TW201943868A - 熱軋鋼板 - Google Patents
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Abstract
本發明的熱軋鋼板以質量%計含有：C：0.10%以上且0.50%以下、Si：0.10%以上、3.0%以下、Mn：0.5%以上且3.0%以下、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：1.00%以下、N：0.010%以下、Ti：0%以上且0.20%以下、Nb：0%以上且0.100%以下、Ca：0%以上且0.0060%以下、Mo：0%以上且0.50%以下、Cr：0%以上且1.00%以下，剩餘部分為Fe及不純物；組織之舊沃斯田鐵的平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下，板寬中央部的板厚、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚之差即板隆起量為80μm以下。
Description
發明領域
本發明是有關於一種熱軋鋼板，特別是有關於一種鋼板形狀與韌性優異的熱軋鋼板。本案基於2018年4月17日在日本申請之特願2018-079352號而主張優先權，並在此援用其內容。
本發明是有關於一種熱軋鋼板，特別是有關於一種鋼板形狀與韌性優異的熱軋鋼板。本案基於2018年4月17日在日本申請之特願2018-079352號而主張優先權，並在此援用其內容。
發明背景
近年來，以提升汽車燃油效率及提升衝撞安全性為目的，盛行著活用高強度薄板鋼板來使車體輕量化的處理。惟，若鋼板高強度化，一般而言韌性會劣化。尤其，就適用於汽車構件的熱軋鋼板而言，確保衝撞特性很重要。就此，於低溫下進行輥軋，以未再結晶沃斯田鐵來賦予高的累積應變藉此提高韌性，此舉一般而言是廣為人知。惟，透過高的累積應變或低溫輥軋之方式，輥軋負荷較高，並且，鋼板無法變薄同時也難以精細控制鋼板形狀。
近年來，以提升汽車燃油效率及提升衝撞安全性為目的，盛行著活用高強度薄板鋼板來使車體輕量化的處理。惟，若鋼板高強度化，一般而言韌性會劣化。尤其，就適用於汽車構件的熱軋鋼板而言，確保衝撞特性很重要。就此，於低溫下進行輥軋，以未再結晶沃斯田鐵來賦予高的累積應變藉此提高韌性，此舉一般而言是廣為人知。惟，透過高的累積應變或低溫輥軋之方式，輥軋負荷較高，並且，鋼板無法變薄同時也難以精細控制鋼板形狀。
對此，專利文獻1提出一種冷軋鋼板，是將沃斯田鐵未再結晶區域下即860~960℃下的軋縮率與平均應變速度設在適切範圍，藉此增加未再結晶沃斯田鐵的體積率，並透過熱軋形成的細粒組織來提升冷軋鋼板的韌性。惟，若透過未再結晶沃斯田鐵來增加軋縮率，則鋼板強度會提高，而會有難以精細控制鋼板形狀之問題。
專利文獻2提出一種鋼板，是令精加工溫度為高溫化，並提高1000℃以下的軋縮率，藉此促進沃斯田鐵再結晶，且透過縮短輥軋後至冷卻為止的時間來抑制結晶粒粗大化。惟，若提高軋縮率，則會難以預測輥軋中的變形阻力，又因輥軋荷重的提高而會難以精細控制鋼板形狀。
專利文獻3提出一種形狀優異的細粒鋼板之製造方法，活用CVC輥子或活用極小徑輥子。惟，若活用CVC輥子，則為了使形狀安定化，便要控制寬度方向上應變分布，而無法獲得寬度方向上均勻的組織。又，若使用極小徑輥子，則為了縮短與鋼板接觸的時間，便要提高應變速度，而輥軋異向性會變高。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特許第3858146號公報
專利文獻2：日本特許第5068688號公報
專利文獻3：日本特許第3418738號公報
專利文獻
專利文獻1：日本特許第3858146號公報
專利文獻2：日本特許第5068688號公報
專利文獻3：日本特許第3418738號公報
發明概要
發明所欲解決之課題
近年來，為了兼具汽車安全性與燃油效率，提高鋼板強度並使板厚變薄，如此的要求日漸高漲。亦即，需要一種以薄板熱軋鋼板而在衝撞特性及韌性上優異的製品。
本發明即是鑑於上述課題所完成的發明，課題在於提供一種高強度且韌性優異、鋼板形狀亦優異的熱軋鋼板。
發明所欲解決之課題
近年來，為了兼具汽車安全性與燃油效率，提高鋼板強度並使板厚變薄，如此的要求日漸高漲。亦即，需要一種以薄板熱軋鋼板而在衝撞特性及韌性上優異的製品。
本發明即是鑑於上述課題所完成的發明，課題在於提供一種高強度且韌性優異、鋼板形狀亦優異的熱軋鋼板。
用以解決課題之手段
過去，對於鋼的韌性提升，為了透過未再結晶沃斯田鐵來提高累積軋縮率，出現了各種使組織微細化的處理。另一方面，這些作法中，輥軋負荷非常高，而無法使鋼板變薄。本案發明人等已精心探討，於精輥軋這般高速連續進行的輥軋軋台中，可不提高輥軋負荷便能形成韌性所需沃斯田鐵的細粒組織之方法。結果發現，在特定溫度與應變速度之範圍下，可不提高熱變形阻力即能獲得細粒的沃斯田鐵組織。具體確認出，透過控制鋼板與輥子的接觸時間、以及輥軋時板材(鋼板)進入側的溫度，藉此可不提高輥軋負荷便能使鋼板組織微細化。
