TW201910534A - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

熱軋鋼板及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TW201910534A
TW201910534A TW107127819A TW107127819A TW201910534A TW 201910534 A TW201910534 A TW 201910534A TW 107127819 A TW107127819 A TW 107127819A TW 107127819 A TW107127819 A TW 107127819A TW 201910534 A TW201910534 A TW 201910534A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
less
rolling
steel sheet
iron
hot
Prior art date
Application number
TW107127819A
Other languages
English (en)
Other versions
TWI654319B (zh
Inventor
平島哲矢
豊田武
Original Assignee
日商新日鐵住金股份有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日商新日鐵住金股份有限公司 filed Critical 日商新日鐵住金股份有限公司
Publication of TW201910534A publication Critical patent/TW201910534A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI654319B publication Critical patent/TWI654319B/zh

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本發明之一態樣的熱軋鋼板，具有預定化學成分，在板厚1/4深度位置且在板寬中央位置之金屬組織是由90體積%以上的麻田散鐵、與0體積%以上且10體積%以下的剩餘部分組織所構成，前述剩餘部分組織為變韌鐵或肥粒鐵之一者或兩者；L方向之結晶粒平均長度為0.2μm以上且5.0μm以下，C方向之結晶粒平均長度為0.1μm以上且5.0μm以下，並且，前述L方向之結晶粒平均長度即L方向粒長與前述C方向之結晶粒平均長度即C方向粒長之比為：0.2≦C方向粒長/L方向粒長≦5.0；抗拉強度為1180MPa以上。

Description

熱軋鋼板及其製造方法
發明領域 本發明是有關於一種適合作為汽車結構構件或骨架、軌道支架的素材，且強度與韌性優異，韌性等向性也優異的熱軋鋼板及其製造方法。 本案基於2017年8月9日在日本專利申請案之特願2017-154294號主張優先權，並在此援用其內容。
發明背景 從地球環境保護之觀點，加強汽車排氣規定，而汽車燃油效率的提升遂成課題。在此狀況下，要求汽車用鋼板的高強度化及薄壁化，尤其高強度熱軋鋼板正被積極適用作為汽車用構件的素材。尤以具有抗拉強度1180MPa以上的高強度熱軋鋼板，作為能飛躍性提升汽車燃油效率的素材而廣受注目。
惟，一般而言，韌性是會隨著鋼板高強度化而下降。因此，為能賦予汽車用構件所要求的韌性，已進行了各式各樣的檢討。
例如，專利文獻1提出一種高強度熱軋鋼板的製造方法，是將下述鋼片，自至少1100℃起至TiC變成溶體之溫度以上、1400℃以下的加熱溫度為止的溫度區域，以150℃/h以上的升溫速度進行加熱，且加熱溫度下的保持固定時間設為5分以上、30分以下，之後進行熱輥軋；前述鋼片以質量%計含有C：0.05~0.20%、Si：0.60%以下、Mn：0.10~2.50%、sol.Al：0.004~0.10%、Ti：0.04~0.30%、B：0.0005~0.0015%，且剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成。又，專利文獻1揭露：利用微量的Ti作為析出強化元素，且利用微量的固溶B作為降低冷卻時之變態溫度的沃斯田鐵安定化元素，藉此將肥粒鐵組織微細化，而獲得具有抗拉強度達1020MPa左右之高強度且斷口轉變溫度達-70℃左右之高韌性的高強度熱軋鋼板。
專利文獻2則提出一種韌性優異的高強度熱軋鋼板之製造方法，係對下述鋼片加熱至1200℃以上並施行包含粗輥軋與精輥軋的熱輥軋，而該精輥軋是將1000℃以下之累積軋縮率設為50%以上，將精輥軋結束溫度設為820℃以上、930℃以下；熱輥軋之後，於4.0秒以內開始冷卻，並以平均冷卻速度20℃/s以上進行冷卻，且在300℃以上、450℃以下進行捲取，藉此具有下述金屬組織：以變韌鐵為主體，變韌鐵板條的平均板條間隔為400nm以下，並且，板條的平均長軸長度為5.0μm以下；前述鋼片以質量%計含有C：0.05~0.18%、Si：1.0%以下、Mn：1.0~3.5%、P：0.04%以下、S：0.006%以下、Al：0.10%以下、N：0.008%以下、Ti：0.05~0.20%、V：大於0.1~0.3%，剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成。
專利文獻3提出一種低溫韌性優異之高強度熱軋鋼板的製造方法，係對下述鋼片加熱至1100~1250℃並施行精輥軋，該精輥軋是將精輥軋入口側溫度設為900~1100℃之範圍，將精輥軋出口側溫度設為800~900℃之範圍，將再結晶沃斯田鐵區域下的累積軋縮率設為60~90%；精輥軋之後，直接開始冷卻，並以麻田散鐵生成臨界冷卻速度以上之冷卻速度，自冷卻開始起在30秒以內冷卻至(Ms點+50℃)以下之冷卻停止溫度，接著在(冷卻停止溫度±100℃)之溫度範圍保持10~60秒，之後進行捲取，藉此具有下述金屬組織：以麻田散鐵或回火麻田散鐵為主相，且在輥軋方向剖面中的舊沃斯田鐵粒其縱橫比為3~18；前述鋼片以質量%計含有C：0.08~0.25%、Si：0.01~1.0%、Mn：0.8~1.5%、P：0.025%以下、S：0.005%以下、Al：0.005~0.10%、Nb：0.001~0.05%、Ti：0.001~0.05%、Mo：0.1~1.0%、Cr：0.1~1.0%、B：0.0005~0.0050%，剩餘部分由鐵及不可避免的不純物所構成。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開平5-345917號公報 專利文獻2：日本特開2014-205889號公報 專利文獻3：日本特開2011-52321號公報
發明概要 發明所欲解決之課題 惟，專利文獻1及2所記載之技術中，金屬組織是肥粒鐵、變韌鐵主體，有時會難以製造出兼具高強度與高韌性的熱軋鋼板。 另外，專利文獻3所記載之技術中，必須添加Nb、Ti、Mo及Cr，從經濟性的觀點來看並不適宜，還會有鋼板在平行於輥軋方向之方向(L方向)及平行於板寬方向之方向(C方向)這兩者中的韌性不良、韌性異向性較大的情況。 本發明為了解決上述習知技術的課題，目的在於提供一種強度與韌性優異，韌性等向性也優異且相對較低合金的熱軋鋼板及其製造方法。
