明人等將高強度熱軋鋼板的成分及製造條 件作最適化，並控制鋼板的組織。藉此，能成功製造出於表面沒有Si氧化皮紋路且耐疲勞特性優異、定形性與擴孔性優異的高強度熱軋鋼板。

本發明的態樣係如下所述。

[1]本發明之一態樣的熱軋鋼板，係以質量%計，含有：C：0.02%~0.20%、Si：大於0%~0.15%、Mn：0.5%~2.0%、P：大於0%~0.10%、S：大於0%~0.05%、Cr：0.05%~0.5%、Al：0.01%~0.5%、N：大於0%~0.01%、Ti：0%~0.20%、Nb：0%~0.10%、Cu：0%~2.0%、Ni：0%~2.0%、Mo：0%~1.0%、V：0%~0.3%、Mg：0%~0.01%、Ca：0%~0.01%、REM：0%~0.1%、B：0%~0.01%， 剩餘部分係由Fe及不純物所構成，並且Cr與Al的添加量滿足下述式(1)；金屬組織以體積%計，肥粒鐵分率大於90%且在98%以下，麻田散鐵分率為2%以上且小於10%，以及由波來鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上所構成之剩餘部分組織的分率小於1%；前述肥粒鐵的平均等效圓直徑為4μm以上且最大等效圓直徑為30μm以下，前述麻田散鐵的平均等效圓直徑為10μm以下且最大等效圓直徑為20μm以下；[Cr]×5+[Al]≧0.50‧‧‧式(1)

在此，於式(1)中，[Cr]：Cr含量(質量%)，[Al]：Al含量(質量%)。

[2]於上述[1]所記載之熱軋鋼板中，以質量%計，亦可含有下述之一種或兩種：Ti：0.02%~0.20%、Nb：0.005%~0.10%。

[3]於上述[1]或[2]所記載之熱軋鋼板中，以質量%計，亦可含有下述之一種或兩種以上：Cu：0.01%~2.0%、Ni：0.01%~2.0%、Mo：0.01%~1.0%、V：0.01%~0.3%。

[4]於上述[1]~[3]中任一項所記載之熱軋鋼板中，以質量%計，亦可含有下述任一種或兩種以上： Mg：0.0005%~0.01%、Ca：0.0005%~0.01%、REM：0.0005%~0.1%。

[5]於上述[1]~[3]中任一項所記載之熱軋鋼板中，以質量%計，亦可含有B：0.0002%~0.01%。

藉由本發明的上述態樣所提供的熱軋鋼板，其於表面沒有Si氧化皮紋路(即具有優異的表面性能)，並具有優異的耐疲勞特性、定形性與擴孔性。

圖1的圖表係顯示要獲得本發明限定下所期望之顯微組織的Cr量與Al量之關係。

圖2的示意圖係用以說明本實施例中所使用的平面彎曲疲勞試驗片之形狀。

用以實施發明之形態

對於本發明之一實施形態的熱軋鋼板進行詳細說明。

首先，對於本發明人等構思出本發明的檢討結果，以及由該檢討結果所獲得之新的見解進行說明。

專心進行檢討的結果，本發明人等係將鋼材的Si含量設為0.15%以下(不含0)；金屬組織以體積%計，將肥粒鐵分率設為大於90%且為98%以下、將麻田散鐵分率設為2%以上且小於10%；並且將肥粒鐵的平均等效圓直徑 設為4μm以上且最大等效圓直徑設為30μm以下、將麻田散鐵的平均等效圓直徑設為10μm以下且最大等效圓直徑設為20μm以下。藉此，本發明者等發現，在熱軋鋼板中，能確保於表面沒有Si氧化皮紋路之優異表面性能、優異耐疲勞特性與定形性，以及高擴孔性、高強度。

接著，說明本實施形態之熱軋鋼板的金屬組織(顯微組織)。

就本實施形態的熱軋鋼板來說，以肥粒鐵作為主要相，將其體積率設為大於90%且為98%以下，並且將其平均等效圓直徑設為4μm以上。藉此，使沖壓成形時必要的加工性(即拉伸率)設為良好，且可抑制降伏比而獲得優異的定形性。為了更進一步提升拉伸率與定形性，肥粒鐵宜設為92%以上，平均等效圓直徑宜設為6μm以上。另外，肥粒鐵的平均等效圓直徑的上限，雖無特別限定，但從擴孔性的觀點來看，宜設為15μm以下。

又，一旦肥粒鐵的最大等效圓直徑大於30μm時，無法確保足夠的擴孔性。於是，肥粒鐵的最大等效圓直徑必須設為30μm以下。為了更進一步提升擴孔性，宜將肥粒鐵的最大等效圓直徑設為20μm以下。另外，肥粒鐵的最大等效圓直徑的下限雖無特別限定，但從定形性的觀點來看，宜設為10μm以上。

