TW201638358A - 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80~98%的肥粒鐵及變韌鐵、2~10%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、塗裝後耐蝕性、切口疲勞特性之熱軋鋼板，特別是有關於具有優異的延伸凸緣性、塗裝後耐蝕性及切口疲勞特性之高強度複合組織熱軋鋼板。
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。
對於上述的課題，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之具有優異的延伸性(延展性)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板，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，其係藉由在750~600℃的溫度範圍保持2~15秒後於低溫捲取而得到。
但是，在上述的專利文獻1，必須確保熱軋結束後的一次冷卻速度為50℃/s以上，致使裝置的負荷變高。又，使一次冷卻速度成為50℃/s以上時，起因於冷卻速度的偏差而產生材質偏差之問題。
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。
在汽車構件之車輪、懸掛架等的重要保安零件之中，開洞部等應力集中較大的部位係被使用在某零件時，除了上述的延伸凸緣性以外，亦要求切口疲勞特性。而且，由於腐蝕致使板厚減少時，因為零件強度及切口疲勞特性大幅度地劣化，使用如上述的零件之鋼材，化成處理及電沈積塗裝後的耐蝕性(塗裝後耐蝕性)亦是必要的。
針對切口疲勞特性的提升，有報告揭示藉由將組織設作具有肥粒鐵相與硬質第2相之複合組織，來減少龜裂傳播速度為效果的。例如在專利文獻4揭示一種鋼板，其係藉由使硬質的變韌鐵或麻田散鐵分散在以微細的肥粒鐵作為主相的組織中，而使其兼具無切口的材料之疲勞特性與切口疲勞特性。但是在專利文獻4，完全沒有提及延伸凸緣 性。
又，在專利文獻5、專利文獻6，係報告藉由提升複合組織中的麻田散鐵之縱橫比，能夠減低龜裂傳播速度。但是，因為該等係任一者的對象為厚板，所以未具備進行薄板的壓製成型時必要之良好的延伸凸緣性。因此，將在專利文獻5及專利文獻6所記載的鋼板使用作為汽車用鋼板係困難的。
而且，在專利文獻4、5、6，因為係設作肥粒鐵與麻田散鐵的複合組織，所以是為了促進肥粒鐵變態之目的而添加有Si。但是含有Si的鋼板，有以下的問題：在鋼板表面，生成被稱為紅鏽垢(Si鏽垢)之虎紋(Tiger stripe)狀鏽垢花紋且塗裝後耐蝕性劣化。
如此，先前得到全部滿足汽車構件必要的延伸凸緣性、切口疲勞特性、及塗裝後耐蝕性之鋼板係困難的。
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
專利文獻4：日本特開平04-337026號公報
專利文獻5：日本特開2005-320619號公報
專利文獻6：日本特開平07-90478號公報
發明概要
本發明係鑒於上述技術的問題點而進行研究。
本發明之目的，係提供一種能夠應用在被要求塗裝後具有優異的耐蝕性且嚴格的延伸凸緣性及切口疲勞特性之構件的高強度熱軋鋼板。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(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，係表示臨界成形高度H(mm)與拉伸強度(MPa)的乘積為19500(mm．MPa)以上。
又，所謂具有優異的切口疲勞特性，係表示藉由切口疲勞試驗而得到的切口疲勞限度FL(MPa)與拉伸強度TS(MPa)之比亦即FL/TS為0.25以上。又，所謂高強度，係表示拉伸強度為540MPa以上。又，所謂具有優異的塗裝後耐蝕性，係表示塗裝後耐蝕性的指標之最大剝離寬度為4.0mm以下。
而且，已知以往一旦提升延伸凸緣性時延展性便會低落。但是本發明的熱軋鋼板，係使延伸凸緣性提升之後，能夠滿足通常作為汽車構件被要求之最低限的延展性亦即TS×EL≧13500MPa．%。