用以解決課題之手段 本案發明人等為了解決上述課題，針對高強度熱軋鋼板之韌性有關的各種主要因素，進行了專心研究。結果，本案發明人等得出以下見解：在專利文獻3的這種習知影像解析所得到的粒徑測定中，當金屬組織為含有麻田散鐵的複雜組織時，並無法取得粒徑之縱橫比與韌性異向性的關聯。在本案中，本案發明人等著眼於截線法(intercept method)，該截線法是對樣品剖面測定一維結晶粒長度；且本案發明人計算出平行於輥軋方向之方向(L方向)的結晶粒平均長與平行於板寬方向之方向(C方向)的結晶粒平均長度，並調查此等之比值與韌性異向性後，得出此等有強烈關聯之見解。具體來說，本案發明人等得出以下見解：藉由具有下述金屬組織，即可獲得一種具有抗拉強度達1180MPa以上之強度，且韌性及韌性等向性優異的熱軋鋼板；該金屬組織是將相隣接之結晶粒其方位差在5°以上者定義為1個結晶粒，並以截線法計算時，平行於輥軋方向之方向(L方向)的結晶粒平均長度為0.2μm以上且5.0μm以下，平行於板寬方向之方向(C方向)的結晶粒平均長度為0.1μm以上且5.0μm以下，並且，L方向之結晶粒平均長度(L方向粒長)與C方向之結晶粒平均長度(C方向粒長)之比為：0.2≦C方向粒長/L方向粒長≦5.0，且麻田散鐵為主相。
本案發明人等還得出以下見解，即，為了製造出具有上述金屬組織的熱軋鋼板，下述事項很重要：除了分別將C、Si、Mn、P、S、Al、N及Ti調整在適切範圍之外，在施行下述精輥軋後，以麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)以上之冷卻速度直接開始冷卻，並在捲取溫度300℃以下進行捲取；而該精輥軋是在未再結晶γ區域之累積軋縮率為70%以上，道次間時間為0.2秒以上且10.0秒以下，並且，在各道次中，下述式(1)所示A值滿足0.05≦A≦23.0。 [數學式1]但是，上述式(1)中n是輥子旋轉速度(rpm)，r是軋縮率(%)，H則是輥軋入口側板厚(mm)。
本發明則是基於上述見解進一步反覆檢討所完成者。亦即，本發明之要旨乃如以下所述。 [1]本發明之一態樣的熱軋鋼板，其化學成分以質量%計含有： C：0.06%以上且0.20%以下、 Si：1.0%以下、 Mn：大於1.5%且在3.5%以下、 P：0.040%以下、 S：0.004%以下、 Al：0.10%以下、 N：0.004%以下、 Ti：0.04%以上且0.20%以下、 Nb：0%以上且0.04%以下、 Mo：0%以上且1.0%以下、 Cu：0%以上且0.5%以下、 Ni：0%以上且0.5%以下， 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 在板厚1/4深度位置且在板寬中央位置之金屬組織是由90體積%以上的麻田散鐵與0體積%以上且10體積%以下的剩餘部分組織所構成，前述剩餘部分組織為變韌鐵或肥粒鐵之一者或兩者；相對輥軋方向為平行方向即L方向之結晶粒平均長度為0.2μm以上且5.0μm以下，相對板寬方向為平行方向即C方向之結晶粒平均長度為0.1μm以上且5.0μm以下，並且，前述L方向之結晶粒平均長度即L方向粒長與前述C方向之結晶粒平均長度即C方向粒長之比為：0.2≦C方向粒長/L方向粒長≦5.0； 抗拉強度為1180MPa以上。
[2]上述[1]之熱軋鋼板，其中，在板厚1/4深度位置且在板寬中央位置之金屬組織中，令前述L方向之舊沃斯田鐵粒平均長度為L方向舊γ粒長，並令前述C方向之舊沃斯田鐵粒平均長度為C方向舊γ粒長，此時，前述L方向舊γ粒長與前述C方向舊γ粒長之比亦可為：0.03≦C方向舊γ粒長/L方向舊γ粒長≦0.40。
[3]上述[1]或[2]之熱軋鋼板，其中，前述化學成分以質量%計亦可含有選自下述之1種或2種以上：Nb：0.01%以上且0.04%以下、Mo：0.01%以上且1.0%以下、Cu：0.01%以上且0.5%以下、Ni：0.01%以上且0.5%以下。
[4]本發明另一態樣之熱軋鋼板的製造方法，具有以下(a)~(d)之步驟： (a)加熱步驟：將上述[1]所記載之化學成分所構成之鋼素材加熱至1200℃以上且1350℃以下； (b)精輥軋步驟：是使加熱後的前述鋼素材連續通過複數輥軋軋台來進行輥軋的精輥軋步驟，並將精輥軋開始溫度設為800℃以上，且於前述各輥軋軋台中，以下述式(1)所界定之A值滿足0.05≦A≦23.0之方式進行輥軋，同時，將各輥軋軋台間的道次間時間設為0.2秒以上且10.0秒以下，更將最終輥軋軋台出口側溫度設為800℃以上且950℃以下，並且，將在800℃以上且950℃以下的累積軋縮率設為70%以上； (c)冷卻步驟：是在精輥軋後的10.0秒以內開始冷卻，並且以下述式(2)及下述式(3)所界定之麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)以上的平均冷卻速度進行冷卻；及 (d)捲取步驟：冷卻後，在捲取溫度300℃以下進行捲取； [數學式2]V＝102.94-0.75( β-1) …(2) β＝2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo…(3) 但是，上述式(1)中n是輥子旋轉速度(rpm)，r是軋縮率(%)，H則是輥軋入口側板厚(mm)；上述式(3)中C、Si、Mn、Ni、Mo是各元素的質量%，在不含Ni、Mo之情況下，則是將0質量%代入Ni、Mo的項目中。
發明效果 依據本發明上述態樣，即可獲得一種強度與韌性優異，韌性等向性也優異且對較低合金的熱軋鋼板。根據本發明上述態樣，可獲得一種熱軋鋼板，其具有例如延展性-脆性遷移溫度在平行於輥軋方向之方向(L方向)及平行於板寬方向之方向(C方向)都是-60℃以下的高韌性。因此，倘若將本發明上述態樣之熱軋鋼板適用到汽車結構構件或骨架、貨車車架等，就能確保汽車安全性同時減輕車體重量，而可降低環境負荷。 又，依據本發明上述另一態樣，即可穩定製造出一種具有抗拉強度達1180MPa以上之高強度且韌性及韌性等向性優異的熱軋鋼板，而可發揮出產業上格外的效果。
用以實施發明之形態 以下，具體說明本實施形態之熱軋鋼板及其製造方法。 首先，針對本實施形態之熱軋鋼板(以下，有時僅記載為鋼板)其化學成分的限定理由進行說明。又，以下表示化學成分的%，皆意指質量%。
C：0.06%以上且0.20%以下 C是提升鋼的淬火性、使低溫變態相即麻田散鐵生成以獲得熱軋鋼板強度的必要元素。為了獲得所欲的強度，0.06%以上的C含量是必要的。另一方面，一旦C含量大於0.20%，則會使鋼板的加工性及熔接性劣化。因此，C含量為0.06%以上且0.20%以下。宜為C含量在0.08%以上或0.18%以下。
Si：1.00%以下 Si雖是一種會抑制生成出使鋼板韌性劣化的粗大氧化物、雪明碳鐵而有助於固溶強化元素，但一旦Si含量大於1.00%則鋼板表面性能會顯著劣化，且化學轉化處理性、耐蝕性會下降。因此，Si含量設為1.00%以下。從抑制粗大氧化物、雪明碳鐵之生成而有助於固溶強化的觀點來看，Si含量宜為0.01%以上，更宜為0.40%以上。又，Si含量宜為0.80%以下。
Mn：大於1.5%且在3.5%以下 Mn是一種會固溶於鋼中而有助於提升鋼強度並提高淬火性之元素。為了獲得此一效果，必須將Mn含量設為大於1.5%。另一方面，一旦Mn含量大於3.5%，不僅上述效果達飽和，還會因凝固偏析形成帶狀組織，而鋼板的加工性及耐延遲破壞特性會下降。因此，Mn含量設為大於1.5%且在3.5%以下。Mn含量為1.8%以上，宜為2.0%以上，或，宜為3.0%以下。