過去，對於鋼的韌性提升，為了透過未再結晶沃斯田鐵來提高累積軋縮率，出現了各種使組織微細化的處理。另一方面，這些作法中，輥軋負荷非常高，而無法使鋼板變薄。本案發明人等已精心探討，於精輥軋這般高速連續進行的輥軋軋台中，可不提高輥軋負荷便能形成韌性所需沃斯田鐵的細粒組織之方法。結果發現，在特定溫度與應變速度之範圍下，可不提高熱變形阻力即能獲得細粒的沃斯田鐵組織。具體確認出，透過控制鋼板與輥子的接觸時間、以及輥軋時板材(鋼板)進入側的溫度，藉此可不提高輥軋負荷便能使鋼板組織微細化。
本發明是基於上述見解所完成之發明，本發明的要旨如下所述。
[1]一種熱軋鋼板，其特徵在於以質量%計含有：
C：0.10%以上且0.50%以下、
Si：0.10%以上且3.00%以下、
Mn：0.5%以上且3.0%以下、
P：0.10%以下、
S：0.0100%以下、
Al：1.00%以下、
N：0.010%以下、
Ti：0%以上且0.20%以下、
Nb：0%以上且0.100%以下、
Ca：0%以上且0.0060%以下、
Mo：0%以上且0.50%以下、
Cr：0%以上且1.00%以下，
剩餘部分為Fe及不純物；
組織之舊沃斯田鐵的平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下，
板寬中央部的板厚、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚之差即板隆起(crown)量為80μm以下。
[2]如[1]之熱軋鋼板，其以質量%計含有下述之1種或2種以上：
Ti：0.02%以上且0.20%以下、
Nb：0.010%以上且0.100%以下、
Ca：0.0005%以上且0.0060%以下、
Mo：0.02%以上且0.50%以下、
Cr：0.02%以上且1.00%以下。
[1]一種熱軋鋼板，其特徵在於以質量%計含有：
C：0.10%以上且0.50%以下、
Si：0.10%以上且3.00%以下、
Mn：0.5%以上且3.0%以下、
P：0.10%以下、
S：0.0100%以下、
Al：1.00%以下、
N：0.010%以下、
Ti：0%以上且0.20%以下、
Nb：0%以上且0.100%以下、
Ca：0%以上且0.0060%以下、
Mo：0%以上且0.50%以下、
Cr：0%以上且1.00%以下，
剩餘部分為Fe及不純物；
組織之舊沃斯田鐵的平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下，
板寬中央部的板厚、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚之差即板隆起(crown)量為80μm以下。
[2]如[1]之熱軋鋼板，其以質量%計含有下述之1種或2種以上：
Ti：0.02%以上且0.20%以下、
Nb：0.010%以上且0.100%以下、
Ca：0.0005%以上且0.0060%以下、
Mo：0.02%以上且0.50%以下、
Cr：0.02%以上且1.00%以下。
發明效果
根據本發明上述態樣，即可提供一種製品形狀優異、高強度且韌性優異的熱軋鋼板。透過該熱軋鋼板，高速變形時的吸收能較高，作為汽車零件則衝撞特性良好，且能使汽車等車體輕量化、使壓製成型零件大型化，並能期待提升燃油效率、減低製造成本。
根據本發明上述態樣，即可提供一種製品形狀優異、高強度且韌性優異的熱軋鋼板。透過該熱軋鋼板，高速變形時的吸收能較高，作為汽車零件則衝撞特性良好，且能使汽車等車體輕量化、使壓製成型零件大型化，並能期待提升燃油效率、減低製造成本。
用以實施發明之形態
對於鋼的韌性提升，為了透過未再結晶沃斯田鐵來提高累積軋縮率，出現了各種使組織微細化的處理。另一方面，這些作法中，輥軋負荷非常高，而無法使鋼板變薄。本案發明人等已精心探討，於精輥軋這般高速連續進行的輥軋軋台中，可不提高輥軋負荷便能形成韌性所需沃斯田鐵的細粒組織之方法。結果發現，在特定溫度與應變速度之範圍下，可不提高熱變形阻力即能獲得細粒的沃斯田鐵組織。具體確認出，透過控制鋼板與最終軋台之輥軋輥子的接觸時間、以及輥軋的進入側的溫度，藉此不會提高輥軋負荷便能使鋼板組織微細化。
對於鋼的韌性提升，為了透過未再結晶沃斯田鐵來提高累積軋縮率，出現了各種使組織微細化的處理。另一方面，這些作法中，輥軋負荷非常高，而無法使鋼板變薄。本案發明人等已精心探討，於精輥軋這般高速連續進行的輥軋軋台中，可不提高輥軋負荷便能形成韌性所需沃斯田鐵的細粒組織之方法。結果發現，在特定溫度與應變速度之範圍下，可不提高熱變形阻力即能獲得細粒的沃斯田鐵組織。具體確認出，透過控制鋼板與最終軋台之輥軋輥子的接觸時間、以及輥軋的進入側的溫度，藉此不會提高輥軋負荷便能使鋼板組織微細化。