在本實施形態之鋼板的金屬組織中，除了前述肥粒鐵之外，還以麻田散鐵作為第二相，將其體積分率設為2%以上且小於10%，並且將其平均等效圓直徑設為 10μm以下且最大等效圓直徑設為20μm以下。藉此，可確保優異的最大拉伸強度、擴孔性，還有高的疲勞限度比。

麻田散鐵係硬質的金屬組織，且能有效確保強度。其分率小於2%時，無法確保足夠的最大拉伸強度。因此，麻田散鐵分率設為2%以上，較佳設為3%以上。然而，麻田散鐵分率為10%以上時，在硬質的麻田散鐵與軟質的金屬組織之間的邊界，無法避免因加工所致之應變集中，且無法確保足夠的擴孔性。因此，麻田散鐵分率設為小於10%，較佳設為8%以下。

又，麻田散鐵的等效圓直徑粗大化時，因應變集中而導致麻田散鐵被破壞，並使擴孔性劣化。因此，麻田散鐵的平均等效圓直徑設為10μm以下，並且麻田散鐵的最大等效圓直徑設為20μm以下。為了更進一步提升擴孔性，麻田散鐵的平均等效圓直徑宜設為5μm以下，且最大等效圓直徑宜設為10μm以下。另外，麻田散鐵的平均等效圓直徑及最大等效圓直徑的下限雖無特別限定，但從確保強度與耐疲勞特性之觀點來看，平均等效圓直徑宜為2μm以上，最大等效圓直徑宜為5μm以上。

更甚者，在本實施形態的熱軋鋼板中，剩餘部分的金屬組織，宜含有變韌鐵、波來鐵、殘留沃斯田鐵之1種或2種以上的剩餘部分組織且合計體積率小於1%。剩餘部分組織的分率，越少越好。剩餘部分組織為1%以上時，會造成強度下降和疲勞耐久性劣化。因此，剩餘部分組織必須限制在小於1%。從確保強度或耐疲勞特性的觀 點來看，前述剩餘部分組織亦可為0%。

在此，於本實施形態中，構成金屬組織的肥粒鐵、麻田散鐵及剩餘部分組織之鑑定，以及面積分率與等效圓直徑之測定，係使用日本國特開昭59-219473號公報中所公開的試劑來施行。

測定用試料是從鋼板總寬度的1/4至3/4位置起，且以平行於輥軋方向之厚度截面作為觀察面而進行擷取。將觀察面進行研磨，並以日本國特開昭59-219473號公報中所公開的試劑進行蝕刻，再以光學顯微鏡觀察厚度的1/4至3/4之位置，並進行影像處理。藉此測定肥粒鐵及麻田散鐵的面積分率。在本實施形態中，以500倍的倍率觀測160μm×200μm之區域，10個視野所得之面積分率的平均值，設為肥粒鐵或麻田散鐵的面積分率。

另外，同樣透過影像處理，來測定肥粒鐵及麻田散鐵各自晶粒的截面積，假設這些晶粒全部皆呈圓狀，從面積反推而能算出肥粒鐵或麻田散鐵的等效圓直徑。在本實施形態中，以500倍的倍率，觀測10個視野，所算出之全部的等效圓直徑之平均值，設為肥粒鐵或麻田散鐵的平均等效圓直徑。所算出全部的等效圓直徑之中最大者設為肥粒鐵或麻田散鐵的最大等效圓直徑。

接著，說明本實施形態之熱軋鋼板其化學成分的限定理由。此外，各元素含量的%係指質量%。

<C：0.02%~0.20%>

C係獲得前述所欲之顯微組織的必要元素。惟，含有 大於0.20%之C時，加工性及焊接性會劣化因而設為0.20%以下。較佳的C含量為0.15%以下。又，C含量小於0.02%時，麻田散鐵分率會小於2%，並使強度下降。因此，C含量設為0.02%以上。較佳的C含量為0.03%以上。

<Si：大於0%~0.15%以下>

Si因為會使鋼板表面特性劣化而有必要加以制限。含有大於0.15%之S時，於熱軋中在鋼板表面會生成Si氧化皮，並使酸洗後鋼板表面特性明顯惡化。因此，Si含量必須設為0.15%以下。Si含量較佳制限在0.10%以下，更佳為0.08%以下。又，S含量的下限，係因製造上無法避免的摻混而設為大於0%。