P：0.040%以下 P雖是一種會固溶於鋼中而有助於提升鋼強度之元素，但也是一種會在晶界、尤其在舊沃斯田鐵晶界偏析而導致鋼板低溫韌性、加工性下降的元素。因此，P含量宜盡量降低，並宜設為0%，不過至0.040%為止的P含量是可容許的。因此，P含量設為0.040%以下。惟，就算過度降低P含量也無法獲得與精煉成本增大相襯的效果，故P含量宜設為0.003%以上、0.005%以上。又，P含量宜設為0.030%以下、0.020%以下。
S：0.004%以下 S是一種會與鋼中的Ti、Mn結合形成粗大硫化物而使熱軋鋼板加工性下降的元素。因此，S含量宜盡量降低，並宜設為0%，不過至0.004%為止的S含量是可容許的。因此，S含量設為0.004%以下。惟，就算過度降低S含量也獲法獲得與精煉成本增大相襯的效果，故S含量宜設為0.0003%以上、0.0005%以上、0.001%以上。又，S含量宜設為0.003%以下、0.002%以下。
Al：0.10%以下 Al是一種在製鋼階段作為脫氧劑發揮作用而對提升鋼的清淨度屬有效的元素。惟，一旦過度含有Al會導致氧化物系夾雜物增加，且會使熱軋鋼板韌性下降，同時會成為產生瑕疵的原因。因此，Al含量設為0.10%以下。Al含量宜為0.005%以上、0.01%以上，又，宜為0.08%以下。
N：0.004%以下 N因為是一種透過與形成氮化物之元素結合成為氮化物析出於鋼中，而有助於結晶粒微細化的元素，故N含量宜設為0.0005%以上。惟，N在高溫易與Ti結合成粗大氮化物析出，而粗大氮化物會使熱軋鋼板韌性下降。因此，N含量設為0.004%以下。N含量較宜為0.001%以上，又，宜為0.003%以下。
Ti：0.04%以上且0.20%以下 Ti會在鋼中形成微細碳氮化物而使結晶粒微細化，藉此使熱軋鋼板的強度及韌性提升。為了展現出此種效果，必須將Ti含量設為0.04%以上。另一方面，一旦Ti含量大於0.20%，則上述效果達飽和之外，受到粗大析出物在鋼中大量析出，熱軋鋼板的韌性會下降。因此，Ti含量設為0.04%以上且0.20%以下。Ti含量宜為0.05%以上，宜大於0.05%，又，宜為0.10%。
以上為本實施形態之熱軋鋼板的基本成分，不過本實施形態之熱軋鋼板可為了例如更為提升韌性提升、高強度化之目的，因應需求而含有選自Nb、Mo、Cu及Ni中之1種或2種以上。在不含此等元素之情況下，此等元素的下限即為0%。
Nb：0%以上且0.04%以下 Nb是一種會形成碳氮化物以使鋼強度提升的元素。為了展現此種效果，宜將Nb含量設為0.01%以上。另一方面，一旦Nb含量大於0.04%，由於變形阻力會增加，有時在製造時熱輥軋的輥軋荷重會增加，給輥軋機的負擔會變得過大而使輥軋機械作業本身變得困難。又，一旦Nb含量大於0.04%，有時會在鋼中形成粗大析出物而熱軋鋼板的韌性會下降。因此，Nb含量宜設為0.01%以上且0.04%以下。Nb含量較宜為0.02%以上，或0.03%以下。
Mo：0%以上且1.0%以下 Mo是一種會提高鋼的淬火性而有助於鋼板高強度化的元素。為了獲得此種效果，宜將Mo含量設為0.01%以上。惟，Mo因為合金成本較高，故一旦大量含有Mo會導致成本增加，又，一旦Mo含量大於1.0%則會有鋼板熔接性下降之情況。因此，Mo含量宜設為0.01%以上且1.0%以下。Mo含量較宜為0.02%以上，或0.4%以下。
Cu：0%以上且0.5%以下 Cu是一種會固溶於鋼中而有助於提升鋼強度的元素。又，Cu也是一種會使淬火性提升的元素。為了獲得此等效果，宜將Cu含量設為0.01%以上。惟，一旦Cu含量大於0.5%，則會有熱軋鋼板的表面性能下降、化學轉化處理性或耐蝕性下降之情況。因此，Cu含量宜設為0.01%以上且0.5%以下。Cu含量較宜為0.05%以上，或0.3%以下。
Ni：0%以上且0.5%以下 Ni會固溶於鋼中而有助於增加鋼強度，又，會使淬火性提升。為了獲得此等效果，宜將Ni含量設為0.01%以上。惟，Ni因為合金成本較高，故一旦大量含有Ni會導致成本增加，又，一旦Ni含量大於0.5%時會有鋼板熔接性下降之情況。因此，Ni含量宜設為0.01%以上且0.5%以下。Ni含量較宜為0.02%以上，或0.3%以下。
就上述元素以外的元素而言，在不妨礙本發明效果之範圍內亦可含有於鋼板中。即，剩餘部分可實質為鐵。在本實施形態之鋼板中，亦可為了例如提升耐延遲破壞特性之目的，而分別含有Ca、REM等0.005%以下。又，在本實施形態之鋼板中，也可含有能讓熱加工性提升的微量元素等。
接著，針對本實施形態之熱軋鋼板其金屬組織之限定理由進行說明。 本實施形態之熱軋鋼板的金屬組織，含有麻田散鐵作為主相，且較宜的是由麻田散鐵單相所構成。將相隣接之結晶粒其方位差在5°以上者定義為1個結晶粒，在此情況下，具有下述金屬組織：以截線法來計算，平行於輥軋方向之方向(L方向)的結晶粒平均長度為0.2μm以上且5.0μm以下，平行於板寬方向之方向(C方向)的結晶粒平均長度為0.1μm以上且5.0μm以下，L方向之結晶粒平均長度(L方向粒長)與C方向之結晶粒平均長度(C方向粒長)之比為：0.2≦C方向粒長/L方向粒長≦5.0。
就本實施形態之熱軋鋼板而言，在金屬組織中含有麻田散鐵為主相之情況下，更含有剩餘部分組織。又，在金屬組織為麻田散鐵單相之情況下，則不含剩餘部分組織。 另外，所謂「90體積%以上的麻田散鐵」，可指僅含有90體積%以上的麻田散鐵，亦可指含有麻田散鐵及回火麻田散鐵之兩者合計90體積%以上。在本實施形態中不論是何者之態樣，都能確保優異的強度及韌性等向性，故無需區分麻田散鐵與回火麻田散鐵。 又，回火麻田散鐵是麻田散鐵經過回火者，且是一種差排密度比麻田散鐵還低的麻田散鐵。後述之本實施形態的製造方法中，雖在急冷後不含以回火為目的之加熱步驟，但有時會因淬火、捲取後的復熱而生成回火麻田散鐵。
本實施形態中所謂的「主相」，是指該相以體積分率計為90%以上者。藉由將主相作成麻田散鐵，可獲得所欲的高強度。又，主相以外的剩餘部分組織中，含有變韌鐵及/或肥粒鐵。一旦剩餘部分組織的體積分率變高，則鋼板強度會下降，就無法獲得所欲的強度。因此，剩餘部分組織以體積分率計設為10%以下。剩餘部分組織宜為5%以下，較宜為1%以下。
本實施形態中所謂的「單相」，乃意指「主相」的一形態且該相的體積分率為100%。在金屬組織為麻田散鐵單相之情況下，剩餘部分組織的體積分率就為0%。
金屬組織之測定中，首先，從熱軋鋼板之板厚1/4深度位置且板寬中央位置起，使平行於輥軋方向及板寬方向的剖面為觀察面之方式，採取掃描型電子顯微鏡觀察時所用的試驗片。在本實施形態中，所謂板厚1/4深度位置，是指自鋼板表面起算朝板厚方向推進至板厚的1/4長度後的位置。將觀察面進行鏡面研磨之後，以3%硝太蝕劑液進行腐蝕，並使用掃描型電子顯微鏡，以2000倍之倍率對3視野進行攝影。各測定視野設為500μm×500μm。之後，進行影像處理，並測定金屬組織的種類及金屬組織的面積分率。由於面積分率與體積分率是實質等同，因此，以所獲得之各金屬組織的面積分率作為各金屬組織的體積分率。