以下，說明本發明一實施形態的熱軋鋼板。本實施形態之熱軋鋼板是透過控制熱精輥軋中的傳熱與再結晶來獲得。透過調整鋼板進入精輥軋之最終軋台的溫度、以及鋼板與最終軋台之輥軋輥子的接觸時間，進而在鋼板表面散熱導致溫度降低、與再結晶溫度之間取得平衡。藉此，抑制因輥軋而提高變形阻力之情況，並確保形成微細再結晶組織所需溫度。透過使熱輥軋中產生再結晶來抑制輥軋負荷提高的情況，而能獲得高韌性同時能控制板寬中央部的板厚、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚之差即板隆起量。具體而言，本實施形態之熱軋鋼板具有預定化學組成，且具有舊沃斯田鐵粒平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下之組織，並且板寬中央部(鋼板在寬度方向之中央部)的板厚、與自板寬端部(鋼板在寬度方向之端部)起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚，兩者之差即板隆起量為80μm以下。
以下，針對本發明各個構成要件進行詳細說明。首先，說明本實施形態之熱軋鋼板的化學組成(化學成分)限定理由。有關成分含量的%，意指質量%。
>C：0.10%以上且0.50%以下>
C是一種用以提升鋼板強度的重要元素。為了獲得目標強度，C含量下限必須設為0.10%以上。C含量下限宜為0.25%以上。惟，若C含量大於0.50%，則鋼板的韌性會劣化。因此，C含量上限設為0.50%以下。
C是一種用以提升鋼板強度的重要元素。為了獲得目標強度，C含量下限必須設為0.10%以上。C含量下限宜為0.25%以上。惟，若C含量大於0.50%，則鋼板的韌性會劣化。因此，C含量上限設為0.50%以下。
>Si：0.10%以上且3.00%以下>
Si是一種具有提升鋼板強度效果的元素。為了獲得此效果，Si含量下限設為0.10%以上。Si含量下限宜為0.50%以上。另一方面，若Si含量大於3.00%，則鋼板的韌性會劣化。因此，Si含量上限設為3.00%以下。Si含量上限宜為2.50%以下。
Si是一種具有提升鋼板強度效果的元素。為了獲得此效果，Si含量下限設為0.10%以上。Si含量下限宜為0.50%以上。另一方面，若Si含量大於3.00%，則鋼板的韌性會劣化。因此，Si含量上限設為3.00%以下。Si含量上限宜為2.50%以下。
>Mn：0.5%以上且3.0%以下>
Mn是一種透過提升淬火性及固溶強化而對提升鋼板強度屬有效的元素。為了獲得此效果，Mn含量下限設為0.5%以上。Mn含量下限宜為1.0%以上。另一方面，一旦Mn含量大於3.0%，則對韌性之等向性有害的MnS會生成出來。因此，Mn含量上限設為3.0%以下。Mn含量上限宜為2.0%以下。
Mn是一種透過提升淬火性及固溶強化而對提升鋼板強度屬有效的元素。為了獲得此效果，Mn含量下限設為0.5%以上。Mn含量下限宜為1.0%以上。另一方面，一旦Mn含量大於3.0%，則對韌性之等向性有害的MnS會生成出來。因此，Mn含量上限設為3.0%以下。Mn含量上限宜為2.0%以下。
>P：0.100%以下>
P是不純物，P含量越低越好。亦即，若P含量大於0.100%，除了加工性、熔接性會顯著降低之外，疲勞特性也會降低。因此，P含量上限限制在0.100%以下。P含量上限宜為0.050%以下。
P是不純物，P含量越低越好。亦即，若P含量大於0.100%，除了加工性、熔接性會顯著降低之外，疲勞特性也會降低。因此，P含量上限限制在0.100%以下。P含量上限宜為0.050%以下。
>S：0.010%以下>
S是不純物，S含量越低越好。若S含量大於0.010%，則對韌性之等向性有害的MnS等夾雜物會顯著生成出來。因此，S含量上限限制在0.010%以下。尤其在要求嚴酷的低溫韌性之情況下，S含量上限宜設為0.006%以下。
S是不純物，S含量越低越好。若S含量大於0.010%，則對韌性之等向性有害的MnS等夾雜物會顯著生成出來。因此，S含量上限限制在0.010%以下。尤其在要求嚴酷的低溫韌性之情況下，S含量上限宜設為0.006%以下。
>Al：1.00%以下>
Al是一種在製鋼過程用於脫氧所必需的元素。惟，一旦Al含量大於1.00%，則團簇(cluster)狀析出的氧化鋁會生成出來，韌性會劣化。因此，Al含量上限設為1.00%以下。Al含量上限宜為0.50%以下。
Al是一種在製鋼過程用於脫氧所必需的元素。惟，一旦Al含量大於1.00%，則團簇(cluster)狀析出的氧化鋁會生成出來，韌性會劣化。因此，Al含量上限設為1.00%以下。Al含量上限宜為0.50%以下。
>N：0.010%以下>
N是不純物。若N含量大於0.010%，則在高溫會生成粗大的Ti氮化物，而鋼板的韌性會劣化。據此，N含量上限設為0.010%以下。N含量上限宜為0.006%以下。
N是不純物。若N含量大於0.010%，則在高溫會生成粗大的Ti氮化物，而鋼板的韌性會劣化。據此，N含量上限設為0.010%以下。N含量上限宜為0.006%以下。