<Mn：0.5%~2.0%>

Mn的添加，係為了透過固溶強化與淬火強化以使鋼板的第二相組織成為麻田散鐵。此效果當Mn添加至大於2.0%時即達飽和，故Mn含量的上限設為2.0%。另一方面，當Mn含量小於0.5%時，難以發揮抑制冷卻中的波來鐵變態或變韌鐵變態之效果。因此，Mn含量為0.5%以上，較佳為0.7%以上。

<P：大於0%~0.10%以下>

P係熔銑中所含之不純物，P含量之下限設為大於0%。P會於晶粒界產生偏析，且P係隨著含量增加而會使加工性或疲勞特性下降的元素。因此，P含量以低量為宜。設為含有大於0.10%的P時，對於加工性或疲勞特性，甚至對於焊接性皆不會有不良影響。因此，P含量限制於0.10%以 下。較佳為限制於0.08%以下。

<S：大於0%~0.05%以下>

S係熔銑中所含之不純物，S含量之下限設為大於0%。S這個元素於含量過高時，不僅會引起熱軋時的破裂，還會生成MnS等這種會使擴孔性劣化的介在物。因此，S含量，應盡可能地減低。惟，當S含量為0.05%以下時，由於此含量為不阻礙本發明效果而可被容許的範圍，故限制於0.05%以下。但是，就進一步確保擴孔性的情況而言，S含量宜限制為0.03%以下，較宜限制為0.01%以下。

<Cr：0.05~0.5%>

<Al：0.01~0.5%>

<[Cr]×5+[Al]≧0.50>

Cr係獲得前述所欲之顯微組織的必要元素。藉由含有Cr來抑制鐵基碳化物的形成，因而能控制肥粒鐵變態後之波來鐵變態及變韌鐵變態。更甚者，Cr會提升淬火性，因而能夠實現麻田散鐵變態。因此，Cr是用來使鋼板的強度、拉伸率、擴孔性、疲勞特性之間取得高度平衡之重要元素。當Cr含量小於0.05%時，則無法獲得該等效果。另一方面，當Cr含量大於0.5%時，則效果達飽和。因此，Cr含量設為0.05%以上且為0.5%以下。為了享有更佳的前述效果，Cr含量宜設為0.06%以上。

Al會促進肥粒鐵變態，還會抑制粗大的雪明碳鐵之形成，並提升加工性。本實施形態之熱軋鋼板中，為了具備優異的擴孔性及疲勞特性、還有定形性，Al係必要 的元素。另外，Al亦能作為脫氧材使用。然而，過量的添加會讓Al系之粗大介在物的個數增加，並成為擴孔性劣化或表面瑕疵之原因。因此，Al含量之上限設為0.5%。適宜的Al含量係0.4%以下。另一方面，Al含量為小於0.01%時，將無法獲得促進肥粒鐵變態之效果，因而必須設為0.01%以上。較宜的Al含量為0.05%以上。

進一步地，在本實施形態的熱軋鋼板中，Cr有助於麻田散鐵變態，Al則促進肥粒鐵變態，Cr與Al的含量滿足下述式(1)。藉此將能製造耐疲勞特性優異、定形性與擴孔性優異之高強度熱軋鋼板，因而為重要。

圖1中顯示要獲得本發明限定下所期望之顯微組織的Cr量「質量%」與Al量「質量%」之關係。圖1的圖表中，「×」係未能獲得所期望之顯微組織的比較鋼。

從圖1之圖表明顯可知，將Cr及Al以滿足下述式(1)的方式添加至預定量以上，藉此能提高肥粒鐵的等效圓直徑的平均值，此外由於能縮小麻田散鐵的等效圓直徑，故能獲得本實施形態之具備優異定形性及擴孔性的高強度熱軋鋼板。另外，為了享有更佳的前述效果，下述式(1)左邊的([Cr]×5+[Al])，宜設為0.70以上。

[Cr]×5+[Al]≧0.50‧‧‧(1)

關於這些結果的緣由雖未完全明瞭，然而根據本發明人等而推測如以下所述。

首先，透過添加預定量(0.01~0.5%且滿足式(1))的Al而提高變態點，因而能使肥粒鐵變態於較高的溫度才開始發 生。藉此，肥粒鐵的晶粒會成長，其等效圓直徑之平均值會變大，而降伏應力(0.2%耐力)會降低。藉此形成低降伏比，因而成為具備優異定形性的熱軋鋼板。更進一步地，隨著變態點的提高，沃斯田鐵能在因晶粒成長而粗大化之間前即開始發生變態。因此，能從較多的成核點發生肥粒鐵變態，作為肥粒鐵變態後之剩餘部分的沃斯田鐵則細微地分散。藉由對此進行淬火，吾人認為將能獲得等效圓直徑為小之麻田散鐵。不過Al抑制鐵基碳化物之生成的效果不彰，導致波來鐵生成，或者因淬火不足而讓變韌鐵生成。於是，將無法獲得足夠的麻田散鐵分率。因此，將Al還有Cr添加至0.05~0.5%且滿足式(1)之含量，藉此能抑制如上所述之鐵基碳化物的生成，且能提高淬火性。也就是說，藉由該等Al與Cr之作用的相互配合，從而能獲得等效圓直徑為小之麻田散鐵，並獲得具備高擴孔性之熱軋鋼板。