以本實施形態之熱軋鋼板來說，在板厚1/4深度位置且在板寬中央位置的金屬組織中，平行於輥軋方向之方向(L方向)的結晶粒平均長度為0.2μm以上且5.0μm以下，平行於板寬方向之方向(C方向)的結晶粒平均長度為0.1μm以上且5.0μm以下，並且，L方向之結晶粒平均長度(L方向粒長)與C方向之結晶粒平均長度(C方向粒長)之比為：0.2≦C方向粒長/L方向粒長≦5.0。L方向及/或C方向之結晶粒平均長度大於5.0μm時，L方向及/或C方向的韌性會劣化。又，一旦L方向之結晶粒平均長度小於0.2μm或者C方向之結晶粒平均長度小於0.1μm，則結晶粒細粒化所帶來的改善韌性效果會達飽和。另一方面，一旦L方向粒長與C方向粒長之比(C方向粒長/L方向粒長)大於5.0或小於0.2，則韌性異向性會變大，L方向及C方向這兩者都無法獲得優異的韌性。因此，將L方向粒長(平均長度)設為0.2μm以上且5.0μm以下，將C方向粒長(平均長度)設為0.1μm以上且5.0μm以下，並且設為0.2≦C方向粒長/L方向粒長≦5.0。
透過截線法所得之結晶粒平均長度來說，例如，對樣品剖面進行攝影而獲得照片，對該照片分別沿L方向及C方向劃上全長L之100~150條的線段，求出該線段所橫貫的結晶粒數量n，再算出照片上分別劃上的線段其L/n，並將此等平均值作為L方向及C方向各自的結晶粒平均長度。 在本實施形態中，是從熱軋鋼板板厚1/4深度位置且板寬中央位置起，使平行於輥軋方向及板寬方向的剖面為觀察面之方式，採取背向散射電子繞射(EBSP)所用的試驗片，並在研磨觀察面後，以電解研磨使組織現形，再使用背向散射電子繞射裝置(EBSP裝置)，以8000倍之倍率對3視野進行攝影。各測定視野設為500μm×500μm。之後，使用EBSP測定資料解析軟體，將相隣接之粒其方位差為5°以上者定義為一個結晶粒。然後，在影像上分別在平行於L方向及C方向之方向上劃出全長100μm之線段100~150條，並從各直線所橫貫之結晶粒的數量求出L/n，以此等平均值作為L方向及C方向各自的結晶粒平均長度。
在本實施形態中，所謂的「相對輥軋方向為平行」，是包含相對輥軋方向在±5°之範圍者。同理，所謂「相對板寬方向為平行」，則是包含相對板寬方向為平行之方向在±5°之範圍者。
在本實施形態之熱軋鋼板中，雖無法斷定結晶粒會分別在L方向及C方向微細化的主要因素，不過推測如下。以非常大的累積軋縮率進行精輥軋，藉此，舊沃斯田鐵粒雖會於L方向(輥軋方向)伸長，但被導入舊沃斯田鐵晶粒內的差排密度會增加，而在發生麻田散鐵變態時下述傾向會提高：平行並排的板條集團中方位不同的板條會混雜生成，而塊體尺寸會被微細化。結果認為，不只是C方向的塊體尺寸，經輥軋而伸長之L方向的塊體尺寸也會被微細化。因此，提出舊沃斯田鐵粒之縱橫比(L方向之舊沃斯田鐵粒平均長度即L方向舊γ粒長與C方向之舊沃斯田鐵粒平均長度即C方向舊γ粒長之比)，作為表示舊沃斯田鐵晶粒內導入有充分差排之指標，而該縱橫比宜滿足：0.03≦C方向舊γ粒長/L方向舊γ粒長≦0.40。在L方向舊γ粒長與C方向舊γ粒長之比(C方向舊γ粒長/L方向舊γ粒長)大於0.40之情況下，製造時的應變累積不足，而在製造後的熱軋鋼板中有時會無法獲得所欲的組織。在L方向舊γ粒長與C方向舊γ粒長之比(C方向舊γ粒長/L方向舊γ粒長)小於0.03之情況下，受到於L方向大幅伸長的舊沃斯田鐵粒的拘束，會變得難以產生麻田散鐵變態；又，在舊沃斯田鐵晶粒內板條會以截斷L方向之方式生成，而難以在L方向上生成微細的麻田散鐵。又，因為舊沃斯田鐵晶界的形狀會變得複雜，故在製造後的熱軋鋼板中有時會無法獲得所欲的組織。
L方向之舊沃斯田鐵粒平均長度即L方向舊γ粒長與C方向之舊沃斯田鐵粒平均長度即C方向舊γ粒長之比，是透過以下方法來測定。 從熱軋鋼板板厚1/4深度位置且板寬中央位置起，使垂直於板寬方向之剖面(L剖面)及垂直於輥軋方向之剖面(C剖面)分別為觀察面之方式，採取2個光學顯微鏡試驗片。對於觀察L剖面所用的樣品及觀察C剖面所用的樣品這兩者，於鏡面研磨後，對觀察面以硝太蝕劑液進行腐蝕，再使用光學顯微鏡，在板厚方向500μm、與板厚方向垂直之方向上2000μm的視野進行攝影。從觀察L剖面所用樣品的攝影照片，測定出L方向之舊沃斯田鐵粒平均長度(L方向舊γ粒長)；從觀察C剖面所用樣品的攝影照片，測定出C方向之舊沃斯田鐵粒平均長度(C方向舊γ粒長)。不過，在各攝影照片中以各100個結晶粒進行測定，並透過平均來測定出L方向舊γ粒長及C方向舊γ粒長。另外，為使結晶粒的觀察更為容易，於各剖面中的測定，可對相鄰之500μm×500μm的視野以4個視野進行測定，再將此等連接在一起，藉此觀察500μm×2000μm的視野。
本實施形態之熱軋鋼板具有上述化學成分及金屬組織。若抗拉強度在1180MPa以上，則把本實施形態之熱軋鋼板適用到汽車結構構件或骨架、軌道支架等的情況下，可在確保所欲強度之狀況下將板厚變薄，而可對提升汽車燃油效率有所貢獻。 另外，本實施形態之熱軋鋼板的板厚雖無特別限定，不過亦可設為1.0mm以上且3.6mm以下來作為汽車的構造用鋼板。
接著，針對本實施形態之熱軋鋼板的製造方法進行說明。 本實施形態之熱軋鋼板的製造方法具有：(a)加熱步驟，是將具有上述化學成分的鋼素材進行加熱；(b)精輥軋步驟，是將加熱後的鋼素材進行精輥軋；(c)冷卻步驟，是在精輥軋後以麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)以上的平均冷卻速度進行冷卻；(d)捲取步驟，是冷卻後在捲取溫度300℃以下進行捲取。另外，在(a)加熱步驟與(b)精輥軋步驟之間亦可具有粗輥軋步驟。以下，詳細說明本實施形態之熱軋鋼板的製造方法。
(a)加熱步驟 在加熱步驟中，是將上述化學成分所構成之鋼素材加熱至1200℃以上且1350℃以下。鋼材的製造方法並無須特別限定，可適用通常方法：以轉爐等熔煉出具有上述化學成分的熔融鋼，並以連續鑄造等鑄造方法作成鋼胚等的鋼素材。另外，亦可使用造塊-分塊方法。
在鋼胚等的鋼素材中，Ti等的碳氮化物形成元素大致是不均勻分布於鋼素材中，而以粗大碳氮化物存在。不均勻分布而存在的粗大析出物(碳氮化物)會令熱軋鋼板的各種特性(例如：抗拉強度、韌性、擴孔加工性等)劣化。因此，將熱輥軋前的鋼素材進行，使粗大析出物固溶。為了使該粗大析出物於熱輥軋前充分固溶，必須將鋼素材的加熱溫度設為1200℃以上。但是，一旦鋼素材的加熱溫度變得過高，則容易引起表面瑕疵的產生、鏽垢剝落所致良率下降，故鋼素材的加熱溫度是設為1350℃以下。
將鋼素材加熱至1200℃以上的加熱溫度並保持預定時間，不過一旦保持時間大於4800秒，鏽垢產生量會增大，結果，在後續精輥軋步驟中，就會容易產生鑲嵌鏽垢等，而會有熱軋鋼板表面品質劣化之情形。因此，在1200℃以上溫度區域下的鋼素材保持時間宜設為4800秒以下。
粗輥軋步驟 在加熱步驟與精輥軋步驟之間，亦可對鋼素材施行粗輥軋。以粗輥軋來說，只要能獲得所欲之薄板胚尺寸即可，其條件並無特別限定。
(b)精輥軋步驟 在加熱步驟中，對於加熱過的鋼素材或施行粗輥軋過後的鋼素材，進行精輥軋。另外，在精輥軋之前或在精輥軋的輥軋軋台之間的輥軋中途，宜施行除鏽(descaling)。
在精輥軋步驟中，是使加熱後或粗輥軋後的鋼素材連續通過複數輥軋軋台來進行輥軋。又，在精輥軋步驟中，於800℃以上且950℃以下之溫度區域下，是以累積軋縮率70%以上進行輥軋。最終輥軋軋台出口側溫度是設為800℃以上且950℃以下。再者，在各輥軋軋台中，使下述式(1)所界定之A值滿足0.05≦A≦23.0之方式進行輥軋。更甚者，各輥軋軋台間的道次時間是設為0.2秒以上且10.0秒以下。下述式(1)中，n是各輥軋軋台的輥子旋轉速度(rpm)，r是各輥軋軋台的軋縮率(%)，H則是各輥軋軋台的輥軋入口側板厚(mm)。以下，說明精輥軋步驟之限定理由。
[數學式3]