本實施形態之熱軋鋼板基本上是含有上述化學成分，且剩餘部分由Fe及不純物所構成。在本案中，所謂不純物乃意指：工業上製造鋼材時，礦石、廢料等原料、其他原因所混入的成分。惟，雖然不是滿足所需特性所必須者，為了減低製造不均或為了更為提升強度，亦能以下述範圍來含有Ti、Nb、Ca、Mo、Cr。但是，由於Ti、Nb、Ca、Mo、Cr皆非滿足所需特性所必須者，故其含量下限為0%。
>Ti：0%以上且0.20%以下>
Ti是一種用於抑制沃斯田鐵的再結晶與粒成長很有效的元素。透過含有0.02%以上的Ti，能獲得抑制再結晶與粒成長之效果。Ti含量下限宜為0.08%以上。另一方面，一旦Ti含量大於0.20%，則起因於TiN的夾雜物便會生成出來，而鋼板的韌性會劣化。因此，Ti含量上限設為0.20%以下。Ti含量上限宜為0.16%以下。
Ti是一種用於抑制沃斯田鐵的再結晶與粒成長很有效的元素。透過含有0.02%以上的Ti，能獲得抑制再結晶與粒成長之效果。Ti含量下限宜為0.08%以上。另一方面，一旦Ti含量大於0.20%，則起因於TiN的夾雜物便會生成出來，而鋼板的韌性會劣化。因此，Ti含量上限設為0.20%以下。Ti含量上限宜為0.16%以下。
>Nb：0%以上且0.100%以下>
Nb是一種用於抑制沃斯田鐵的再結晶與粒成長很有效的元素。若要獲得此效果，Nb含量下限宜設為0.010%以上。另一方面，Nb含量大於0.100%時，此效果達飽和。因此，就算要含有Nb，Nb含量上限也要設為0.100%以下。Nb含量較適宜的上限為0.060%以下。
Nb是一種用於抑制沃斯田鐵的再結晶與粒成長很有效的元素。若要獲得此效果，Nb含量下限宜設為0.010%以上。另一方面，Nb含量大於0.100%時，此效果達飽和。因此，就算要含有Nb，Nb含量上限也要設為0.100%以下。Nb含量較適宜的上限為0.060%以下。
>Ca：0%以上且0.0060%以下>
Ca是一種於鋼液脫氧時令微細氧化物大量分散而具有使鋼板組織微細化之效果的元素。Ca還是一種會將鋼中的S以球形的CaS來加以固定，並抑制MnS等延伸夾雜物生成而提升韌性異向性之元素。若要獲得此等效果，Ca含量下限宜設為0.0005%以上。另一方面，Ca含量就算大於0.0060%，此效果也仍達飽和。因此，就算要含有Ca，Ca含量上限也要設為0.0060%以下。Ca含量較適宜的上限為0.0040%以下。
Ca是一種於鋼液脫氧時令微細氧化物大量分散而具有使鋼板組織微細化之效果的元素。Ca還是一種會將鋼中的S以球形的CaS來加以固定，並抑制MnS等延伸夾雜物生成而提升韌性異向性之元素。若要獲得此等效果，Ca含量下限宜設為0.0005%以上。另一方面，Ca含量就算大於0.0060%，此效果也仍達飽和。因此，就算要含有Ca，Ca含量上限也要設為0.0060%以下。Ca含量較適宜的上限為0.0040%以下。
>Mo：0%以上且0.50%以下>
Mo是一種對於肥粒鐵析出強化很有效的元素。若要獲得此效果，Mo含量宜設為0.02%以上。Mo含量較適宜的下限為0.10%以上。另一方面，一旦Mo含量過多，則鋼胚的裂紋敏感性會增高而鋼胚的處理會變得困難。因此，就算要含有Mo，Mo含量上限也要設為0.50%以下。Mo含量較適宜的上限為0.30%以下。
Mo是一種對於肥粒鐵析出強化很有效的元素。若要獲得此效果，Mo含量宜設為0.02%以上。Mo含量較適宜的下限為0.10%以上。另一方面，一旦Mo含量過多，則鋼胚的裂紋敏感性會增高而鋼胚的處理會變得困難。因此，就算要含有Mo，Mo含量上限也要設為0.50%以下。Mo含量較適宜的上限為0.30%以下。
>Cr：0%以上且1.00%以下>
Cr是一種對於提升鋼板強度很有效的元素。若要獲得此效果，Cr含量下限宜設為0.02%以上。Cr含量下限較宜為0.10%以上。另一方面，一旦Cr含量過多，則延展性會降低。因此，就算要含有Cr，Cr含量上限也要設為1.00%以下。Cr含量較適宜的上限為0.80%以下。
Cr是一種對於提升鋼板強度很有效的元素。若要獲得此效果，Cr含量下限宜設為0.02%以上。Cr含量下限較宜為0.10%以上。另一方面，一旦Cr含量過多，則延展性會降低。因此，就算要含有Cr，Cr含量上限也要設為1.00%以下。Cr含量較適宜的上限為0.80%以下。
接著，針對本實施形態之熱軋鋼板的組織進行說明。
就本實施形態之熱軋鋼板而言，其具有一種舊沃斯田鐵細微且經過再結晶的組織。熱軋鋼板的韌性由於是與舊沃斯田鐵平均結晶粒徑緊密關聯，而於變態後的組織即鋼板組織無關。一般而言，為了提升韌性，以單相為宜，例如就高強度鋼來說宜設為麻田散鐵單相，不過本實施形態並不限定於麻田散鐵單相。另外，在本實施形態中，熱軋鋼板亦可具有變韌鐵。又，在本實施形態中，熱軋鋼板所含變韌鐵之平均粒徑亦可為1.0μm以下。