因此，藉由調整該等2個元素之含量所能製得之高強度熱軋鋼板，其表面不會有Si氧化皮紋路，並且具有優異的耐疲勞特性、以及具有優異的定形性與擴孔性。也就是說，在本發明中滿足上述式(1)是一件重要的事。又，就習知的DP鋼來說，添加Si是一般常見的事，Si能同時實現上述Al與Cr所發揮之效果。因此，吾人認為過去並未能確認將Al與Cr搭在一起而作添加所致之上述效果。

<N：大於0%~0.01%以下>

N係不純物元素，並且N含量之下限設為大於0%。N含 量大於0.01%時，會形成粗大的氮化物，並使彎曲性、擴孔性惡化。因此，限制N含量之上限在0.01%以下。又，N含量增加時，會造成焊接時產生氣孔。因此，N含量宜降低。N含量之下限是越少越好，而不特別限定。由於將N含量設為小於0.0005%時製造成本會增加，故宜設為0.0005%以上。

<Ti：0%~0.20%>

<Nb：0%~0.10%>

Ti、Nb的含量下限值為0%。Ti、Nb之元素會形成碳化物，且會將肥粒鐵析出強化。惟，添加大於0.10%之Nb時，肥粒鐵變態會大幅延遲，且拉伸率會惡化。因此，Nb含量之上限宜設為0.10%。另外，添加大於0.20%之Ti時，肥粒鐵會過度強化，造成不能獲得高的拉伸率。因此，Ti含量之上限宜設為0.20%。又，為了強化肥粒鐵，可分別添加Nb：0.005%以上、Ti：0.02%以上。

<Cu：0%~2.0%>

<Ni：0%~2.0%>

<Mo：0%~1.0%>

<V：0%~0.3%>

Cu、Ni、Mo、V的含量下限值為0%。Cu、Ni、Mo、V這些元素具有藉由析出強化或固溶強化而提升熱軋鋼板強度之效果，亦可添加此等任一種或二種以上。即使含有：Cu之含量為大於2.0%、Ni之含量為大於2.0%、Mo之含量為大於1.0%、V含量大於0.3%，但因上述效果已飽 和，故從製造成本的觀點來看而為不佳。因此，因應需求而含有Cu、Ni、Mo、V的情況下，Cu含量宜設為2.0%以下、Ni含量宜設為2.0%以下、Mo含量宜設為1.0%以下、V含量宜設為0.3%以下。另外，因應需求而含有Cu、Ni、Mo、V的情況下，若其含量過少則無法充分獲得上述效果。因此，含有的情況下宜設為，Cu：0.01%以上、Ni：0.01%以上、Mo：0.01%以上、V：0.01%以上。

<Mg：0%~0.01%>

<Ca：0%~0.01%>

<REM：0%~0.1%>

Mg、Ca及REM的含量下限值為0%。Mg、Ca及REM(稀土元素)之元素會成為破壞的起點、會控制非金屬介在物的形態、以及會提升加工性，其中金屬介在物係使加工性惡化的成因。惟，即使含有：Mg之含量為大於0.01%、Ca之含量為大於0.01%、REM之含量為大於0.1%，因上述效果已飽和，故從製造成本的觀點來看而為不佳。因此，因應需求而含有Mg、Ca及REM的情況下，Mg含量宜設為0.01%以下、Ca含量宜設為0.01%以下、REM含量宜設為0.1%。另外，為了控制非金屬介在物的形態並提升加工性，可含有Mg：0.0005%以上、Ca：0.0005%以上、REM：0.0005%以上。

<B：0%~0.01%>

B的含量下限值為0%。在本實施形態中，上述組成之外，為了高強度化亦可含有B。惟，含有過多的B時，會 導致成形性惡化。因此，B含量宜設0.01%為上限。又，為了獲得高強度化之效果，可含有B：0.0002%以上。

另外，在本實施形態中，上述元素以外之剩餘部分係由Fe及不純物所構成。不純物可舉例如：在礦石或廢料(scrap)等之原材料中所含有之物，在製造步驟中所含有之物。

作為不純物，例如，O會形成非金屬介在物，而對品質有不好的影響，因此O宜減低至0.003%。

另外，在本實施形態中，上述元素之外，含有合計1%以下之Zr、Sn、Co、Zn、W亦無妨。然而，在含有Sn之場合下，因為於熱軋時會有產生缺陷之虞，故宜為0.05%以下。