(精輥軋開始溫度：800℃以上) 在精輥軋中，是使加熱後的鋼素材連續通過複數輥軋軋台來進行輥軋，不過精輥軋的開始溫度則是設為800℃以上。一旦精輥軋開始溫度小於800℃，則複數輥軋軋台之一部分(尤其是前半部的輥軋軋台)中的輥軋會在肥粒鐵+沃斯田鐵的二相區域溫度下施行，在精輥軋後加工組織會殘留而熱軋鋼板的強度及韌性會下降。因此，精輥軋開始溫度是設為800℃以上。精輥軋開始溫度是鋼板最先通過之輥軋軋台其入口側之溫度，而且也是鋼板表面溫度。另外，將精輥軋開始溫度設為800℃以上，同時，如後所述將最終輥軋軋台出口側溫度規定在800℃以上且950℃以下，藉此，所有輥軋軋台就都會是在800℃以上的溫度區域來施行輥軋。又，為了抑制沃斯田鐵之粗大化，精輥軋開始溫度之上限設為1100℃即可。
(最終輥軋軋台出口側溫度：800℃以上且950℃以下) 精輥軋結束溫度也就是最終輥軋軋台之出口側溫度小於800℃時，由於輥軋便是在肥粒鐵+沃斯田鐵的二相區域溫度下施行，故在輥軋後加工組織會殘留而熱軋鋼板之強度及韌性會下降。另一方面，就具有本實施形態之化學成分的鋼素材來說，未再結晶沃斯田鐵區域大約是在950℃以下的溫度區域。因此，一旦最終輥軋軋台之出口側溫度大於950℃，則沃斯田鐵粒就會成長，而在冷卻後所得熱軋鋼板其麻田散鐵之粒長會變大。結果，就會難以獲得所欲的組織，而熱軋鋼板之強度及韌性會下降。因此，最終輥軋軋台出口側溫度是設為800℃以上且950℃以下。另外，在此所述溫度，乃指鋼板表面溫度。
(在800℃以上且950℃以下的累積軋縮率：70%以上) 如上所述，在具有本實施形態之化學成分之鋼素材中，由於未再結晶沃斯田鐵區域大約是在950℃以下的溫度區域，故將最終輥軋軋台之出口側溫度設為950℃以下。自精輥軋開始溫度起算，最終輥軋軋台出口側溫度之溫度區域(800℃以上且950℃以下)中精輥軋累積軋縮率小於70%時，導入未再結晶沃斯田鐵中之差排密度會變小。一旦導入未再結晶沃斯田鐵中之差排密度變小，就會難以獲得所欲的組織，而熱軋鋼板之強度及韌性會下降。因此，精輥軋中透過複數輥軋軋台在800℃以上且950℃以下之累積軋縮率設為70%以上。惟，一旦在800℃以上且950℃以下之累積軋縮率大於97%，由於會有鋼板形狀劣化之情形，故在上述溫度區域下的累積軋縮率宜設為97%以下。 又，就本實施形態而言，所謂在800℃以上且950℃以下之累積軋縮率，是在該溫度區域下合計軋縮量(該溫度區域之輥軋中最初道次前的入口板厚、與該溫度區域之輥軋中最終道次後的出口板厚，兩者之差)的百分率。
(各輥軋軋台間的道次間時間：0.2秒以上且10.0秒以下) 在精輥軋步驟中，是使加熱後的鋼素材連續通過複數輥軋軋台藉此進行輥軋。一旦各輥軋軋台間之道次間時間大於10.0秒，則在道次間的回復及再結晶便會進行，就會難以累積應變而無法獲得所欲的組織。道次間時間雖是越短越好，但若要縮短道次間時間，便會受到輥軋軋台之設置空間或輥軋速度等因素的限制，故設為0.2秒以上。
(各輥軋軋台中的A值：0.05≦A≦23.0) 上述式(1)所界定之A值是根據輥軋條件所算出的值，並可藉此顯示差排密度大小關係。A值越高則導入沃斯田鐵中之差排密度也越大，一旦A值大於23.0，則加工發熱量變得顯著而導致鋼片溫度變高，即使各輥軋軋台間之道次間時間在0.2秒以上且10.0秒以下，仍難以累積應變。另一方面，一旦A值小於0.05，就算各輥軋軋台間之道次間時間在0.2秒以上且10.0秒以下，導入沃斯田鐵中的差排密度仍會變小。結果，會變得難以獲得所欲的組織，而熱軋鋼板之強度及韌性會下降。因此，精輥軋之各輥軋軋台間的道次間時間設為0.2秒以上且10.0秒以下，並且，在各輥軋軋台中宜以達成0.05≦A≦23.0之方式進行輥軋。A值的較佳範圍是0.20以上且20.0以下。又，最終軋台的A值更宜設為10.0以上。
(c)冷卻步驟 在冷卻步驟中，是從精輥軋完成起10.0秒以內開始冷卻，並以麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)以上的平均冷卻速度進行冷卻。
在本實施形態中，於精輥軋設備的後段設置有冷卻設備，並使精輥軋後的鋼板通過該冷卻設備同時進行冷卻。冷卻設備最好是能將鋼板以麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)以上的平均冷卻速度進行冷卻的設備。此種冷卻設備可舉例如使用水當作冷媒的水冷設備。
冷卻步驟中的平均冷卻速度，是設為下述：自冷卻開始時起至冷卻結束時為止之鋼板溫度降下幅度，除以自冷卻開始時起至冷卻結束時為止所需時間後的值。所謂冷卻開始時，是定為對冷卻設備導入鋼板之時；所謂冷卻結束時，則是定為從冷卻設備導出鋼板之時。 另外，在冷卻設備中有下述種類：中途不具空冷區間的設備、或中途具有1個以上空冷區間的設備。在本實施形態中，可使用任一種冷卻設備。就算是使用具有空冷區間的冷卻設備，只要從冷卻開始起至冷卻結束為止之平均冷卻速度為麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)以上即可。
以下，說明冷卻條件的限定理由。另外，冷卻停止溫度為300℃以下，針對此條件則會在捲取步驟中作說明。
(冷卻開始時間：精輥軋後10.0秒以內) 精輥軋後，直接開始冷卻。更具體而言，在精輥軋後10.0秒以內，較佳是在5.0秒以內，更佳是在1.0秒以內開始冷卻。一旦冷卻開始時間慢了，則再結晶就會進行，冷卻則會在應變被釋放的狀態進行，而無法獲得所欲的組織。
(平均冷卻速度：麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)以上) 平均冷卻速度是設為麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)以上。一旦以小於麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)的平均冷卻速度來進行冷卻，就會容易形成變韌鐵、肥粒鐵，而麻田散鐵的體積分率會變低。本實施形態中的麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)，是冷卻後金屬組織之麻田散鐵分率會變成90%以上之最小冷卻速度。具體而言，本實施形態中的麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)是透過下述式(2)及(3)所算出來的。但是，下述式(3)中的元素符號是該元素的含量(質量%)。又，在不含Ni、Mo之情況下，是將0質量%代入Ni、Mo的項目。麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)以上的冷卻，亦可進行至達到冷卻停止溫度為止。
V＝102.94-0.75( β-1) …(2) β＝2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo…(3)
(d)捲取步驟 上述冷卻步驟中冷卻至冷卻停止溫度後的鋼板，是在300℃以下進行捲取。由於是在冷卻後直接進行鋼板的捲取，故捲取溫度是大致等於冷卻停止溫度。一旦捲取溫度大於300℃，由於會生成多邊形肥粒鐵或變韌鐵，故強度會下降。因此，會成為冷卻停止溫度的捲取溫度是設為300℃以下。
另外，捲取後，對於熱軋鋼板亦可依循一般作法而施行調質輥軋，又，亦可施行酸洗來去除表面所形成的鏽垢。或者更進一步亦可施行熔融鍍鋅、電鍍鋅等的鍍敷處理、或化學轉化處理。 [實施例]