就本實施形態之熱軋鋼板而言，其具有一種舊沃斯田鐵細微且經過再結晶的組織。熱軋鋼板的韌性由於是與舊沃斯田鐵平均結晶粒徑緊密關聯，而於變態後的組織即鋼板組織無關。一般而言，為了提升韌性，以單相為宜，例如就高強度鋼來說宜設為麻田散鐵單相，不過本實施形態並不限定於麻田散鐵單相。另外，在本實施形態中，熱軋鋼板亦可具有變韌鐵。又，在本實施形態中，熱軋鋼板所含變韌鐵之平均粒徑亦可為1.0μm以下。
為了提升韌性，一直以來都知道要使舊沃斯田鐵組織變得微細。就該手段而言，一般是提高未再結晶沃斯田鐵之累積軋縮率。惟，若提高軋縮率則輥軋負荷就會變高，而熱軋鋼板之板寬中央部的板厚、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚之差即板隆起量就會變大，而會有形狀不良、鋼板壓製成型時接觸不良、面壓不均等課題。研究輥軋作動與組織之關係的結果，透過控制鋼板進入精輥軋之最終軋台的溫度、以及最終軋台之輥軋輥子與鋼板的接觸時間，透此在輥軋輥子導致溫度降低與沃斯田鐵的再結晶所需時間取得平衡，而可在不提高輥軋變形阻力即輥軋負荷下便能進行輥軋。藉此理解到，舊沃斯田鐵組織呈細粒組織的鋼板中，板寬中央部的板厚、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚之差即板隆起量也能獲得抑制。
>舊沃斯田鐵的平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下之組織>
舊沃斯田鐵的平均粒徑小於0.1μm時，會喪失熱軋鋼板之加工硬化特性，故熱輥軋後將鋼板作成捲材時或將捲材鬆開時，容易產生裂紋。另一方面，若舊沃斯田鐵的平均粒徑大於3.0μm，則已高強度化的鋼板中低溫韌性會變差。舊沃斯田鐵的平均粒徑適宜的範圍為0.5μm以上且2.0μm以下。
舊沃斯田鐵的平均粒徑小於0.1μm時，會喪失熱軋鋼板之加工硬化特性，故熱輥軋後將鋼板作成捲材時或將捲材鬆開時，容易產生裂紋。另一方面，若舊沃斯田鐵的平均粒徑大於3.0μm，則已高強度化的鋼板中低溫韌性會變差。舊沃斯田鐵的平均粒徑適宜的範圍為0.5μm以上且2.0μm以下。
在本實施形態之熱軋鋼板中，舊沃斯田鐵的平均粒徑可透過掃描型電子顯微鏡(SEM)進行攝影而獲得組織照片，並使用該組織照片作圖像處理來進行。
更具體而言，舊沃斯田鐵的平均粒徑是透過以下方式來決定。
令熱軋鋼板之板寬為W時，在熱軋鋼板之寬度方向上從一端起算1/4W(寬)或3/4W(寬)處，以平行於輥軋方向且相對板面為垂直之剖面為觀察面之方式採取樣品，並對剖面進行鏡面研磨後，以苦味酸施行腐蝕來使舊沃斯田鐵結晶粒的晶界現形。之後，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)，在鋼板表面起算板厚1/4深度位置，觀察鋼板之輥軋方向400μm×厚度方向400μm的區域。
使用圖像解析裝置來解析所獲得之圖像，藉此求出舊沃斯田鐵的平均粒徑。另外，舊沃斯田鐵的平均粒徑是當作等效圓直徑來求出。
令熱軋鋼板之板寬為W時，在熱軋鋼板之寬度方向上從一端起算1/4W(寬)或3/4W(寬)處，以平行於輥軋方向且相對板面為垂直之剖面為觀察面之方式採取樣品，並對剖面進行鏡面研磨後，以苦味酸施行腐蝕來使舊沃斯田鐵結晶粒的晶界現形。之後，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)，在鋼板表面起算板厚1/4深度位置，觀察鋼板之輥軋方向400μm×厚度方向400μm的區域。
使用圖像解析裝置來解析所獲得之圖像，藉此求出舊沃斯田鐵的平均粒徑。另外，舊沃斯田鐵的平均粒徑是當作等效圓直徑來求出。
接著，說明本實施形態之熱軋鋼板的形狀。
本實施形態之熱軋鋼板的形狀優異。亦即，如前所述以習知方法，就算是形狀劣化的細粒鋼板，其熱輥軋後的板隆起量仍較小。透過熱輥軋使板隆起量變小，藉此不僅就熱軋鋼板而言具優越性，將其進一步加工而得的冷軋鋼板、熱處理鋼板而言也會是形狀與韌性優異的鋼板。
本實施形態之熱軋鋼板的形狀優異。亦即，如前所述以習知方法，就算是形狀劣化的細粒鋼板，其熱輥軋後的板隆起量仍較小。透過熱輥軋使板隆起量變小，藉此不僅就熱軋鋼板而言具優越性，將其進一步加工而得的冷軋鋼板、熱處理鋼板而言也會是形狀與韌性優異的鋼板。
>板隆起量80μm以下的鋼板>
熱輥軋後，熱軋鋼板之板寬中央部的板厚、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚之差即板隆起量大於80μm時，鋼板之板寬度方向的板厚差較大，將熱軋鋼板作為素材之情況下壓製成型時的接觸不良、面壓的偏差較大，成型性會變差。若為大型零件或需要高加工性時，宜為60μm以下。板隆起量是定為下述平均值的差：將板寬中央部的板厚測定10處而得之平均值、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚任意測定10處而得之平均值，這兩者的差。