又，本實施形態之高強度熱軋鋼板，可在以上說明之熱軋鋼板的表面上具備鍍敷層，從而提升耐食性，所述鍍敷層例如：經熔融鍍鋅處理所形成之熔融鍍鋅層，或者，進一步經鍍鋅處理後之合金化處理所形成之合金化鍍鋅層等。

另外，鍍敷層並不限於純鋅者，亦可藉由含有Si、Mg、Zn、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等的元素，以謀求更為提升的耐食性。藉由具備此種鍍敷層，並不會損害本實施形態之熱軋鋼板優異的耐疲勞特性、定形性、擴孔性。

再進一步地，本實施形態之熱軋鋼板亦可具有以下述任一方式所得之表面處理層：藉由形成有機皮膜、積層膜、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等方式。即 使具有該等表面處理層，本實施形態之熱軋鋼板的效果也不受阻而是能充分地被獲得。

接著，說明上述本實施形態之高強度熱軋鋼板的製造方法。

為了實現具有優異的表面性能、耐疲勞特性與定形性、高的擴孔性與強度之熱軋鋼板，如上所述地，金屬組織是很重要的。金屬組織係設為：肥粒鐵分率大於90%且在98%以下，麻田散鐵分率為2%以上且小於10%，波來鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上之剩餘部分組織的分率小於1%；肥粒鐵的平均等效圓直徑為4μm以上且最大等效圓直徑為30μm以下，前述麻田散鐵的平均等效圓直徑為10μm以下且最大等效圓直徑為20μm以下。以同時滿足此等組織條件為目的之製造條件的細節，係如以下所記述。

先行於熱軋前之製造方法，並無特別限定。即，藉由高爐或電爐等所施行之熔煉之後，接著進行各種二次精煉而調整成如上所述之成分。接著，可藉由普通的連續鑄造、鑄錠法所施行的鑄造，或薄鋼胚鑄造等的方法來進行鑄造。連續鑄造的情況下，亦可一次冷卻至低溫為止之後，再次進行加熱後進行熱軋。亦可在不將鑄錠冷卻至室溫為止的情況下進行熱軋。或者，亦可將鑄造鋼胚進行連續熱軋。只要能控制在本實施形態的成分範圍，就算原料係使用廢料亦無妨。

在滿足以下要件的情況下，即可獲得本實施形 態之具有優異表面性能、擴孔性與定形性且具有優異耐疲勞特性之高強度熱軋鋼板。

也就是說，製造高強度鋼板時，熔製成上述特定的鋼板成分之後，將鑄造鋼胚進行直接冷卻或進行暫時冷卻之後，進行加熱，並完成粗輥軋。對所得到的粗輥軋片，精加工輥軋的結束溫度設為800℃以上且為950℃以下，自精加工輥軋結束後起2秒以內開始進行冷卻的同時，以50℃/秒以上且小於150℃/秒之平均冷卻速度進行冷卻至600℃以上750℃以下之第1溫度範圍為止。之後，在前述冷卻結束溫度以下且550℃以上之第2溫度範圍中，冷卻速度係以0℃/秒以上且10℃/秒以下之狀態，保持2秒以上20秒以下，隨後，自前述冷卻結束溫度起至300℃之間以平均冷卻速度50℃/秒以上進行冷卻，在300℃以下進行捲收。藉此，能製造出表面性能、擴孔性與定形性優異且耐疲勞特性優異的高強度熱軋鋼板。

精加工輥軋結束溫度，必須設為800℃以上且950℃以下。

本實施形態之高強度熱軋鋼板，係藉由將組織的肥粒鐵分率設為大於90%且為98%以下來提高擴孔性。惟，精加工輥軋結束溫度大於950℃的情況下，肥粒鐵變態會延遲化，從而無法確保大於90%之肥粒鐵分率。又，精加工輥軋結束溫度小於800℃的情況下，於輥軋中不會發生變態，從而會形成不均質的組織。其結果，會變得難以具備高的擴孔性。因此，精加工輥軋結束溫度設為800℃以上 且950℃以下。較佳的精加工輥軋結束溫度設為820℃以上且930℃以下。

精加工輥軋結束後，在2秒以內開始進行冷卻，且以50℃/秒以上且小於150℃/秒之平均冷卻速度進行冷卻至600℃以上且750℃以下之第1溫度範圍為止。之後，在前述冷卻結束溫度以下且550℃以上之第2溫度範圍中，以冷卻速度係在0℃/秒以上10℃/秒以下之狀態保持2秒以上20秒以下。