以轉爐進行熔煉出表1所示化學成分的熔融鋼，並以連續鑄造法作成鋼胚(鋼素材)。另外，表1、表2A、表2B中的「臨界冷卻速度(℃/s)」，是麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)，且是由下述式(2)及(3)所算出來的。但是，下述式(3)中的元素符號是該元素的含量(質量%)。在不含Ni、Mo之情況下是將0質量%代入Ni、Mo的項目。
V＝102.94-0.75( β-1) …(2) β＝2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo…(3)
接著，將此等鋼素材以表2A及表2B所示條件進行加熱，並進行粗輥軋後，以表2A及表2B所示條件進行精輥軋(共7道次，輥軋軋台F1~F7)。就精輥軋開始溫度而言，所有鋼素材都設為800℃以上。精輥軋結束後，以表2A及表2B所示條件進行冷卻，並冷卻至表2A及表2B所示捲取溫度再進行捲取，而獲得表2A及表2B所示板厚的熱軋鋼板。
表2A及表2B中所謂的累積軋縮率，是表示：精輥軋之輥軋軋台F1~F7中在800℃以上且950℃以下的累積軋縮率。又，所謂的「A」是以上述式(1)所計算出各道次中的A值，「P/s」則是道次間時間(秒)。例如，F1之欄中所記載的「P/s」，是表示：輥軋軋台F1與輥軋軋台F2之間的道次間時間。
精輥軋後的冷卻是以水冷進行，且是使鋼板通過中途不具空冷區間的水冷設備來進行。表2A及表2B中的冷卻速度是：自導入水冷設備時起至達到導出水冷設備時為止之鋼板溫度降下幅度，除以鋼板對於水冷設備所需通過時間後的平均冷卻速度。
從所獲得的熱軋鋼板採取試驗片，並實施組織觀察、拉伸試驗、夏比衝撃試驗。各試驗結果則列示於表2C及表2D中。又，表2C及表2D中金屬組織欄中，所謂M相是表示麻田散鐵的體積分率；而所謂剩餘部分組織則是表示變韌鐵或肥粒鐵、或這兩者的體積分率。另外，組織觀察方法及各種試驗方法則如下所述。
組織觀察：金屬組織的體積分率 自熱軋鋼板板厚1/4深度位置且板寬中央位置，使平行於輥軋方向及板寬方向的剖面為觀察面之方式，採取掃描型電子顯微鏡試驗片。對觀察面進行鏡面研磨，再以3%硝太蝕劑液進行腐蝕，並使用掃描型電子顯微鏡以2000倍之倍率攝影3視野。測定視野是設為500μm×500μm。之後，進行影像處理而測定出金屬組織的種類、各個相及金屬組織的面積分率。以所測得之各金屬組織面積分率，作為各組織的體積分率。
組織觀察：結晶粒平均長度(L方向粒長及C方向粒長) 自熱軋鋼板板厚1/4深度位置且板寬中央位置，使平行於輥軋方向及板寬方向的剖面為觀察面之方式，採取用於背向散射電子繞射(EBSP)的試驗片。研磨觀察面後，以電解研磨使組織顯現出來，再使用背向散射電子繞射裝置(EBSP裝置)，以8000倍的倍率攝影3視野。測定視野是設為500μm×500μm。之後，使用EBSP測定資料解析軟體，將相隣接之粒其方位差在5°以上者定義為一個結晶粒，並以截線法求出粒長。 在截線法中，分別在平行於L方向及C方向上，在影像上劃出全長100μm之線段133條，從各直線所橫貫之結晶粒的數量求出L/n，以此等平均值作為L方向及C方向各自的結晶粒平均粒長度。
L方向之舊沃斯田鐵粒平均長度即L方向舊γ粒長、與C方向之舊沃斯田鐵粒平均長度即C方向舊γ粒長，兩者之比是透過以下方法來測定。 首先，自熱軋鋼板板厚1/4深度位置且板寬中央位置，使垂直於板寬方向之剖面(L剖面)及垂直於輥軋方向之剖面(C剖面)分別成為觀察面之方式，採取2個光學顯微鏡試驗片。對於觀察L剖面所用的樣品及觀察C剖面所用的樣品這兩者進行鏡面研磨後，以硝太蝕劑液腐蝕觀察面，並使用光學顯微鏡而在板厚方向500μm、與板厚方向垂直之方向2000μm的視野進行攝影。從觀察L剖面所用的樣品之攝影照片，來測定L方向之舊沃斯田鐵粒平均長度(L方向舊γ粒長)；從觀察C剖面所用的樣品之攝影照片，來測定C方向之舊沃斯田鐵粒平均長度(C方向舊γ粒長)。但是，在各攝影照片中各以100個結晶粒進行測定，並將之平均，藉此測定出L方向舊γ粒長及C方向舊γ粒長。又，就觀察照片而言，在各剖面中，對相鄰之500μm×500μm的視野測定4個視野，再將此等連接在一起，藉此觀察了500μm×2000μm的視野。
拉伸試驗 使拉伸方向為平行於輥軋方向之方向的方式，從熱軋鋼板採取JIS5號試驗片，並根據JIS Z 2241：2011的規定進行拉伸試驗，而求出抗拉強度(TS)。 抗拉強度為1180MPa以上者，視為具有本發明所欲強度而判定為合格。抗拉強度小於1180MPa者，視為不具本發明所欲強度而判定為不合格。
夏比衝撃試驗 使試驗片之長度方向成為平行於輥軋方向之方向(L方向) 的方式、以及成為平行於板寬方向之方向(C方向)的方式，從熱軋鋼板分別採取厚度2.5mm之次尺寸(subsize)試驗片(V凹口)，並依據JIS Z 2242：2005之規定，在室溫至-198℃下進行夏比衝撃試驗，而求出L方向及C方向各自的延展性-脆性遷移溫度(DBTT：ductile‐brittle transition temperature)。在本案中，就試驗片的板厚而言，對熱軋鋼板以雙面研磨作成板厚2.5mm來製作試驗片。在表2C及表2D中，L方向及C方向之延展性-脆性遷移溫度分別表示為「遷移溫度(L)」及「遷移溫度(C)」。 L方向及C方向之延展性-脆性遷移溫度在-60℃以下者，判定為韌性及韌性等向性優異。
[表1]
[表2A]
[表2B]
[表2C]
[表2D]
表2C及表2D所示實施例中，因為都是以臨界冷卻速度V(℃/s)以上的平均冷卻速度進行冷卻，故含有以體積%計90%以上的麻田散鐵。剩餘部分則為變韌鐵或肥粒鐵之一者或兩者。但是，就No.27來說，則如後所述，未生成充分的麻田散鐵，而大多生成變韌鐵。
又，如表2C及表2D所示，以實施例熱軋鋼板來說，是兼具了所欲抗拉強度(1180MPa以上)與優異的韌性(L方向、C方向都是延展性-脆性遷移溫度-60℃以下)的熱軋鋼板。
另一方面，在本發明範圍外之比較例熱軋鋼板來說，不是無法確保預定抗拉強度，就是無法確保充分的韌性。
就No.6而言，因為最終輥軋軋台出口側溫度為980℃，故未產生應變的累積，且因為產生沃斯田鐵粗大化，故無法獲得充分微細化的麻田散鐵組織，而成為抗拉強度及韌性不足的示例。 就No.13而言，因為輥軋軋台F1與輥軋軋台F2之間的道次間時間較長，故無法獲得充分微細化的麻田散鐵組織，而成為抗拉強度及韌性不足的示例。 就No.16而言，其在950℃以下的累積軋縮率小於70%，因為未能累積充分的應變，故無法獲得充分微細化的麻田散鐵組織，而成為抗拉強度及韌性不足的示例。 就No.18而言，其在第1道次的輥軋(F1)中，A值小於0.05，故輥軋時導入沃斯田鐵中的差排密度會下降，而無法獲得充分微細化的麻田散鐵組織，成為韌性不足的示例。
就No.20而言，其在精輥軋後至冷卻開始為止之時間較長，因而導入沃斯田鐵的應變遭釋放，而無法獲得充分微細化的麻田散鐵組織，成為韌性不足的示例。 就No.23而言，因為輥軋軋台F1與輥軋軋台F2之間的道次間時間較長，故導入沃斯田鐵的應變遭釋放，而無法獲得充分微細化的麻田散鐵組織，成為韌性不足的示例。 就No.27而言，其雖是以麻田散鐵臨界速度V(℃/s)以上的冷卻速度進行冷卻，但由於冷卻停止溫度即捲取溫度大於300℃，因而無法充分生成麻田散鐵，成為抗拉強度不足的示例。