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，其化學成分係以質量%計，含有C：0.020~0.070%、Mn：0.60~2.00%、Al：0.10~1.00%、Ti：0.015~0.170%、Nb：0.005~0.050%、Cr：0~1.0%、V：0~0.300%、Cu：0~2.00%、Ni：0~2.00%、Mo：0~1.00%、Mg：0~0.0100%、Ca：0~0.0100%、REM：0~0.1000%、B：0~0.0100%，且限制為Si：0.100%以下，P：0.050%以下，S：0.005%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80~98%的肥粒鐵及變韌鐵、2~10%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，其中前述化學成分係以質量%計，亦可含有V：0.010~0.300%、Cu：0.01~1.20%、Ni：0.01~0.60%、Mo：0.01~1.00%的1種或2種以上。
(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Mg：0.0005~0.0100%、Ca：0.0005~0.0100%、REM：0.0005~0.1000%的1種或2種以上。
(4)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B：0.0002~0.0020%。
(5)如上述(1)至(4)項中任一項之熱軋鋼板，其中亦可以是拉伸強度為540MPa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。
依照本發明的上述態樣，能夠提供一種具有高強度之同時，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性及切口疲勞特性及塗裝後耐蝕性之高強度熱軋鋼板。
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。
圖3係顯示用以進行評價切口疲勞特性所使用之疲勞試片的形狀之圖。
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，其化學成分係以質量%計，含有C：0.020~0.070%、Mn：0.60~2.00%、Al：0.10~1.00%、Ti：0.015~0.170%、Nb：0.005~0.050%，並視需求而含有選自下列之一種以上：Cr：1.0%以下、V：0.300%以下、Cu：2.00%以下、Ni：2.00%以下、Mo：1.00%以下、Mg：0100%以下、Ca：0.0100%以下、REM：0.1000%以下、B：0.0100%以下，且限制為Si：0.100%以下，P：0.050%以下，S：0.005%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80~98%的肥粒鐵及變韌鐵、2~10%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：0.020~0.070%
C係與Nb、Ti等鍵結而在鋼板中形成析出物，藉由析出強化而有助於提升鋼強度之元素。又，C亦對麻田散鐵的生成造成重大的影響。因此將C含量的下限設為0.020%。C含量的下限係以0.025%為佳，較佳C含量的下限為0.030%。 另一方面，C含量大於0.070%時，延伸凸緣性和熔接性劣化。因此將C含量的上限設為0.070%。C含量的上限係以0.065%為佳，較佳C含量的上限為0.060%。
Si：0.100%以下
Si係降低鏽垢的熔點且使鏽垢與基鐵(母材)的密著性提升之元素。Si含量變多時，產生鏽垢花紋且化成處理性劣化，而成為塗裝後耐蝕性低落之原因。因此，必須限制Si含量。Si含量大於0.100%時，塗裝後耐蝕性係顯著地劣化。因此，將Si含量限制在0.100%以下。Si含量的上限係以0.050%為佳，較佳Si含量的上限為0.040%。Si含量為0%亦無妨。
Mn：0.60~2.00%
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0.60%。Mn含量的下限係以0.70%為佳，較佳Mn含量的下限為0.80%。另一方面，Mn含量大於2.00%時，延伸凸緣性劣化。因此將Mn含量的上限設為2.00%。Mn含量的上限係以1.50%為佳，較佳Mn含量的上限為1.20%。
Al：0.10~1.00%
Al係作為熔鋼的脫氧劑之有效元素。又，在本實施形態之熱軋鋼板，係具有將粒內方位差5~14°之結晶粒比率控制為10~60%的效果之元素。認為這是因為Al具有大幅度地提升鋼板的Ar3溫度之效果，藉由含有Al，被導入粒內之變態應變變少係有關係。為了得到該等效果而將Al含量的下限 設為0.10%。Al含量的下限係以0.13%為佳，較佳Al含量的下限為0.15%。另一方面，Al含量大於1.00%時，韌性和延展性係顯著地劣化且有在輥軋中達到斷裂之情形。因此將Al含量的上限設為1.00%。Al含量的上限係以0.50%為佳，較佳Al含量的上限為0.40%。
Ti：0.015~0.170%
Ti係在鋼中微細地析出作為碳化物且藉由析出強化而使鋼強度提升之元素。又，Ti係藉由形成碳化物(TiC)而將C固定，且藉由延伸凸緣性而抑制生成有害的雪明碳鐵之元素。為了得到該等效果而將Ti含量的下限設為0.015%。Ti含量的下限係以0.020%為佳，較佳Ti含量的下限為0.025%。另一方面，Ti含量大於0.170%時，延展性劣化。因此將Ti含量的上限設為0.170%。Ti含量的上限係以0.150%為佳，較佳Ti含量的上限為0.130%。
Nb：0.005~0.050%
Nb係在鋼中微細地析出作為碳化物，藉由析出強化而使鋼強度提升之元素。又，Nb係藉由形成碳化物(NbC)而將C固定且抑制生成對延伸凸緣性有害的雪明碳鐵之元素。為了得到該等效果而將Nb含量的下限設為0.005%。Nb含量的下限係以0.010%為佳，較佳Nb含量的下限為0.015%。另一方面，Nb含量大於0.050%時，延展性劣化。因此將Nb含量的上限設為0.050%。Nb含量的上限係以0.040%為佳，較佳Nb含量的上限為0.030%。
P：0.050%以下
P為不純物。因為P係使韌性、延展性、熔接性等劣化，所以P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0.030%以下。P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：0.005%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0.005%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0.005%即可。較佳為0.003%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係比C更優先地與Ti及Nb形成析出物，而使對C的固定有效的Ti及Nb減少之元素。因此，N含量係較低為佳。但是，N含量大於0.0060%時，因為延伸凸緣性劣化為顯著的，所以將N含量限制在0.0060%以下即可。較佳為0.0050%以下。
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。但是，除了該基本成分以外(代替剩餘部分的Fe之一部 分)，在本實施形態之熱軋鋼板，亦可進一步按照必要而含有選自Cr、V、Cu、Ni、Mo、Mg、Ca、REM、B的化學元素(選擇元素)之1種以上。因為以下的元素係未必需要含有，所以其含量的下限為0%。該等選擇元素係即便在鋼中不可避免地混入，亦不損害在本實施形態之效果。
在此，所謂不純物，係意味著在工業上製造合金時，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。
Cr：0~1.0%
Cr係有助於提升鋼強度之元素。為了得到該效果之情況，係以含有0.05%以上的Cr為佳。另一方面，Cr含量大於1.0%時，其效果飽和且經濟性低落。因此含有Cr時，係以將Cr含量的上限設為1.0%為佳。
V：0~0.300%
V係藉由析出強化或固溶強化而使鋼板強度提升之元素。為了得到該效果之情況，係以將V含量設為0.010%以上為佳。另一方面，V含量大於0.300%時，上述效果飽和且經濟性低落。因而，含有V的情況，係以將V含量的上限設為0.300%為佳。
Cu：0~2.00%
Cu係藉由析出強化或固溶強化而使鋼板強度提升之元素。為了得到該等效果之情況，係以將Cu含量設為0.01%以上為佳。另一方面，Cu含量大於2.00%時，上述效果飽和 而經濟性低落。因此含有Cu時，係以將Cu含量的上限設為2.00%為佳。但是，Cu的含量大於1.20%時，在鋼板表面有產生起因於鏽垢的瑕疵之情形。因而，係以將Cu含量的上限設為1.20%為較佳。
Ni：0~2.00%
Ni係藉由析出強化或固溶強化而使鋼板強度之元素。為了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2.00%時，上述效果飽和而經濟性低落。又，延展性亦大幅度地低落。因而，含有Ni時，係以將Ni含量的上限設為2.00%為佳。Ni的含量大於0.60%時，因為延展性開始劣化，係以將Ni含量的上限設為0.60%為較佳。
Mo：0~1.00%