自精加工輥軋結束後起至冷卻開始為止之過程若大於2秒，及/或至第1溫度範圍為止的平均冷卻速度若小於50℃/秒，此時會讓變態前之沃斯田鐵粒徑粗大化。因此，麻田散鐵的等效圓直徑便無法設在平均10μm以下且最大20μm以下。此外，由於肥粒鐵變態會延遲化，亦難以確保大於90%之肥粒鐵分率。因此，自精加工輥軋結束後起的2秒以內即開始進行冷卻，且至第1溫度範圍為止的平均冷卻速度設為50℃/秒以上。較佳的平均冷卻速度設為70℃/秒以上。另一方面，一旦至第1溫度範圍為止的平均冷卻速度設為150℃/秒以上時，會讓波來鐵變態提早發生，因而無法確保大於90%之肥粒鐵分率。其結果，會變得難以製造出具備高擴孔性之熱軋鋼板。因此，至第1溫度範圍為止的平均冷卻速度設為小於150℃/秒，較佳設為130℃/秒以下。

又，第1溫度範圍之上限溫度若大於750℃，及/或在第2溫度範圍的保持時間(冷卻時間)若小於2秒，此時 亦無法確保大於90%之肥粒鐵分率。因此，第1溫度範圍設為750℃以下，且在第2溫度範圍的保持時間設為2秒以上。較佳的上限溫度為720℃以下，而保持時間則為5秒以上。但是，保持時間一旦大於20秒時，由於波來鐵會生成，從而無法確保2%以上的麻田散鐵分率。因此，第2溫度範圍的保持時間設為20秒以下，較佳設為15秒以下。

更進一步地，第1溫度範圍的下限溫度若小於600℃時，無法將肥粒鐵的等效圓直徑設為平均4μm以上且最大30μm以下，從而無法製造出定形性優異的高強度熱軋鋼板。因此，第1溫度範圍的下限溫度設為600℃以上。較佳的第1溫度範圍的下限溫度為650℃以上。

基於上述，精加工輥軋結束後的冷卻是於2秒以內開始進行，並且以50℃/秒以上且小於150℃/秒之冷卻速度進行冷卻至600℃以上750℃以下之第1溫度範圍為止，更在此之後，於前述冷卻結束溫度以下且550℃以上之第2溫度範圍中，以冷卻速度為0℃/秒以上且10℃/秒以下之狀態，保持2秒以上且20秒以下，此等事項是很重要的。

接著，在第2溫度範圍保持(冷卻)之後，自保持(冷卻)結束溫度起至300℃之間以平均冷卻速度50℃/秒以上進行冷卻。一旦在第2溫度範圍中自保持(冷卻)結束溫度起至300℃之間的平均冷卻速度小於50℃/秒時，無法避免變韌鐵變態，且無法確保2%以上的麻田散鐵分率，從而無法獲得優異的疲勞特性。較佳地，自保持(冷卻)結束溫度起至300℃之間的平均冷卻速度設為60℃/秒以上。又， 自保持(冷卻)結束溫度起至300℃之間的平均冷卻速度的上限雖無特別限定，但從避免對肥粒鐵導入應變之觀點，宜設為100℃/秒以下。

冷卻熱軋鋼板之後的捲收，必須在300℃以下進行。此舉，是為了讓金屬組織的第二相進行麻田散鐵變態。由於捲收溫度一旦大於300℃時會生成變韌鐵，無法確保2%以上的麻田散鐵，從而無法獲得優異的疲勞特性。較佳的捲收溫度設為270℃以下。

依據上述，將能製造出本實施形態的高強度熱軋鋼板。

另外，為了透過矯正鋼板形狀或導入可動差排以求提高延展性，於全部的工程結束後，宜施行軋縮率為0.1%以上且2%以下的平整輥軋。

又，為了除去附著於所得到的熱軋鋼板其表面上的鏽，在全部的工程結束後，因應需求，亦可對於所得到的熱軋鋼板進行酸洗。更進一步地，在酸洗之後，在產線上或不在產線上而對所得到的熱軋鋼板施行軋縮率為10%以下之平整或冷軋，此亦無妨。

再者，捲收後，因應需求，亦可進行鍍鋅處理。例如，亦可形成以熔融鍍鋅處理所得之熔融鍍鋅層，或者，進一步形成以鍍鋅處理後的合金化處理所得之合金化鍍鋅層。

更甚者，於熱軋鋼板之表面，亦可形成以下述方式所得之表面處理層：藉由形成有機皮膜、積層膜、有 機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等方式。

[實施例]