就No.31而言，在第7道次的輥軋(F7)中A值大於23.0，產生大量加工發熱而導致最終輥軋軋台出口側溫度變得較高，至冷卻開始之前已有部分的應變遭釋放，因而成為抗拉強度不足的示例。 就No.35而言，其因為鋼中C含量低於預定成分範圍，而成為抗拉強度不足的示例。 就No.36而言，其鋼中Ti含量高於預定成分範圍，因而生成粗大TiC、TiN這般析出物，而成為韌性不足的示例。

Claims (4)

  1. 一種熱軋鋼板，其化學成分以質量%計含有： C：0.06%以上且0.20%以下、 Si：1.0%以下、 Mn：大於1.5%且在3.5%以下、 P：0.040%以下、 S：0.004%以下、 Al：0.10%以下、 N：0.004%以下、 Ti：0.04%以上且0.20%以下、 Nb：0%以上且0.04%以下、 Mo：0%以上且1.0%以下、 Cu：0%以上且0.5%以下、 Ni：0%以上且0.5%以下， 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 在板厚1/4深度位置且在板寬中央位置之金屬組織是由90體積%以上的麻田散鐵與0體積%以上且10體積%以下的剩餘部分組織所構成，前述剩餘部分組織為變韌鐵或肥粒鐵之一者或兩者；相對輥軋方向為平行方向即L方向的結晶粒平均長度為0.2μm以上且5.0μm以下，相對板寬方向為平行方向即C方向之結晶粒平均長度為0.1μm以上且5.0μm以下，並且，前述L方向之結晶粒平均長度即L方向粒長與前述C方向之結晶粒平均長度即C方向粒長的比為：0.2≦C方向粒長/L方向粒長≦5.0； 抗拉強度為1180MPa以上。
  2. 如請求項1之熱軋鋼板，其中，在板厚1/4深度位置且在板寬中央位置之前述金屬組織中，令前述L方向之舊沃斯田鐵粒的平均長度為L方向舊γ粒長，並令前述C方向之舊沃斯田鐵粒的平均長度為C方向舊γ粒長，此時，前述L方向舊γ粒長與前述C方向舊γ粒長之比為：0.03≦C方向舊γ粒長/L方向舊γ粒長≦0.40。
  3. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其中，前述化學成分以質量%計含有選自下述之1種或2種以上： Nb：0.01%以上且0.04%以下、 Mo：0.01%以上且1.0%以下、 Cu：0.01%以上且0.5%以下、 Ni：0.01%以上且0.5%以下。
  4. 一種如請求項1至3中任一項之熱軋鋼板的製造方法，具有以下(a)~(d)之步驟： (a)加熱步驟：將由請求項1所記載之化學成分所構成之鋼素材加熱至1200℃以上且1350℃以下； (b)精輥軋步驟：是使加熱後的前述鋼素材連續通過複數輥軋軋台來進行輥軋的精輥軋步驟，並將精輥軋開始溫度設為800℃以上，且於前述各輥軋軋台中，以下述式(1)所界定之A值滿足0.05≦A≦23.0之方式進行輥軋，同時，將各輥軋軋台間的道次間時間設為0.2秒以上且10.0秒以下，更將最終輥軋軋台出口側溫度設為800℃以上且950℃以下，並且，將在800℃以上且950℃以下之累積軋縮率設為70%以上； (c)冷卻步驟：是在精輥軋後的10.0秒以內開始冷卻，並且以下述式(2)及下述式(3)所界定之麻田散鐵生成臨界冷卻速度V(℃/s)以上的平均冷卻速度進行冷卻；及 (d)捲取步驟：冷卻後，在捲取溫度300℃以下進行捲取； [數學式1]V＝102.94-0.75( β-1) …(2) β＝2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo…(3) 但是，上述式(1)中，n是以rpm計的輥子旋轉速度，r是以%計的軋縮率，H則是以mm計的輥軋入口側板厚；上述式(3)中的C、Si、Mn、Ni、Mo是各元素以質量%計的含量，在不含Ni、Mo之情況下，則是將0質量%代入Ni、Mo的項目中。
TW107127819A 2017-08-09 2018-08-09 熱軋鋼板及其製造方法 TWI654319B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017154294 2017-08-09
JP2017-154294 2017-08-09

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201910534A true TW201910534A (zh) 2019-03-16
TWI654319B TWI654319B (zh) 2019-03-21

Family

ID=65271469

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW107127819A TWI654319B (zh) 2017-08-09 2018-08-09 熱軋鋼板及其製造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US11326235B2 (zh)
EP (1) EP3666916B1 (zh)
JP (1) JP6468410B1 (zh)
KR (1) KR102378147B1 (zh)
CN (1) CN110832095B (zh)
BR (1) BR112019026926A2 (zh)
MX (1) MX2019015358A (zh)
TW (1) TWI654319B (zh)
WO (1) WO2019031583A1 (zh)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021153746A1 (ja) * 2020-01-30 2021-08-05 日本製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2021193310A1 (ja) * 2020-03-25 2021-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR20230151527A (ko) * 2021-03-30 2023-11-01 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
CN114686767B (zh) * 2022-04-01 2023-05-12 山东钢铁集团日照有限公司 一种超低压缩比厚规格dh36钢板及其生产方法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3043517B2 (ja) 1992-06-15 2000-05-22 新日本製鐵株式会社 高強度熱延鋼板の製造方法
JP5609383B2 (ja) * 2009-08-06 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5637942B2 (ja) * 2011-06-28 2014-12-10 株式会社オーティス 屋根上取付具
CN103842541B (zh) 2011-09-30 2016-03-30 新日铁住金株式会社 烘烤硬化性优良的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板以及它们的制造方法