Mo係藉由析出強化或固溶強化使鋼板強度提升之元素。為了得到該效果之情況，係以將Mo含量設為0.01%以上為佳。另一方面，Mo含量大於1.00%時、上述效果飽和而經濟性低落。因而，含有Mo的情況，係以將Mo含量的上限設為1.00%為佳。
Mg：0~0.0100%
Mg係藉由控制成為破壞的起點且成為使加工性劣化的原因之非金屬夾雜物的形態而使鋼板的加工性提升之元素。為了得到該效果之情況，係以將Mg含量設為0.0005%以上為佳。另一方面，Mg的含量大於0.0100%時，上述效果飽和而經濟性低落。因而，含有Mg，係以將Mg含量的上限設 為0.0100%為佳。
Ca：0~0.0100%
Ca係藉由控制成為破壞的起點且成為使加工性劣化的原因之非金屬夾雜物的形態而使鋼板的加工性提升之元素。為了得到該效果之情況，係以將Ca含量設為0.0005%以上為佳。另一方面，Ca的含量大於0.0100%時，上述效果飽和而經濟性低落。因而，含有Ca的情況，係以將Ca含量的上限設為0.0100%為佳。
REM：0~0.1000%
REM(稀土類元素)係藉由控制成為破壞的起點且成為使加工性劣化的原因之非金屬夾雜物的形態而使鋼板的加工性提升之元素。為了得到該效果之情況，係以將REM含量設為0.0005%以上為佳。另一方面，REM的含量大於0.1000%時，上述效果飽和而經濟性低落。因而，含有REM的情況，REM含量的上限係以設為0.1000%為佳。
B：0~0.0100%
B係藉由在晶界偏析且提高晶界強度而使低溫韌性提升。為了得到該效果之情況，係以將B含量設為0.0002%以上為佳。另一方面，B含量大於0.0100%時，不僅是其效果飽和，而且經濟性低落。因此含有B的情況，係以將B含量的上限設為0.0100%為佳。又，B為強力的淬火性提升元素，B含量大於0.0020%時，粒內的方位差為5~14°之前述結晶粒比率，以面積率計係有大於60%之情形。因而，B含量的上限係以設為0.0020%為較佳。
針對上述以外的元素，在不損害本實施形態的效果之範圍含有亦無妨。例如本發明者等係確認即便含有合計1%以下的Sn、Zr、Co、Zn、W，亦不損害在本實施形態之效果。該等元素之中，因為Sn在熱軋時有產生瑕疵之可能性，所以設為0.05%以下為佳。
其次，說明本實施形態之熱軋鋼板組織(金屬組織)。
本實施形態之熱軋鋼板，係在使用光學顯微鏡觀察的組織中，必須以面積率計將肥粒鐵與變韌鐵合併而含有80~98%且含有2%~10%的麻田散鐵。藉由成為此種組織，能夠使強度與延伸凸緣性平衡性良好地提升。肥粒鐵與變韌鐵的合計面積率小於80%時，強度與延伸凸緣性的平衡低落，而且臨界成形高度H(mm)與拉伸強度TS(MPa)的乘積亦即H×TS成為19500mm．MPa。又，肥粒鐵與變韌鐵的合計面積率大於98%、或麻田散鐵的面積率小於2%時，切口疲勞特性劣化且無法滿足FL/TS≧0.25。又，麻田散鐵的面積率大於10%時，延伸凸緣性低落。肥粒鐵及變韌鐵各自的分率(面積率)係不必限定，但是因為變韌鐵分率大80%時，延展性有低落的情況，所以變韌鐵分率係以80%以下為佳。較佳小於70%。
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。但是從抑制延伸凸緣性劣化之理由，剩餘部分的比率係以面積率計設為10%以下為佳。
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法係大量地被使用在結晶方位解析。具體而言，將方位差為15°以上的邊界設作晶界，將被該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，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。
所謂粒內的結晶方位差，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)」，該值係能夠如在非專利文獻1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。在圖1，被方位差為15°以上的晶界包圍之粒內的方位差為5~14°的區域係以黑色顯示。
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。
<關於熱軋步驟>
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下述式(a)表示之SRTmin℃以上且1260℃以下為佳。
SRTmin=7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273．．．(a)
在此，式(a)中的[Ti]、[C]係表示以質量%計之Ti、C的含量。
本實施形態之熱軋鋼板係含有Ti，鋼胚加熱溫度小於SRTmin℃時，Ti未充分地溶體化。在鋼胚加熱時，Ti未溶體化時，使Ti以碳化物(TiC)的方式而微細析出，致使藉由析出強化來提升鋼的強度係變為困難。又，由於生成碳化物(TiC)而將C固定，致使抑制對延伸凸緣性有害的雪明碳鐵之生成係變為困難。另一方面，在鋼胚加熱步驟之加熱溫度大於1260℃時，因剝落致使產率低落，所以加熱溫度係以設為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(最後3道次)的累積應變設為0.5~0.6之後，進行後述之冷卻係有效的。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，藉由控制在精加工輥軋之後段3段的累積應變及隨後的冷卻，因為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體積分率。更具體地，藉由精加工輥軋而被導入之沃斯田鐵的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段的累積應變小於0.5時，因為被導入之沃斯田鐵的差排密度為不充分，而粒內的方位差為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0.6時，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。此時，因為粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率小於10%，乃是不佳。
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}、τR=τ0．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。
輥軋結束溫度係以設為Ar3+30℃以上為佳。將輥軋結束溫度設為小於Ar3+30℃時，由於鋼板中的成分、輥軋溫度的偏差，在組織的一部分產生肥粒鐵之情況，有對肥粒鐵施行加工之可能性。因為該被加工後的肥粒鐵，係成為延展性低落之原因，乃是不佳。又，輥軋溫度小於Ar3+30℃時，因為粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率變為過剩，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。
Ar3係能夠依照基於鋼板的化學成分且考慮軋縮對變態點的影響之下述式(2)而算出。
Ar3=901-325×[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。
<關於冷卻步驟>
對熱軋後的熱軋鋼板進行冷卻。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，較佳是以30℃/s以上冷卻速度進行冷卻至100℃以下為止(第2冷卻)。
第1冷卻的冷卻速度小於10℃/s時，因為在比較佳溫度區域更高的溫度，由於平衡異常而產生變態，致使粒內的方位差為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，在比較佳溫度區域更低的溫度，由於平衡異常而產生變態，致使粒內的方位差為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，在比較佳溫度區域更高的溫度，由於平衡異常而產生變態，致使粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率小於10%，乃是不佳。又，在650~750℃的保持時間小於3秒，亦因為粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率小於10%，乃是不佳。在650~750℃的保持時間大於10秒時，因為容易生成對延伸凸緣性有害的雪明碳鐵，乃是不佳。又，第2冷卻的冷卻速度小於30℃/s時，因為容易生成對延伸凸緣性有害的雪明碳鐵，乃是不佳。又，第2冷卻的冷卻停止溫度大於100℃時，因為麻田散鐵分率小於2%，乃是不佳。
在第1冷卻、第2冷卻之冷卻速度的上限係不必特別限定，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：以面積率計將肥粒鐵與變韌鐵合併而含有80~98%且含有2~10%的麻田散鐵之同時，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°之結晶粒比率係以面積率計為10~60%。