以下，舉本發明的實施例，並對本發明之技術內容作更進一步說明。另外，在以下所示的實施例之條件，係為了確認本發明之實施可能性及效果所採用的一種條件舉例。本發明並不限於此種條件舉例。又，只要不脫離本發明之要旨且能達成本發明之目的，亦可採用各種條件。

如表1所示，A至I且滿足本發明成分組成的鋼(發明鋼)、a至f且不滿足本發明成分組成的鋼(比較鋼)，使用以上兩種鋼作為實施例，並對檢討後的結果進行說明。

發明鋼與比較鋼，在鑄造後，進行直接冷卻或進行暫時冷卻至室溫為止後，進行再加熱並進行粗輥軋。之後，對所獲得之粗輥軋片，以表2所示之條件施行熱軋，且以表2所示之條件進行冷卻、空冷及捲收，使任一熱軋鋼板的板厚都設為3.4mm。

又，對於一部分的熱軋鋼板，在酸洗前施行軋縮率為0.3%以上2.0%以下之範圍內的平整輥軋。

之後，對於所獲得之鋼板A-1~I-1、a-1~f-1，評價以下的特性。

在垂直於輥軋方向之方向切出JIS5號試驗片，並依據JIS Z 2241實施拉伸試驗，而獲得降伏應力(YP)、最大拉伸強度(TS)及降伏比(YR)。另外，在拉伸試驗中，將拉伸最大應力為590MPa以上則評價為「高強度」。又， 將降伏比為80%以下則評價為「定形性優異」。

擴孔值(λ)係藉由日本鐵鋼連盟規格JFS T 1001-1996記載之擴孔試驗方法而進行測定。另外，將擴孔值λ為80%以上則評價為「擴孔性優異」。

疲勞限度比係使用平面彎曲疲勞試驗片，進行雙向震動平面彎曲疲勞試驗，並且將在2×10⁶次之疲勞強度除以鋼板的最大拉伸強度TS之值而算出疲勞限度比。平面彎曲疲勞試驗片，係使用如圖2所示之長度為98mm、寬度為38mm、最小截面部之寬度為20mm、缺口的曲率半徑為30mm、且板厚t保持在輥軋後的原樣。

另外，將疲勞限度比為0.45以上則評價為「耐疲勞特性優異」。

又，為了評價鋼鈑的表面性能，以肉眼觀察鋼板表面是否形成有Si氧化皮紋路。

又，本發明的熱軋鋼板的成形性(加工性)，其經前述拉伸試驗所得之拉伸率(El)為24%以上則評價為良好。

關於表3所示之一部分的熱軋鋼板，是將熱軋鋼板於660~720℃進行加熱，並進行熔融鍍鋅處理而作成熔融鍍鋅鋼板(GI)後，實施材質試驗。或者，於熔融鍍鋅處理後進行540~580℃的合金化熱處理，而作成合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)後，實施材質試驗。表3中的「HR」係表示未實施鍍敷處理而保持在熱軋後的原樣。

關於顯微組織之觀察，係以上述手法進行實 施，來測定各組織的體積率(分率)、肥粒鐵及麻田散鐵的平均等效圓直徑和最大等效圓直徑。另外，表中的「剩餘部分組織分率」係表示波來鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上所構成之組織的體積率。又，在表內的「剩餘部分組織分率」中，“<1”之標記係表示剩餘部分組織分率之測定結果為小於1%，且含有極微量之剩餘部分組織者。

將以上結果記載於表3。

唯有滿足本發明之條件的鋼板，才能具有優異的表面性能、定形性，且具有優異的擴孔性與耐疲勞特性，並獲得高的強度。

另一方面，精加工輥軋結束溫度設為950℃以上之鋼A-3，其肥粒鐵變態會延遲化。因此，就算其他的熱軋條件設在本發明之範圍，組織分率也無法達成本發明之範圍，故其拉伸率、疲勞特性較差，定形性不佳。

鋼A-4，其自精加工輥軋結束起至冷卻開始為止的時間大於2秒。因此，沃斯田鐵粒徑會過度粗大化，而且肥粒鐵變態會延遲化，導致所得到之麻田散鐵的平均等效圓直徑變大，因而使擴孔性劣化。

鋼A-5，其自精加工輥軋後冷卻開始起至第1溫度範圍為止的平均冷卻速度為小。因此，無法促進肥粒鐵變態，且無法於沃斯田鐵中將C濃化，導致藉之後的冷卻所為之淬火效果不足，因而生成粗大第二相。因此，疲勞特性與定形性會劣化。

鋼B-2，其第1溫度範圍的設定溫度過低，無法將肥粒鐵的平均等效圓直徑設為4μm以上，因而拉伸率與定形性較差。

鋼B-3，其第2溫度範圍的保持(冷卻)時間小於2秒，無法確保充分的肥粒鐵生成量，且無法於沃斯田鐵中將C濃化。因此，藉之後的冷卻所為之淬火效果不足，從而生成粗大第二相。因此，疲勞特性與定形性會劣化。

鋼C-2，其精加工輥軋結束溫度為796℃之低溫，於輥軋中會發生肥粒鐵變態。因此，將在2相區域輥軋，使得組織變得不均勻，而肥粒鐵的最大等效圓粒徑則大於30μm。因此，擴孔性會劣化。

鋼E-2，其自第2溫度範圍內的保持結束溫度起至300℃為止的平均冷卻速度為38℃/秒之緩速，於第二相組織之淬火效果不足，並且無法獲得麻田散鐵，因而導致疲勞特性較差。

鋼E-3，其捲收溫度為311℃之高溫，無法於第二相組織獲得麻田散鐵。因此，強度較差，還有疲勞特性與定形性也較差。

鋼G-2，其自精加工輥軋後冷卻開始起至第2溫度範圍內的冷卻開始為止的平均冷卻速度為169℃/秒之快速，對鋼板造成局部過冷。因此，無法得到所期望的組織，且擴孔性會劣化。

又，如鋼A-2，H-1，I-1所示，即使施行熔融鍍鋅處理或者施行熔融鍍鋅處理及合金化熱處理，仍能確保 本發明之材質。

另一方面，鋼板成分不滿足本發明之範圍的鋼a~f，其無法製造出具備下述性質的高強度熱軋鋼板，即：於鋼板表面沒有Si氧化皮、590MPa以上的最大拉伸強度、80%以上的降伏比、24%以上的拉伸率、80%以上的擴孔性，以及0.45以上的疲勞限度比。

鋼g係C(碳)較本發明之範圍還少的試料，如表3所示地，無法確保麻田散鐵；鋼h係Mn較本發明之範圍還多的試料，如表3所示地，麻田散鐵分率將會過多。鋼k係Cr較本發明之範圍還多的試料，如表3所示地，麻田散鐵分率將會過多。鋼l係Al的量較本發明之範圍還少的試料，如表3所示地，肥粒鐵為不足；鋼m係Al的量較本發明之範圍還多的試料，如表3所示地，擴孔性會劣化。

產業上之可利用性

根據本發明，可提供一種熱軋鋼板，其於表面沒有Si氧化皮紋路(即，表面性能優異)，並且耐疲勞特性、定形性、擴孔性優異。

又，若使用本發明的熱軋鋼板，沖壓成形等的加工便容易進行，從而能夠製造出具備高設計性之汽車底盤零件等。因此，本發明熱軋鋼板在產業上有著極為顯著的貢獻。

Claims (5)

1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於：以質量%計，含有：C：0.02%~0.20%、Si：大於0%~0.15%、Mn：0.5%~2.0%、P：大於0%~0.10%、S：大於0%~0.05%、Cr：0.05%~0.5%、Al：0.01%~0.5%、N：大於0%~0.01%、Ti：0%~0.20%、Nb：0%~0.10%、Cu：0%~2.0%、Ni：0%~2.0%、Mo：0%~1.0%、V：0%~0.3%、Mg：0%~0.01%、Ca：0%~0.01%、REM：0%~0.1%、B：0%~0.01%，剩餘部分係由Fe及不純物所構成，並且Cr與Al的添加量滿足下述式(1)； 金屬組織以體積%計，肥粒鐵分率大於90%且在98%以下，麻田散鐵分率為2%以上且小於10%，以及由波來鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上所構成之剩餘部分組織的分率小於1%；前述肥粒鐵的平均等效圓直徑為4μm以上且最大等效圓直徑為30μm以下，前述麻田散鐵的平均等效圓直徑為10μm以下且最大等效圓直徑為20μm以下；[Cr]×5+[Al]≧0.50‧‧‧式(1)在此，於式(1)中，[Cr]：Cr含量(質量%)，[Al]：Al含量(質量%)。
2. 如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計，含有下述之一種或兩種：Ti：0.02%~0.20%、Nb：0.005%~0.10%。
3. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其以質量%計，含有下述之一種或兩種以上：Cu：0.01%~2.0%、Ni：0.01%~2.0%、Mo：0.01%~1.0%、V：0.01%~0.3%。
4. 如請求項1至3中任一項之熱軋鋼板，其以質量%計，含有下述任一種或兩種以上：Mg：0.0005%~0.01%、Ca：0.0005%~0.01%、 REM：0.0005%~0.1%。
5. 如請求項1至4中任一項之熱軋鋼板，其以質量%計，含有B：0.0002%~0.01%。