WO2013065346A1 (ja) * 2011-11-01 2013-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5825224B2 (ja) 2012-08-20 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 表層のアレスト性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
BR112015011302B1 (pt) * 2013-02-26 2020-02-27 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente e seu processo para produção
KR101758003B1 (ko) 2013-04-15 2017-07-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
JP5867444B2 (ja) 2013-04-15 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
MX2015014099A (es) * 2013-05-14 2015-12-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero laminada en caliente y metodo de fabricacion de la misma.
WO2014188966A1 (ja) * 2013-05-21 2014-11-27 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP6212956B2 (ja) * 2013-05-24 2017-10-18 新日鐵住金株式会社 曲げ加工性と耐摩耗性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2015185956A1 (en) * 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
JP6112261B2 (ja) * 2015-03-25 2017-04-12 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP6327282B2 (ja) 2015-05-12 2018-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6582590B2 (ja) 2015-06-17 2019-10-02 日本製鉄株式会社 Ｌｐｇ貯蔵タンク用鋼板およびその製造方法
JP6252692B2 (ja) 2015-07-27 2017-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6424865B2 (ja) 2015-09-29 2018-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 フェライト相とマルテンサイト相の２相からなる鋼組織を有するステンレス鋼およびその製造方法
JP6750253B2 (ja) 2016-02-29 2020-09-02 ブラザー工業株式会社 インクジェット記録装置及び方法
JP6477570B2 (ja) * 2016-03-31 2019-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP6468410B1 (ja) 2019-02-13
EP3666916B1 (en) 2022-04-20
EP3666916A1 (en) 2020-06-17
BR112019026926A2 (pt) 2020-07-07
US11326235B2 (en) 2022-05-10
TWI654319B (zh) 2019-03-21
CN110832095A (zh) 2020-02-21
KR102378147B1 (ko) 2022-03-24
WO2019031583A1 (ja) 2019-02-14
EP3666916A4 (en) 2020-12-02
JPWO2019031583A1 (ja) 2019-11-07
CN110832095B (zh) 2021-09-28
US20200224294A1 (en) 2020-07-16
MX2019015358A (es) 2020-02-07
KR20200011458A (ko) 2020-02-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI679285B (zh) 熱軋鋼板及其製造方法
TWI452145B (zh) 冷軋鋼板及其製造方法
TWI460289B (zh) High strength hot rolled steel sheet with variable toughness type and excellent manufacturing process
JP5370016B2 (ja) 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
TWI654319B (zh) 熱軋鋼板及其製造方法
JP5157375B2 (ja) 剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5446885B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
WO2014171063A1 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
TWI649430B (zh) 鋼板及鍍敷鋼板
JP6628682B2 (ja) 加工性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法
JP6687167B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
TW201835347A (zh) 熱軋鋼板及其製造方法
JP6866933B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
KR20180126064A (ko) Nb 함유 페라이트계 스테인레스 강판 및 이의 제조방법
JP6866932B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP6398210B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
KR20230085173A (ko) 열연 강판
JP6536328B2 (ja) 疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP6668662B2 (ja) 疲労特性と成形性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2004136321A (ja) 熱延鋼板の製造方法
KR20240065116A (ko) 열간 압연 강판

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees