TW201638356A - 熱軋鋼板 - Google Patents

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Abstract

一種熱軋鋼板，係具有預定化學成分且其組織係以面積率計，含有合計75~95%的肥粒鐵與變韌鐵、及5~20%的麻田散鐵；在前述組織中，將方位差為15°以上的邊界設作晶界，將被前述晶界包圍且圓等校直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內的方位差為5~14°之前述結晶粒比率係以面積率計為10~60%。

Description

熱軋鋼板 發明領域
本發明係有關於一種具有優異的加工性之熱軋鋼板，特別是有關於具有優異的延伸凸緣性之複合組織熱軋鋼板。
發明背景
近年來，對於以提高汽車的燃料消耗率作為目的之各種構件的輕量化之要求，被使用在構件之藉由鐵合金等鋼板的高強度化而得到薄壁化、Al合金等的輕金屬，應用在各種構件係進展中。但是，相較於鋼等的重金屬，雖然Al合金等的輕金屬係具有比強度較高的優點，但是具有顯著地較昂貴的缺點。因此，Al合金等輕金屬的應用係被限定在特殊的用途。因而，為了將各種構件的輕量化更廉價地應用在廣闊的範圍，係要求藉由鋼板高強度化來得到薄壁化。
使鋼板高強度化時，通常成形性(加工性)等的材料特性劣化。因此，在高強度鋼板的開發，不使材料特性劣化而能夠謀求高強度化係重要的課題。特別是被使用作為內板構件、構造構件、車盤構件等的汽車構件之鋼板， 按照其用途而使其兼具延伸凸緣加工性、凸出成形加工性、延展性、疲勞耐久性、耐衝撃性及耐蝕性等被要求之該等材料特性及強度係重要的。
例如，汽車構件之中，在佔有車體重量的約20%之構造構件、車盤構件等所使用的鋼板，係藉由剪切和沖切加工而進行切料和開洞之後，施行以延伸凸緣加工和凸出成形加工作為主體之壓製成形。因此，該等鋼板係被要良好的延伸凸緣性。
對於上述課題，例如專利文獻1係揭示一種規定麻田散鐵的分率、尺寸、個數密度及平均麻田散鐵間隔而具有優異的延伸度及擴孔性之熱軋鋼板。專利文獻2係揭示一種具有優異的凸出成形加工性之熱軋鋼，其係藉由限定肥粒鐵以及第二相的平均粒徑及第二相的碳濃度而得到。專利文獻3係揭示一種具有優異的加工性、表面性狀及板平坦度之熱軋鋼板，其係在750~600℃的溫度範圍保持2~15秒之後，於低溫捲取而得到。
但是，在上述的專利文獻1，必須將熱軋結束後的一次冷卻速度確保50℃/s以上，致使裝置的負荷變高。又，將一次冷卻速度設為50℃/s以上時，產生起因於冷卻速度的偏差之材質偏差係成為問題。
又，如上述，近年來在汽車構件，應用高強度鋼板的要求提高。將高強度鋼板進行冷沖壓而成形時，在成形中從延伸凸緣成形的部位之邊緣容易產生龜裂。認為這是因為在坯料加工時，由於應變被導入沖切端面，引起加 工硬化只有在邊緣部進展之緣故。先前，作為延伸凸緣性的試驗評價方法，係使用擴孔試驗。但是在擴孔試驗，應變至斷裂為止係幾乎未分布在圓周方向，因為在實際的零件加工時係存在有應變分布，所以存在斷裂部周邊的應變和應力的梯度係對斷裂臨界造成影響。因而，高強度鋼板時，即便在擴孔試驗係顯示充分的延伸凸緣性，在進行冷沖壓時，依照應變分布而有產生龜裂之情形。
在專利文獻1~3所揭示的技術，係在任一發明，均揭示藉由僅規定使用光學顯微鏡所觀察到的組織而能夠使擴孔性提升。但是不清楚考慮應變分布時是否亦能夠確保充分的延伸凸緣性。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開2013-19048號公報
專利文獻2：日本特開2001-303186號公報
專利文獻3：日本特開2005-213566號公報
發明概要
本發明係鑒於上述的問題點而進行研究。
本發明之目的，係提供一種雖然高強度但是能夠應用在被要求嚴格的延伸凸緣性的構件之具有優異的延伸凸緣之高強度熱軋鋼板。在本發明，所謂延伸凸緣性，係表示基於凸緣的臨界成形高度H(mm)與拉伸強度TS(MPa)的乘 積而進行評價之值，其中該凸緣的臨界成形高度H(mm)係使用考慮應變分布的延伸凸緣性指標之鞍型延伸凸緣試驗法進行試驗的結果而得到；所謂具有優異的延伸凸緣性，係表示凸緣的臨界成形高度H(mm)與拉伸強度TS(MPa)的乘積為19500(mm．MPa)以上。又，所謂高強度，係表示拉伸強度為590MPa以上。強度的上限係沒有特別規定，但是在本發明所規定的組織範圍，確保大於1470MPa的強度係困難的。
依照先前的見解，延伸凸緣性(擴孔性)的改善，係如專利文獻1~3所顯示，能夠藉由夾雜物控制、組織均質化、減低單一組織化及/或組織間的硬度差等來進行。換言之，先前係藉由控制使用光學顯微鏡所觀察到的組織而謀求改善擴孔性、加工性等。
但是，本發明者等係鑒於即便僅控制使用光學顯微鏡所觀察到的組織，存在應變分布時亦有無法提升延伸凸緣性之情形，而著眼於各結晶粒的粒內方位差且進行專心研討。其結果，發現藉由將結晶粒內的方位差為5~14°之結晶粒在全結晶粒所佔有的比率控制成為一定範圍，能夠使延伸凸緣性大幅度地提升。
本發明係基於上述見解而構成，其要旨係如以下。
(1)本發明的一態樣之熱軋鋼板，係化學成分係以質量%計，含有C：0.04~0.18%、Si：0.10~1.70%、Mn： 0.50~3.00%、Al：0.010~1.00%、B：0~0.005%、Cr：0~1.0%、Mo：0~1.0%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mg：0~0.05%、REM：0~0.05%、Ca：0~0.05%、Zr：0~0.05%，且限制為P：0.050%以下、S：0.010%以下、N：0.0060%以下、剩餘部分為由Fe及不純物所構成；而且組織係以面積率計，含有合計75~95%的肥粒鐵與變韌鐵、以及5~20%的麻田散鐵；在前述組織中，將方位差為15°以上的邊界設作晶界，將被前述晶界包圍且圓等校直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內的方位差為5~14°之前述結晶粒比率係以面積率計為10~60%。
(2)如上述(1)之熱軋鋼板，其中亦可以是拉伸強度為590MPa以上，且前述拉伸強度與在鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的乘積為19500mm．MPa以上。
(3)如上述(1)或(2)之熱軋鋼板，其中前述化學成分係以質量%計，亦可含有B：0.0001~0.005%、Cr：0.01~1.0%、Mo：0.01~1.0%、Cu：0.01~2.0%、Ni：0.01~2.0%之中的1種或2種以上。
(4)如上述(1)至(3)項中任一項之熱軋鋼板，其中前述化學成分係以質量%計，亦可含有Mg：0.0001~0.05%、REM：0.0001~0.05%、Ca：0.0001~0.05%、Zr：0.0001~0.05%之中的1種或2種以上。
依照本發明的上述態樣，能夠提供一種雖然高強度，但是能夠應用在被要求嚴格的延伸凸緣性的構件之具 有優異的延伸凸緣之高強度熱軋鋼板。
圖1係在本實施形態之熱軋鋼板的1/4t部(在從板厚方向表面起算板厚的1/4位置)之藉由EBSD之解析結果。
圖2係顯示在鞍型延伸凸緣試驗法所使用之鞍型形狀成型品的形狀之圖。
用以實施發明之形態
以下，詳細地說明本發明的一實施形態之熱軋鋼板(以下，有稱為本實施形態之熱軋鋼板之情形)。
本實施形態之熱軋鋼板，係化學成分係以質量%計，含有C：0.04~0.18%、Si：0.10~1.70%、Mn：0.50~3.00%、Al：0.010~1.00%，並視需求而含有選自下列之一種以上：B：0.005%以下，Cr：1.0%以下，Mo：1.0%以下，Cu：2.0%以下，Ni：2.0%以下，Mg：0.05%以下，REM：0.05%以下，Ca：0.05%以下，Zr：0.05%，且限制為P：0.050%以下、S：0.010%以下、N：0.0060%以下、剩餘部分為由Fe及不純物所構成。
又，本實施形態之熱軋鋼板，其組織係以面積率計，含有合計75~95%的肥粒鐵及變韌鐵、以及5~20%的麻田散鐵；在前述組織中，將方位差為15°以上的邊界設作晶界，將被前述晶界包圍且圓等校直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內的方位差為5~14°之前述結晶粒比率係以面積率計為10~60%。
首先，說明本限定實施形態之熱軋鋼板的化學成分之理由。各成分的含量%為質量%。
C：0.04~0.18%
C係有助於提升鋼強度之元素。為了得到該效果而將C含量的下限設為0.04%。又，C含量小於0.04%時，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落。就該點而言，亦將C含量的下限設為0.04%。C含量的下限係以0.045%為佳，較佳C含量的下限為0.05%。另一方面，C含量大於0.18%時，延伸凸緣性和熔接性劣化。又，淬火性變為過剩，而且粒內的方位差為大於14°之結晶粒増加且粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落。因此將C含量的上限設為0.18%。C含量的上限係以0.17%為佳，較佳C含量的上限為0.16%。
Si：0.10~1.70%
Si係有助於提升鋼強度之元素。又，Si係具有作為熔鋼的脫氧劑的任務之元素。為了得到該等效果而將Si含量的下限設為0.10%。Si含量的下限係以0.12%為佳，較佳Si含量的下限為0.15%。另一方面，Si含量大於1.70%時，因為Ar3變態溫度變為太高，所以在γ區域的熱軋係變為困難，而且生成加工肥粒鐵之同時，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落且延伸凸緣性劣化。又，亦成為產生表面瑕疵之原因。因此將Si含量的上限設為1.70%。Si含量的上限係以1.60%為佳，較佳Si含量的上限為1.50%。
Mn：0.50~3.00%
Mn係藉由固溶強化及/或藉由提升鋼的淬火性而有助 於提升鋼強度之元素。為了得到該效果而將Mn含量的下限設為0.50%。Mn含量的下限係以0.65%為佳，較佳Mn含量的下限為0.70%。另一方面，Mn含量大於3.00%時，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落、延伸凸緣性劣化。因此將Mn含量的上限設為3.00%。Mn含量的上限係以2.60%為佳，較佳Mn含量的上限為2.30%。
Al：0.010~1.00%
Al係作為熔鋼的脫氧劑之有效元素。為了得到該效果而將Al含量的下限設為0.010%。較佳的Al含量的下限為0.015%，較佳Al含量的下限為0.020%。另一方面，Al含量大於1.00%時、熔接性、韌性等劣化。因此將Al含量的上限設為1.00%。較佳的Al含量的上限為0.90%，較佳Al含量的上限為0.80%。
P：0.050%以下
P為不純物。因為P係使韌性、加工性、熔接性等劣化，所以其含量為越低越佳。但是，P含量大於0.050%時，因為延伸凸緣性劣化為顯著的，所以P含量係限制在0.050%以下即可。較佳為0.040%以下。P含量的下限係不必特別規定，但是因為從製造成本的觀點而言，過剩的減低為不佳，所以亦可將P含量的下限設為0.005%以上。
S：0.010%以下
S係不僅是引起熱軋時產生裂紋，而且是形成使延伸凸緣性劣化的A系夾雜物之元素。因此S含量為越低越佳。但是，S含量大為0.010%時，因為延伸凸緣性劣化為顯著的， 所以將S含量的上限限制為0.010%即可。較佳為0.005%以下。S的下限係沒有特別規定，但是因為從製造成本的觀點而言，過剩的減低為不佳，所以亦可將S含量的下限設為0.001%以上。
N：0.0060%以下
N係在熱軋後的冷卻中形成AlN而使鋼板的成形性低落之元素。特別是N含量大於0.0060%時，延伸凸緣性劣化為顯著的。因此將N含量限制在0.0060%。較佳N含量的上限為0.0040%。N含量的下限係沒有特別規定，但是因為從製造成本的觀點而言，過剩的減低為不佳，所以亦可將N含量設為0.0010%以上。
以上的化學元素，係在本實施形態之熱軋鋼板所含有的基本成分，含有該等元素且剩餘部分為由Fe及不純物所構成之化學組成，係本實施形態之熱軋鋼板的基本組成。所謂不純物，係意味著例如工業上製造As、Sn等的合金時，從礦石、廢料等的原料、或由於製造步驟的各種要因而混入鋼中之成分，且在不對本實施形態之熱軋鋼板特性造成不良影響的範圍被容許者。
但是，將使強度和韌性進一步提升設作目的，亦可按照必要而後述的範圍含有B、Cr、Mo、Cu、Ni、Mg、REM、Ca、Zr的1種以上。因為該等元素係未必需要含有，所以其含量的下限為0%。上述以外的元素之中，因為Nb、Ti係抑制再結晶且使加工性劣化，所以使Nb：小於0.005%、Ti：小於0.015%為佳。
B：0.0001~0.0050%
B係提高淬火性之元素，有助於鋼的高強度化。為了得到該效果之情況，係以將B含量設為0.0001%以上為佳。另一方面，B含量為大於0.0050%時，加工性劣化。又，在淬火時，容易形成方位分散較大的變韌鐵，致使粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落。因此含有B的情況，係以將B含量的上限設為0.0050%為佳。
Cr：0.01~1.0%
Cr係有助於提升鋼強度之元素。又，Cr係具有抑制雪明碳鐵的效果之元素。為了得到該等效果之情況，係以將Cr含量設為0.01%以上為佳。另一方面，Cr含量大於1.0%時，延展性低落。因此含有Cr時，係以將Cr含量的上限設為1.0%為佳。
Mo：0.01~1.0%
Mo係使燒入性提升之同時，具有形成碳化物而提高強度的效果之元素。得到該等效果之情況，係以將Mo含量設為0.01%以上為佳。另一方面，Mo含量大於1.0%時，延展性和熔接性有低落之可能性。因此，即便含有Mo時，係以將Mo含量的上限設為1.0%為佳。
Cu：0.01~2.0%
Cu係提升鋼板強度之同時，使耐蝕性和鏽垢的剝離性提升之元素。得到該等效果之情況，係以將Cu含量設為0.01%以上為佳。較佳為0.04%以上。另一方面，Cu含量大於2.0%時，擔心產生表面瑕疵。因此，即便含有Cr時，係 以將Cr含量的上限設為2.0%為佳，以設為1.0%為較佳。
Ni：0.01%~2.0%
Ni係提升鋼板強度之同時，使韌性提升之元素。得到該等效果之情況，係以將Ni含量設為0.01%以上為佳。另一方面，Ni含量大於2.0%時，延展性低落。因此含有Ni，係以將Ni含量的上限設為2.0%為佳。
Ca：0.0001~0.05%
Mg：0.0001~0.05%
Zr：0.0001~0.05%
REM：0.0001~0.05%
Ca、Mg、Zr及REM，係任一者均是控制硫化物和氧化物的形狀而使韌性提升之元素。因而，為了該目的，係以將該等元素的1種或2種以上，各自含有0.0001%以上為佳。較佳為0.0005%。但是該等元素的含量為過剩時，延伸凸緣性劣化。因此含有該等元素時，係以將含量的上限各自設為0.05%為佳。
其次，說明本實施形態之熱軋鋼板組織(金屬組織)。
實施形態之熱軋鋼板，係在使用光學顯微鏡觀察之組織中，必須以面積率計含有：將肥粒鐵與變韌鐵合併而合計為75~95%；及5~20%麻田散鐵。藉由成為此種複合組織，能夠平衡性良好地提升強度及延伸凸緣性。肥粒鐵與變韌鐵的合計面積率小於75%時，延伸凸緣性低落。又，肥粒鐵與變韌鐵的合計面積率大於95%時，強度為低落之同時， 延展性低落，確保通常汽車用構件等所要求的特性係變為困難。肥粒鐵及變韌鐵之各自的分率(面積率)係不必限定，但是因為肥粒鐵分率大於90%時，有無法得到充分的強度之情形，所以肥粒鐵分率係以設為90%以下為佳。較佳為70%以下。另一方面，變韌鐵分率大於60%時，因為擔心延展性低落，所以將變韌鐵分率設為小於60%為佳。較佳為小於50%。
在本實施形態之熱軋鋼板，肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵以外的剩餘部分之組織係不必特別限定，例如可為殘留沃斯田鐵、波來鐵等。但是，肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵以外的組織係合計含有大於5%時，延伸凸緣性及延展性低落。因此剩餘部分的組織之比率，係以面積率計設為5%以下為佳。較佳為3%以下，更佳為0%。
組織分率(面積率)，係能夠使用以下的方法來得到。首先，使用NITAL(硝酸乙醇腐蝕液)將從熱軋鋼板採取的試料進行蝕刻。在蝕刻後，藉由對使用光學顯微鏡在板厚的1/4深度位置於300μm×300μm的視野所得到的組織照相，進行影像解析而得到肥粒鐵及波來鐵的面積率、以及變韌鐵與麻田散鐵的合計面積率。其次，藉由對使用雷培拉浸蝕(Lepara Etching)後的試料且使用光學顯微鏡於板厚的1/4深度位置於300μm×300μm的視野所得到的組織照相，進行影像解析，來算出殘留沃斯田鐵與麻田散鐵的合計面積率。
而且，使用從輥軋面法線方向進行面研削至板厚1/4深 度為止之試料，藉由X光繞射測定來求取殘留沃斯田鐵的體積率。因為殘留沃斯田鐵的體積率係與面積率同等，所以將其設作殘留沃斯田鐵的面積率。
使用該方法，能夠得到肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、波來鐵各自的面積率。
本實施形態之熱軋鋼板，係將使用光學顯微鏡所觀察到的組織控制在上述範圍之後，而且必須控制使用EBSD法(電子射束後方散射繞射圖案解析法)而得到的粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率，其中該EBSD法係在結晶方位解析大量地被使用。具體而言，將方位差為15°以上的邊界設作晶界，將被前述晶界包圍且圓等校直徑為0.3μm以上之區域定義為結晶粒時，在全部的結晶粒之中，必須使內方位差為5~14°之前述結晶粒比率，以面積率計成為10~60%。
因為具有此種粒內方位差之結晶粒，係對得到強度與加工性的平衡優異之鋼板係有效的，所以藉由控制其比率，在維持所需要的鋼板強度之同時，能夠使延伸凸緣性大幅度地提升。
粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率係以面積率計小於10%時，延伸凸緣性低落。又，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率係以面積率計大於60%時，延展性低落。
在此，認為粒內的結晶方位差係與在該結晶粒所含有的差排密度有關聯。通常粒內的差排密度増加係帶來強度的提升，另一方面係使加工性降低。但是被控制成為粒內的 方位差為5~14°之結晶粒，係不會使加工性降低而能夠使強度提升。因此，在本實施形態之熱軋鋼板，係將粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率控制為10~60%。粒內的方位差為小於5°的結晶粒，雖然具有優異的加工性，但是高強度化為困難的；粒內的方位差為大於14°的結晶粒，因為在結晶粒內之變形能力為不同，所以對提升延伸凸緣性沒有幫助。
粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率，能夠使用以下的方法來測定。
首先，針對從鋼板表面起算板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的輥軋方向垂直剖面，在對輥軋方向於200μm、輥軋面法線方向以0.2μm的測定間隔進行EBSD解析100μm的區域而得到結晶方位資訊。在此，EBSD解析係使用由熱電場放射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)及EBSD檢測器(TSL製HIKARI檢測器)所構成之裝置，以200~300點/秒的解析速度而實施。其次，對所得到的結晶方位資訊，將方位差15°以上且圓等校直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒且計算結晶粒的粒內之平均方位差，來求取粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率。上述所定義的結晶粒和粒內的平均方位差，係能夠使用附屬在EBSD解析裝置的軟體「OIM Analysis(註冊商標)」而算出。
在本發明所謂「粒內方位差」，係表示結晶粒內的方位分散之「結晶粒方位分散；Grain Orientation Spread(GOS)」，該值係能夠如在「藉由EBSD法及X光繞射法之在不鏽鋼的 塑性變形之錯向(misorientation)解析」、木村英彦等人、日本機械學會論文集(A編)、第71卷、第712期、2005年、第1722-1728頁所記載，以在相同結晶粒內之當作基準的結晶方位與全部測定點之間的錯向平均值之方式而求取。在本實施形態，當作基準的結晶方位係將相同結晶粒內的全部測定點平均化而成之方位，GOS之值係能夠使用附屬在EBSD解析裝置的軟體「OIM Analysis(註冊商標)Version 7.0.1」而算出。
圖1係在本實施形態之熱軋鋼板的1/4t部之輥軋方向垂直剖面的100μm×100μm區域的EBSD解析結果的一個例子。在圖1，方位差為15°以上之邊界係以結晶晶界的方式表示，5~14°之區域係以灰色顯示。圖中以黑色顯示為麻田散鐵。
在本實施形態，延伸凸緣性係藉由使用鞍型成型品之鞍型延伸凸緣試驗法而進行評價。具體而言，係進行壓製加工如圖2所顯示之由直線部及圓弧部所構成之模擬延伸凸緣形狀的鞍型形狀成型品，使用此時的臨界成形高度而進行評價延伸凸緣性。在本實施形態的鞍型延伸凸緣試驗，係使用將角隅的曲率半徑R設為50~60mm，將開口角θ設為120°之鞍型成型品，而測定將沖切角隅部時的間隙設為11%時之臨界成形高度H(mm)。在此，所謂間隙，係表示沖切擠壓模與衝頭之間隙和試片厚度之比。因為間隙係實際上依照沖切工具與板厚的組合而決定，所以11%係意謂著滿足10.5~11.5%的範圍。臨界成形高度的判定，係在 成形後，藉由目視觀察是否存在具有板厚的1/3以上長度之龜裂，且設作不存在龜裂的臨界之成形高度。
先前作為對應延伸凸緣成形性的試驗法而使用之擴孔試驗，因為圓周方向的應變係幾乎未分布而達到斷裂，所以係與實際的延伸凸緣成形時斷裂部周邊的應變和應力梯度不同。又，擴孔試驗係在板厚貫穿之產生斷裂的時點之評價等，而不是反映原本的延伸凸緣成形之評價。另一方面，在本實施形態所使用的鞍型延伸凸緣試驗，因為能夠考慮應變分布而評價延伸凸緣性，所以是能夠反映原本的延伸凸緣成形之評價。
在本實施形態之熱軋鋼板，在肥粒鐵、變韌鐵等的光學顯微鏡組織能夠觀察到之各組織的面積率，係與粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率沒有直接關係。換言之，例如即便具有相同的肥粒鐵面積率及變韌鐵面積率之熱軋鋼板，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率未必相同。因而，只有控制肥粒鐵面積率、變韌鐵面積率及麻田散鐵面積率，係無法得到相當本實施形態之熱軋鋼板之特性。該情形亦如在後述的實施例所揭示。
本實施形態之熱軋鋼板，係例如能夠藉由包含以下的熱軋步驟及冷卻步驟之製造方法而得到。
<熱軋步驟>
在熱軋步驟，係將具有上述的化學成分之鋼胚加熱且進行熱軋而得到熱軋鋼板。鋼胚加熱溫度係以設為1050℃以上且1260℃以下為佳。鋼胚加熱溫度小於1050℃時，因為 確保熱軋結束溫度係變為困難，乃是不佳。另一方面，鋼胚加熱溫度大於1260℃時，因為剝落致使產率低落，所以加熱溫度係以1260℃以下為佳。
使粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率成為10~60%之情況，在對被加熱後的鋼胚進行之熱軋，將在精加工輥軋之後段3段(最後3道次)的累積應變設為大於0.6至0.7之後，進行後述之冷卻係重要的。這是因為粒內的方位差為5~14°之結晶粒係藉由在較低的溫度以平衡異常狀態進行變態而生成，所以藉由將變態前的沃斯田鐵之差排密度限定在某範圍之同時，將隨後的冷卻速度限定在某範圍，而能夠控制粒內的方位差為5~14°之結晶粒的生成。亦即，因為藉由控制精加工輥軋之後段3段的累積應變及隨後的冷卻，能夠控制粒內的方位差為5~14°之結晶粒的核生成頻率及隨後的成長速度，結果亦能夠控制所得到的面積率。更具體地，藉由精加工輥軋而被導入的沃斯田鐵之差排密度係主要與核生成頻率有關，而輥軋後的冷卻速度係主要與成長速度有關。
精加工輥軋之後段3段的累積應變為0.6以下時，因為粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率小於10%，乃是不佳。又，精加工輥軋之後段3段的累積應變大於0.7時，因為在熱軋中沃斯田鐵產生再結晶且變態時的積蓄差排密度低落，且粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率小於10%，乃是不佳。
在本實施形態所稱之精加工輥軋之後段3段的累積應變(ε eff.)，係能夠藉由以下的式(1)而求取。
εeff.=Σεi(t,T)‧‧‧(1)
在此，ε i(t,T)=ε i0/exp{(t/τ R)2/3}、τ R=τ 0×exp(Q/RT)、τ 0=8.46×10-6、Q=183200J、R=8.314J/K‧mol、，ε i0係表示軋縮時的對數應變，t係表示在該道次之即將冷卻前為止之累積時間，T係表示在該道次的輥軋溫度。
熱軋的輥軋結束溫度，係以設為Ar3℃~Ar3+60℃為佳。將輥軋結束溫度設為大於Ar3+60℃時，因為熱軋板的結晶粒徑變大且加工性低落之同時，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落，乃是不佳。又，將輥軋結束溫度設為小於Ar3時，成為在二相域之熱軋，因為肥粒鐵相被加工且熱軋鋼板的延展性及擴孔性低落之同時，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落，乃是不佳。
又，熱軋係包含粗軋及精加工輥軋，但是精加工輥軋係以使用串聯式輥軋機而進行為佳，其中該串聯式輥軋機係直線地配置複數台輥軋機且在1方向進行連續輥軋而得到預定厚度。又，使用串聯式輥軋機而進行精加工輥軋時，係以在輥軋機與輥軋機之間進行冷卻(機架間冷卻)且以精加工輥軋中的鋼板之最高溫度為Ar3+60℃以上且Ar3+150℃以下的範圍之方式控制為佳。精加工輥軋時之鋼板的最高溫度大於Ar3+150℃時，粒徑為變為太大，韌性劣化之同 時，擔心粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落。另一方面，精加工輥軋時之鋼板的最高溫度小於Ar3+60℃時，擔心無法確保精加工輥軋的輥軋結束溫度。
進行如上述的條件之熱軋時，能夠限定變態前之沃斯田鐵的差排密度範圍，其結果，以所需要的比率得到粒內的方位差為5~14°之結晶粒係變為容易。
Ar3係考慮軋縮對變態點的影響且依照下述式(2)而算出。
Ar3=970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni])‧‧‧(2)
在此，[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]係各自表示C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Ni之以質量%計的含量。未含有的元素係設作0%而計算。
<冷卻步驟>
對經施行如上述控制的熱軋後之熱軋鋼板進行冷卻。在冷卻步驟係對熱軋完成後的熱軋鋼板，以10℃/s以上的冷卻速度進行冷卻至650~750℃的溫度區域為止(第1冷卻)，在該溫度區域保持3~10秒鐘，隨後，以30℃/s以上冷卻速度進行冷卻至100℃以下為止(第2冷卻)。
因為第1冷卻的冷卻速度小於10℃/s時，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率小於10%，乃是不佳。又，因為第1冷卻的冷卻停止溫度小於650℃時，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率小於10%，乃是不佳。另一方面，因為第1冷卻的冷卻停止溫度大於750℃時，麻田散鐵分率變為太低， 強度低落之同時，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率大於60%，乃是不佳。因為在650~750℃的保持時間小於3秒時，麻田散鐵分率變為太高且延展性低落之同時，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率小於10%，乃是不佳。因為在650~750℃的保持時間大於10秒時，麻田散鐵的分率低落，強度為低落之同時，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率小於10%，乃是不佳。又，因為第2冷卻的冷卻速度小於30℃/s時，麻田散鐵的分率低落且強度低落之同時、粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率大於60%，乃是不佳。第2冷卻的冷卻停止溫度大於100℃時，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率大於60%，乃是不佳。
在第1冷卻、第2冷卻之冷卻速度的上限不必特別限定，但是亦可考慮冷卻設備的設備能力而設為200℃/s以下。
依照上述的製造方法，能夠得到以下的組織：含有以面積率計合計75~95%的肥粒鐵及變韌鐵、及5~20%的麻田散鐵，而且，將方位差為15°以上之邊界設作晶界，將被晶界包圍且圓等校直徑為0.3μm以上之區域定義為結晶粒時，粒內的方位差為5~14°之前述結晶粒比率係以面積率計，能夠得到10~60%之組織。
在上述的製造方法，藉由控制熱軋條件而對沃斯田鐵導入加工差排之後，藉由控制冷卻條件而使被導入的加工差排適當地殘留係重要的。亦即，因為熱軋條件及冷卻條件係各自造成影響，所以同時控制該等條件係重要的。針對上述以外的條件下，使用眾所周知的方法即可，不必特別 限定。
實施例
以下，舉出本發明之熱軋鋼板的實施例而更具體地說明本發明，但是本發明係不被下述實施例限定，在能夠適合前、後述的趣旨之範圍亦能夠適當地施加變更，該等係任一者均被包含在本發明的技術範圍。
首先，熔煉具有下述表1所顯示的組成之鋼且藉由進行連續鑄造而製造鋼片。而且，將該鋼片加熱至表2所顯示的溫度而進行粗軋。粗軋後，在表2所顯示的條件下進行精加工輥軋而得到板厚為2.2~3.4mm的熱軋鋼板。
在表2記載的Ar3(℃)，係採用在表1揭示的化學成分且使用下式(2)而求取。
Ar3=970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni])‧‧‧(2)
在此，[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]係各自為C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Ni以質量%計的含量，未含有時係設為0。
又，表2中、精加工輥軋之後段3段的累積應變係從下式(1)求取值。
εeff.=Σεi(t,T)‧‧‧(1)
在此，ε i(t,T)=ε i0/exp{(t/τ R)2/3}、τ R=τ 0×exp(Q/RT)、τ 0=8.46×10-6、 Q=183200J、R=8.314J/K‧mol、，ε i0係表示軋縮時的對數應變，t係表示在該道次即將冷卻前為止之累積時間，T係表示在該道次的輥軋溫度。
表1的空欄係意味著分析值小於檢測臨界。
對所得到的熱軋鋼板，求取各組織的組織分率(面積率)、及粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率。組織分率(面積率)係藉由以下的方法來求取。首先，藉由使用NITAL蝕刻從熱軋鋼板所採取的試料。對蝕刻後使用光學顯微鏡在板厚的1/4深度位置於300μm×300μm的視野所得到的組織照相，進行影像解析而得到肥粒鐵及波來鐵的面積率、以及變韌鐵與麻田散鐵的合計面積率。其次，藉由對使用雷培拉浸蝕後的試料且使用光學顯微鏡在板厚的1/4深度位置於300μm×300μm的視野所得到的組織照相，進行影像解析而算出殘留沃斯田鐵與麻田散鐵的合計面積率。
而且，使用從輥軋面法線方向進行面研削至板厚的1/4深度為止之試料，藉由X光繞射測定而求取殘留沃斯田鐵的體積率。因為殘留沃斯田鐵的體積率係與面積率同等，所以將其設作殘留沃斯田鐵的面積率。
使用該方法，而得到肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、波來鐵各自的面積率。
又，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率，係使用以下的方法測定。首先，針對從鋼板表面在板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的輥軋方向垂直剖面，在對輥軋方向於200μm、輥軋面法線方向以0.2μm的測定間隔進行EBSD解析100μm的區域而得到結晶方位資訊。在此，EBSD解析係使用由熱電場放射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)及EBSD檢測器(TSL製HIKARI檢測器)所構成之裝置，以200~300點/ 秒的解析速度而實施。其次，對所得到的結晶方位資訊，將方位差15°以上且圓等校直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒且計算結晶粒的粒內之平均方位差，來求取粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率。上述所定義的結晶粒和粒內的平均方位差，係能夠使用附屬在EBSD解析裝置的軟體「OIM Analysis(註冊商標)」而算出。
其次，在拉伸試驗，係求取降伏強度及拉伸強度且藉由鞍型延伸凸緣試驗而求取臨界成形高度。又，將拉伸強度(MPa)與臨界成形高度(mm)的乘積設作延伸凸緣性的指標而進行評價，乘積為19500mm‧MPa以上時，係判定具有優異的延伸凸緣性。
拉伸試驗係從輥軋方向為直角方向採取JIS5號拉伸試片，使用該試片而依據JISZ2241而進行試驗。
又，鞍型延伸凸緣試驗，係使用將角隅的曲率半徑設為R60mm，將開口角θ設為120°之鞍型成型品且將沖切角隅部時的間隙設為11%而進行。在此，所謂間隙，係表示沖切擠壓模與衝頭之間隙和試片厚度之比。又，臨界成形高度係在成形後，藉由目視觀察有無存在具有板厚的1/3以上長度之龜裂，且設為不存在龜裂的臨界之成形高度。
將結果顯示在表3。
從表3所顯示的結果能夠清楚明白，在較佳條件下將在本發明所規定的化學成分進行熱軋時(試驗No.1~17)，係能夠得到強度為590MPa以上且延伸凸緣性的指標為19500mm‧MPa以上之高強度熱軋鋼板。
另一方面，因為製造No.18~23係使用化學成分為本發明的範圍外，所以使用光學顯微鏡所觀察的組織及粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率之任一者或雙方，係不滿足本發明的範圍之比較例。其結果，延伸凸緣性係不滿足目標值。又，在一部份的例子係拉伸強度亦變低。
又，No.24~36之製造條件係從期望的範圍脫離之結果，使用光學顯微鏡所觀察的組織及粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率的任一者、或雙方，係不滿足本發明的範圍之例子。在該等例，延伸凸緣性係不滿足目標值。又，在一部份的例子，拉伸強度亦變低。
產業上之利用可能性
依照本發明，能夠提供一種能夠應用在被要求嚴格的延伸凸緣性的構件之具有優異的延伸凸緣之高強度熱軋鋼板。因為該等鋼板係有助於提升汽車的燃料消耗率提升等，所以產業上之利用可能性高。

Claims (4)

  1. 一熱軋鋼板，其特徵在於化學成分係以質量%計，含有C：0.04~0.18%、Si：0.10~1.70%、Mn：0.50~3.00%、Al：0.010~1.00%、B：0~0.005%、Cr：0~1.0%、Mo：0~1.0%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mg：0~0.05%、REM：0~0.05%、Ca：0~0.05%、Zr：0~0.05%，且限制為P：0.050%以下、S：0.010%以下、N：0.0060%以下、剩餘部分為由Fe及不純物所構成；而且組織係以面積率計，含有合計75~95%的肥粒鐵與變韌鐵、以及5~20%的麻田散鐵；在前述組織中，將方位差為15°以上的邊界設作晶界，將被前述晶界包圍且圓等校直徑為0.3μm以上的區域 定義為結晶粒時，粒內的方位差為5~14°之前述結晶粒比率係以面積率計為10~60%。
  2. 如請求項1之熱軋鋼板，其中拉伸強度為590MPa以上，且前述拉伸強度與在鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的乘積為19500mm‧MPa以上。
  3. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其中前述化學成分係以質量%計，含有B：0.0001~0.005%、Cr：0.01~1.0%、Mo：0.01~1.0%、Cu：0.01~2.0%、Ni：0.01~2.0%之中的1種或2種以上。
  4. 如請求項1至3項中任一項之熱軋鋼板，其中前述化學成分係以質量%計，含有Mg：0.0001~0.05%、REM：0.0001~0.05%、Ca：0.0001~0.05%、Zr：0.0001~0.05%之中的1種或2種以上。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI705143B (zh) * 2018-08-23 2020-09-21 日商Ｊｆｅ鋼鐵股份有限公司 熱軋鋼板及其製造方法
CN114787405A (zh) * 2020-01-09 2022-07-22 日本制铁株式会社 热压成形体

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107208209B (zh) * 2015-02-20 2019-04-16 新日铁住金株式会社 热轧钢板
WO2016132549A1 (ja) * 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
MX2017010532A (es) * 2015-02-25 2017-12-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina o placa de acero laminada en caliente.
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
BR112019000766B8 (pt) 2016-08-05 2023-03-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de aço
JP6358406B2 (ja) 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
EP3778951A4 (en) * 2018-03-29 2021-10-27 Nippon Steel Corporation HOT PUNCHED SHAPED PRODUCT
JP7151889B2 (ja) 2019-05-31 2022-10-12 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板
KR102606157B1 (ko) 2019-05-31 2023-11-29 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판
KR102603495B1 (ko) 2019-05-31 2023-11-20 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
JP7188585B2 (ja) 2019-05-31 2022-12-13 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JP7151890B2 (ja) 2019-05-31 2022-10-12 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
JP7231022B2 (ja) 2019-05-31 2023-03-01 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0949026A (ja) * 1995-08-07 1997-02-18 Kobe Steel Ltd 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法
KR100430987B1 (ko) * 1999-09-29 2004-05-12 제이에프이 엔지니어링 가부시키가이샤 박강판 및 박강판의 제조방법
JP4258934B2 (ja) * 2000-01-17 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4306076B2 (ja) * 2000-02-02 2009-07-29 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP4445095B2 (ja) 2000-04-21 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 バーリング加工性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法
JP2002226943A (ja) * 2001-02-01 2002-08-14 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP4062118B2 (ja) * 2002-03-22 2008-03-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法
JP4333379B2 (ja) 2004-01-29 2009-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、表面性状および板平坦度に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP4470701B2 (ja) * 2004-01-29 2010-06-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5228447B2 (ja) * 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5037415B2 (ja) * 2007-06-12 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP4980163B2 (ja) * 2007-07-20 2012-07-18 新日本製鐵株式会社 成形性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法
JP5200653B2 (ja) * 2008-05-09 2013-06-05 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板およびその製造方法
JP5438302B2 (ja) * 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP5719545B2 (ja) * 2010-08-13 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板
EP2692895B1 (en) * 2011-03-28 2018-02-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet and production method thereof
KR101632778B1 (ko) * 2011-05-25 2016-06-22 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5640898B2 (ja) * 2011-06-02 2014-12-17 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP5780210B2 (ja) 2011-06-14 2015-09-16 新日鐵住金株式会社 伸びと穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5370617B2 (ja) * 2011-09-30 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP5825225B2 (ja) * 2012-08-20 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
BR112015006077B1 (pt) * 2012-09-26 2020-01-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp folha de aço bifásico e método de fabricação da mesma
KR101758003B1 (ko) * 2013-04-15 2017-07-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI705143B (zh) * 2018-08-23 2020-09-21 日商Ｊｆｅ鋼鐵股份有限公司 熱軋鋼板及其製造方法
CN114787405A (zh) * 2020-01-09 2022-07-22 日本制铁株式会社 热压成形体
CN114787405B (zh) * 2020-01-09 2023-05-12 日本制铁株式会社 热压成形体

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