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，係使用眾所周知的方法即可，不必特別限定。
又，只要能夠保持上述組織的面積率，即便進行熱處理亦沒有問題。
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，但是本發明係當然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。
在本實施例，首先熔煉具有下述表1所顯示的組成之鋼而製造鋼片，將該鋼片加熱而進行熱粗軋之後，接著在下述表2表示的條件下，進行精加工輥軋。精加工輥軋後的板厚為2.2~3.4mm。表2所記載的Ar3(℃)，係採用表1所顯示的成分且使用下式(2)而求取。
Ar3=970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni])．．．(2)
又，精加工3段的累積應變係從下式(1)求取。
εeff.=Σεi(t,T)．．．(1)
在此，ε i(t,T)=ε i0/exp{(t/τ R)2/3}、 τR=τ0．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。
將結果顯示在表3。表中之肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵以外的組織為波來鐵或殘留沃斯田鐵。又，試驗No.51係因為在輥軋中產生裂紋，所以無法進行隨後的試驗。
其次，在拉伸試驗求取拉伸強度及延展性。在本發明，機械的性質之中，拉伸強度特性(拉伸強度(TS)、延展性(El))係使用在板寬的1/4W或3/4W位置，將對輥軋方向為直行的方向設作長度方向而採取之JIS Z 2241(2011)的5號試片，依據JIS Z 2241(2011)而進行評價。試驗結果，係TS為540MPa以上時，判定為充分的強度，TS×El為13500MPa．%以上時，判定具、充分的延展性。
將結果顯示在表4。
其次，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。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°之如圖2所顯示的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4。
其次，為了進行評價對輥軋方向為直行方向的切口疲勞特性，係從與採取拉伸試片的位置同樣的位置以對輥軋方向為直行的方向係成為長邊的方式採取如圖3所顯示之形狀疲勞試片且進行疲勞試驗。圖3記載的疲勞試片，係用以得到切口材的疲勞強度而製成的切口試片。疲勞試片係從最表層進行磨削至0.05mm左右的深度為止。在應力比R=0.1、頻率5Hz進行應力控制軸疲勞試驗，而且將1000萬次後不斷裂的應力設作切口疲勞限度(FL)且進行評價切口疲勞特性。試驗結果係滿足FL/TS≧0.25時，判定具有優異的切口疲勞特性。將結果顯示在表4。
其次，進行評價化成處理性及塗裝後耐蝕性。
具體而言，首先將所製造的鋼板進行酸洗之後，施行使其附著2.5g/m2的磷酸鋅皮膜之磷酸化成處理，作為評價在該階段之化成處理性，係實施有無遮蓋缺乏(lack of hiding)及P比之測定。所謂遮蓋缺乏，係未附著有化成處理皮膜之部分；所謂P比，係使用X光繞射裝置而測定之磷葉石(phosphophyllite)(100)面的X光繞射強度P、與磷鋅礦(hopeite)(020)面的X光繞射強度H之比亦即P/(P+H)表示之值。
磷酸化成處理係使用以磷酸及Zn離子作為主成 分的藥液之處理，在與從鋼板溶出的Fe離子之間，係生成被稱為磷葉石(FeZn2(PO4)2．4H2O)的結晶之化學反應。而且，磷酸化成處理之技術項目係，(1)使Fe離子溶出而促進反應，(2)使鋼板表面緻密地形成磷葉石結晶。
特別是針對(1)，在鋼板表面殘留有起因於形成Si鏽垢之氧化物時，係妨礙Fe的溶出而顯現被稱為遮蓋缺乏之未附著化成皮膜的部分、或由於Fe未溶出致使在鐵表面形成被稱為磷鋅礦：Zn3(PO4)2．4H2O之原本未形成的異常化成處理皮膜而有使塗裝後的性能劣化之情形。因而，藉由磷酸使鋼板表面的Fe溶出而以充分供給Fe離子的方式使表面正常係重要的。
使用掃描型電子顯微鏡進行觀察而判斷有無遮蓋缺乏。具體而言，係以1000倍的倍率觀察20個視野左右，將全面均勻附著者而無法確認遮蓋缺乏的情況設作無遮蓋缺乏且判定為「A」。又，能夠減低遮蓋缺乏的視野為5%以下時，設作輕微且判定為「B」。大於5%係設為有遮蓋缺乏且判定為「C」。C的情況係判定為化成處理性較差。
另一方面，P比係能夠使用X光繞射裝置而測定。採用磷葉石(100)面的X光繞射強度P與磷鋅礦(020)面的X光繞射強度H之比，設作P比=P/(P+H)而進行評價。因為P比係表示進行化成處理而得到的皮膜中之磷鋅礦與磷葉石的比率，所以P比越高，係意味著越大量地含有磷葉石，且在鋼板表面緻密地形成有磷葉石結晶。為了滿足耐蝕性能 和塗裝性能，通常係要求P比≧0.80，又，在融雪鹽(snow melting salt)散佈地域等嚴格的腐蝕環境下，係要求P比≧0.85。因此，該P比為小於0.80時，係設作化成處理性為較差水準。將結果顯示在表4。
其次，針對塗裝後耐蝕性，係使用以下的方法進行評價。
首先，在化成處理後的鋼板進行厚度25μm的電沈積塗裝，進行塗裝烘烤處理170℃×20分鐘後，使用前端尖銳的刀片將電沈積塗膜施行到達基鐵(母材)為止之長度130mm的切入。而且，在JIS Z2371所揭示的鹽水噴霧條件下，對該鋼板在35℃的溫度繼續施行5%鹽水噴霧700小時。鹽水噴霧後，將寬度24mm的膠帶(NICHIBAN 405A-24 JIS Z 1522)，對切口部為平行地黏貼長度130mm在切口部上且測定將其剝離時之最大塗膜剝離寬度。該最大塗膜剝離寬度大於4.0mm時，設作塗裝後耐蝕性為較差水準。將結果顯示在表4。
從表3、表4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.1~32)，係能夠得到強度為540MPa以上且延伸凸緣性的指標為19500mm．MPa以上，TS×El為13500MPa．%，FL/TS≧0.25，最大塗膜剝離寬度為4.0mm之具有優異的延伸凸緣性、塗裝後耐蝕性及切口疲勞特性之高強度熱軋鋼板。
另一方面，製造No.34~39、41、43係製造條件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°之結晶粒比率之任一者或雙方，係不滿足本發明的範圍之比較例。在該等例子，延展性、延伸凸緣性、切口疲勞特性的任一者為不滿足目標值。
又，試驗No.44~57係因為化學成分為本發明的範圍外，所以強度、延展性、延伸凸緣性、切口疲勞特性的任一者為不滿足目標值之例子。
產業上之利用可能性
依照本發明，能夠提供一種雖然高強度但是具有嚴格的延伸凸緣性、切口疲勞特性、及優異的塗裝後耐蝕性之高強度熱軋鋼板。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 (5)

  1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於化學成分係以質量%計，含有C：0.020~0.070%、Mn：0.60~2.00%、Al：0.10~1.00%、Ti：0.015~0.170%、Nb：0.005~0.050%、Cr：0~1.0%、V：0~0.300%、Cu：0~2.00%、Ni：0~2.00%、Mo：0~1.00%、Mg：0~0.0100%、Ca：0~0.0100%、REM：0~0.1000%、B：0~0.0100%，且限制為Si：0.100%以下，P：0.050%以下，S：0.005%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80~98%的肥粒鐵及 變韌鐵、2~10%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，其中前述化學成分係以質量%計，含有V：0.010~0.300%、Cu：0.01~1.20%、Ni：0.01~0.60%、Mo：0.01~1.00%的1種或2種以上。
  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Mg：0.0005~0.0100%、Ca：0.0005~0.0100%、REM：0.0005~0.1000%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B：0.0002~0.0020%。
  5. 如請求項1至4項中任一項之熱軋鋼板，其中拉伸強度為540MPa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。
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