熱輥軋後，熱軋鋼板之板寬中央部的板厚、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚之差即板隆起量大於80μm時，鋼板之板寬度方向的板厚差較大，將熱軋鋼板作為素材之情況下壓製成型時的接觸不良、面壓的偏差較大，成型性會變差。若為大型零件或需要高加工性時，宜為60μm以下。板隆起量是定為下述平均值的差：將板寬中央部的板厚測定10處而得之平均值、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚任意測定10處而得之平均值，這兩者的差。
>鋼板的板寬>
本實施形態之熱軋鋼板的板寬雖未特別限定，但宜為800~1200mm。
本實施形態之熱軋鋼板的板寬雖未特別限定，但宜為800~1200mm。
>鋼板的板厚>
本實施形態之熱軋鋼板的板厚雖未特別限定，但宜為1.0~4.0mm。
本實施形態之熱軋鋼板的板厚雖未特別限定，但宜為1.0~4.0mm。
本實施形態之熱軋鋼板是透過具有上述化學組成、組織、形狀來獲得其效果。尤其，為了穩定獲得本實施形態之熱軋鋼板，透過以下所示製造方法為佳。
具體而言，本實施形態之熱軋鋼板的製造方法，基本上宜含有以下(a)~(d)步驟。
(a)加熱步驟：將具有上述成分組成的鋼胚，加熱至1100℃以上且小於1350℃。
(b)將加熱步驟後的鋼胚進行精輥軋的步驟：是以最終軋台中鋼板進入溫度為850℃以上且1050℃以下、鋼板與輥軋輥子的接觸時間為0.005秒以上且0.020秒以下進行輥軋的步驟。
(c)冷卻步驟：精輥軋結束後在小於0.8秒內開始冷卻，並且精輥軋結束溫度起至750℃為止的平均冷卻速度設為100℃/秒以上。
(d)捲取步驟：冷卻步驟後進行捲取。
(a)加熱步驟：將具有上述成分組成的鋼胚，加熱至1100℃以上且小於1350℃。
(b)將加熱步驟後的鋼胚進行精輥軋的步驟：是以最終軋台中鋼板進入溫度為850℃以上且1050℃以下、鋼板與輥軋輥子的接觸時間為0.005秒以上且0.020秒以下進行輥軋的步驟。
(c)冷卻步驟：精輥軋結束後在小於0.8秒內開始冷卻，並且精輥軋結束溫度起至750℃為止的平均冷卻速度設為100℃/秒以上。
(d)捲取步驟：冷卻步驟後進行捲取。
又，本實施形態之熱軋鋼板的製造方法中，亦可在上述(a)~(d)步驟後還進行下述(e)~(h)中的任1步驟。
(e)將(a)~(d)所製造出的熱軋鋼板進行酸洗、冷軋的步驟。
(f)將(a)~(d)所製造出的熱軋鋼板進行酸洗、冷軋、退火後，進行調質輥軋的步驟。
(g)將(a)~(d)所製造出的熱軋鋼板進行酸洗、冷軋、退火、鍍敷後，進行調質輥軋的步驟。
(h)將前述(a)~(d)所製造出的熱軋鋼板進行酸洗、鍍敷後，進行調質輥軋的步驟。
以下，說明各步驟。
(e)將(a)~(d)所製造出的熱軋鋼板進行酸洗、冷軋的步驟。
(f)將(a)~(d)所製造出的熱軋鋼板進行酸洗、冷軋、退火後，進行調質輥軋的步驟。
(g)將(a)~(d)所製造出的熱軋鋼板進行酸洗、冷軋、退火、鍍敷後，進行調質輥軋的步驟。
(h)將前述(a)~(d)所製造出的熱軋鋼板進行酸洗、鍍敷後，進行調質輥軋的步驟。
以下，說明各步驟。
>加熱步驟>
在熱輥軋之前，對鋼胚加熱。以連續鑄造等而獲得具有與本實施形態熱軋鋼板相同化學組成的鋼胚，對該鋼加熱時，加熱前的溫度並未限定。從鑄造連貫到熱軋的設備這般，可從1000℃進行加熱，亦可切出鋼胚再從室溫進行加熱。加熱的溫度小於1100℃時，鋼胚的均質化會不足。此時，結果所得之鋼板強度、加工性會降低。另一方面，若加熱溫度達1350℃以上，會因為初期的沃斯田鐵粒徑變大，而在最終所得鋼板中組織容易變成混粒。又會導致製造成本提高、生產性降低。因此，加熱溫度宜為1100℃以上且小於1350℃。
在熱輥軋之前，對鋼胚加熱。以連續鑄造等而獲得具有與本實施形態熱軋鋼板相同化學組成的鋼胚，對該鋼加熱時，加熱前的溫度並未限定。從鑄造連貫到熱軋的設備這般，可從1000℃進行加熱，亦可切出鋼胚再從室溫進行加熱。加熱的溫度小於1100℃時，鋼胚的均質化會不足。此時，結果所得之鋼板強度、加工性會降低。另一方面，若加熱溫度達1350℃以上，會因為初期的沃斯田鐵粒徑變大，而在最終所得鋼板中組織容易變成混粒。又會導致製造成本提高、生產性降低。因此，加熱溫度宜為1100℃以上且小於1350℃。
>輥軋步驟>
輥軋步驟是進行粗輥軋步驟與精輥軋步驟，不過並未特別限定粗輥軋步驟。
另一方面，就精輥軋步驟而言，控制最終軋台中鋼板進入溫度、以及鋼板與輥子的接觸時間，此舉很重要。最終軋台中鋼板進入溫度是確保沃斯田鐵再結晶所必須的；又，鋼板與輥軋輥子的接觸時間，則是在散熱導致溫度降低、與加工時間之間取得平衡所必須的。在本實施形態中，透過控制最終軋台中鋼板進入溫度、以及最終軋台之輥軋輥子與鋼板的接觸時間，藉此能促進再結晶而抑制輥軋負荷。
輥軋步驟是進行粗輥軋步驟與精輥軋步驟，不過並未特別限定粗輥軋步驟。
另一方面，就精輥軋步驟而言，控制最終軋台中鋼板進入溫度、以及鋼板與輥子的接觸時間，此舉很重要。最終軋台中鋼板進入溫度是確保沃斯田鐵再結晶所必須的；又，鋼板與輥軋輥子的接觸時間，則是在散熱導致溫度降低、與加工時間之間取得平衡所必須的。在本實施形態中，透過控制最終軋台中鋼板進入溫度、以及最終軋台之輥軋輥子與鋼板的接觸時間，藉此能促進再結晶而抑制輥軋負荷。
具體而言，最終軋台中鋼板進入溫度設為850℃以上且1050℃以下。若小於850℃，則鋼板與輥軋輥子接觸時溫度會降低，而無法確保再結晶所需溫度。又，因為輥軋負荷變高，而使鋼板形狀變差。另一方面，若大於1050℃，則再結晶後的沃斯田鐵粒徑會變得粗大，因而韌性會變差。為了兼具更為優異的形狀與韌性，宜為900℃以上且960℃以下。另外，最終軋台中鋼板進入溫度，是快要捲入最終軋台的輥軋輥子之前的鋼板表面溫度。
接著，說明最終軋台之輥軋輥子與鋼板的接觸時間。輥軋中的再結晶作動，一般而言可透過應變速度與溫度之關係來釐清。惟，在熱輥軋過程中，必須考慮輥子散熱導致溫度降低、高速加工導致加工發熱。據此，就算是在會發生再結晶的應變速度區域，由於決定形狀的輥軋荷重、變形阻力會動態變化，故最終軋台之輥軋輥子與鋼板的接觸時間很重要。
一般製造汽車用鋼板的熱輥軋設備中，最終軋台之輥軋輥子與鋼板的接觸時間為0.001~0.003秒左右，非常短。又，鋼板在於輥軋輥子的接觸中產生加工硬化而未產生再結晶時，為了抑制輥軋荷重過量，一般而言，會將最終軋台的軋縮率壓抑在低值。最終軋台的軋縮率較低時，最終軋台的輥軋輥子與板的接觸長度會變短，故接觸時間會縮短。另一方面，在本實施形態中，鋼板與最終軋台之輥軋輥子的接觸時間設為0.005秒以上且0.020秒以下。最終軋台之輥軋輥子與鋼板的接觸時間小於0.005秒時，無法確保熱軋中再結晶所需時間，故舊沃斯田鐵組織會變得扁平且粗大。另一方面，接觸時間大於0.020秒時，接觸輥子導致散熱情況會變多，而變得難以確保再結晶溫度，同時因為鋼板寬度方向的溫度差變大，板隆起量會變大。為了兼具更為優異的形狀與韌性，最終軋台之輥軋輥子與鋼板的接觸時間宜為0.007秒以上且0.010秒以下。
最終軋台之輥軋輥子與鋼板的接觸時間可根據下述來算出：軋縮率、輥軋輥子徑、輥軋速度、輥軋入口側的鋼板厚度、輥軋出口側的鋼板厚度。精輥軋後的鋼板厚度與精輥軋輥子徑並未特別限定，不過，最終軋台的軋縮率宜為25~50%左右，精輥軋輥子徑宜為450~800mm左右，最終軋台的應變速度宜為12.5~100/s左右，作為汽車用鋼板時鋼板厚度宜為1.0~6.0mm。通板速度則是設為：由上述製造條件而會滿足本發明之接觸時間的速度。另外，在本實施形態中，撇除最終軋台的輥軋輥子之外，為了精輥軋前段的形狀惡化，在其他輥軋輥子中的軋縮率最大是小於40%。撇除最終軋台的輥軋輥子之外，在其他輥軋輥子中的軋縮率宜為39%以下。又，通常應變速度是從物理量即真應變量來求得。
>冷卻步驟>
精輥軋結束後，為了使精輥軋所導入之再結晶沃斯田鐵組織能保持微細，精輥軋之最終軋台通過後要在小於0.8秒內開始冷卻。亦即，自精輥軋之最終軋台通過時起至冷卻開始時為止所需時間設為小於0.8秒。關於冷卻，是自精輥軋的結束溫度起至750℃為止的平均冷卻速度以100℃/s以上之條件來進行冷卻。平均冷卻速度小於100℃/s時，即便是在冷卻中也會發生沃斯田鐵的粒成長，而舊沃斯田鐵粒的平均粒徑會粗大化。小於750℃的冷卻速度對於舊沃斯田鐵粒之平均粒徑的影響較小，故可自由選擇獲得目標熱軋組織所需冷卻速度。
精輥軋結束後，為了使精輥軋所導入之再結晶沃斯田鐵組織能保持微細，精輥軋之最終軋台通過後要在小於0.8秒內開始冷卻。亦即，自精輥軋之最終軋台通過時起至冷卻開始時為止所需時間設為小於0.8秒。關於冷卻，是自精輥軋的結束溫度起至750℃為止的平均冷卻速度以100℃/s以上之條件來進行冷卻。平均冷卻速度小於100℃/s時，即便是在冷卻中也會發生沃斯田鐵的粒成長，而舊沃斯田鐵粒的平均粒徑會粗大化。小於750℃的冷卻速度對於舊沃斯田鐵粒之平均粒徑的影響較小，故可自由選擇獲得目標熱軋組織所需冷卻速度。
至750℃為止的平均冷卻速度上限雖無限定之必要，但考慮設備限制等，又為使板厚方向的組織分布均勻，平均冷卻速度宜為600℃/s以下。為使舊沃斯田鐵粒徑維持在細粒化，冷卻停止溫度宜為冷卻至550℃以下為止。另外，750℃~550℃為止之間的平均冷卻速度並不會對舊沃斯田鐵之平均結晶粒徑造成影響，故不特別限定。在該溫度區域下的平均冷卻速度，可因應所欲製造出的鋼板之目標強度而適宜設定即可。
在本實施形態中，於精輥軋設備之後段設置冷卻設備，對於該冷卻設備，使精輥軋後的鋼板通過同時進行冷卻。冷卻設備宜為能以上述冷卻條件將鋼板冷卻的設備。此種冷卻設備例如可舉例如：使用水作為冷媒的水冷設備。
又，在冷卻設備中有：中途無空冷區間的設備、或中途有1個以上空冷區間的設備。在本實施形態中，使用任一種冷卻設備皆可。就算是使用具有空冷區間的冷卻設備，只要到達750℃時為止的平均冷卻速度為100℃/秒以上即可。
自精輥軋結束溫度起至750℃為止的平均冷卻速度是定為下述：將精輥軋結束溫度與750℃的溫度差，除以冷卻開始時起至到達750℃時為止的所需時間而獲得之值。所謂冷卻開始時是定為：透過冷卻設備對鋼板開始噴射冷媒的時間。精輥軋結束溫度則是最終軋台通過後當下鋼板的表面溫度。
>捲取步驟>
為了確保抗拉強度980MPa以上，保持熱軋狀態而成為製品的熱軋鋼板，宜在小於550℃下進行捲取。
為了確保抗拉強度980MPa以上，保持熱軋狀態而成為製品的熱軋鋼板，宜在小於550℃下進行捲取。
本實施形態之熱軋鋼板亦可進一步施行冷輥軋等。以下，說明捲取步驟後的步驟。
>酸洗、冷軋步驟>
接著，熱軋鋼板亦可施行酸洗處理來除去表面的鏽垢，之後亦可施行冷軋步驟來獲得所欲的鋼板厚度。酸洗處理之條件並未特別限定。在本實施形態中，冷軋步驟之條件雖無特別限定之必要，不過通常來說，若冷輥軋時之軋縮率為30%以上且80%以下，則在加工性、板厚精度上並不會有特別問題。若冷輥軋時之軋縮率大於80%，則鋼板板寬端部會有裂紋或因為加工硬化導致強度提高而使作業變得困難。
接著，熱軋鋼板亦可施行酸洗處理來除去表面的鏽垢，之後亦可施行冷軋步驟來獲得所欲的鋼板厚度。酸洗處理之條件並未特別限定。在本實施形態中，冷軋步驟之條件雖無特別限定之必要，不過通常來說，若冷輥軋時之軋縮率為30%以上且80%以下，則在加工性、板厚精度上並不會有特別問題。若冷輥軋時之軋縮率大於80%，則鋼板板寬端部會有裂紋或因為加工硬化導致強度提高而使作業變得困難。
>退火後，調質輥軋步驟>
對於冷軋後的冷軋鋼板，亦可施予退火步驟。若退火的最高溫度大於900℃，則熱軋所導入的沃斯田鐵粒徑會粗大化，故宜將退火的最高加熱溫度設為900℃以下。另一方面，最高加熱溫度小於500℃時，透過再結晶導入輥軋組織會需要過多時間，從生產性的觀點來看並不適宜。退火後，以矯正形狀、調整表面粗糙度為目的，亦可進一步施予調質輥軋步驟。為使輥軋加工組織不殘留，調質輥軋步驟是宜將軋縮率設為1.0%以下。
對於冷軋後的冷軋鋼板，亦可施予退火步驟。若退火的最高溫度大於900℃，則熱軋所導入的沃斯田鐵粒徑會粗大化，故宜將退火的最高加熱溫度設為900℃以下。另一方面，最高加熱溫度小於500℃時，透過再結晶導入輥軋組織會需要過多時間，從生產性的觀點來看並不適宜。退火後，以矯正形狀、調整表面粗糙度為目的，亦可進一步施予調質輥軋步驟。為使輥軋加工組織不殘留，調質輥軋步驟是宜將軋縮率設為1.0%以下。
>鍍敷後，調質輥軋步驟>
為了提升表面耐蝕性，熱軋鋼板或冷軋鋼板亦可施予電鍍、熔融鍍敷、合金化熔融鍍敷等處理。鍍敷處理步驟中，若要加熱則宜為900℃以下。若大於900℃，則熱軋步驟所形成的沃斯田鐵粒徑會粗大化。鍍敷後，以矯正形狀、調整粗糙度為目的，亦可進一步施予調質輥軋步驟。為了不殘留輥軋加工組織，調質輥軋步驟是宜將軋縮率設為1.0%以下。
[實施例]
為了提升表面耐蝕性，熱軋鋼板或冷軋鋼板亦可施予電鍍、熔融鍍敷、合金化熔融鍍敷等處理。鍍敷處理步驟中，若要加熱則宜為900℃以下。若大於900℃，則熱軋步驟所形成的沃斯田鐵粒徑會粗大化。鍍敷後，以矯正形狀、調整粗糙度為目的，亦可進一步施予調質輥軋步驟。為了不殘留輥軋加工組織，調質輥軋步驟是宜將軋縮率設為1.0%以下。
[實施例]
以下，針對本發明熱軋鋼板，舉出實施例來具體說明。但是，實施例中的條件，是用以確認本發明的可實施性及效果所採用之一條件例，本發明並不受限於下述實施例。只要不脫離本發明之要旨並達成本發明之目的，在能符合目的之範圍下亦可適當增加變更來實施。因此，本發明能採用各種條件，此等亦涵蓋在本發明的技術特徴內。
以轉爐熔煉出具有表1所示化學組成的鋼，以連續鑄造作成厚度230mm的鋼胚。之後，將鋼胚加熱至1150℃~1250℃之溫度，並施行粗輥軋後，以表2A及表2B所示條件施行精輥軋、冷卻、捲取，而製造出熱軋鋼板。
表2A及表2B列示所用的鋼種成分與精輥軋條件、鋼板板厚。在表2A及表2B中，「進入溫度」是連續精輥軋軋台的最終軋台中輥軋當下的鋼板表面溫度，「接觸時間」是最終軋台中鋼板與輥軋輥子接觸的時間，「冷卻開始時間」是從最終軋台之精輥軋結束時起至冷卻開始時為止所需時間，「平均冷卻速度」是從精輥軋之結束溫度起至750℃為止的平均冷卻速度，「捲取溫度」是冷卻結束後的捲取溫度。「板厚」、「板寬」分別為熱輥軋後的製品尺寸。
[表1]
[表2A]
[表2B]
對於藉此所得之鋼板，在鋼板板厚1/4深度的位置，進行舊沃斯田鐵組織的腐蝕，並透過SEM觀察獲得圖像，將該圖像進行圖像解析，藉此算出舊沃斯田鐵粒徑的平均粒徑。具體而言，令鋼板之板寬為W時，在鋼板之寬度方向上從一端起算1/4W(寬)之位置處，以平行於輥軋方向且相對板面為垂直之剖面為觀察面之方式採取樣品，並對剖面進行鏡面研磨後，以苦味酸施行腐蝕來使舊沃斯田鐵結晶粒的晶界現形。之後，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)，在鋼板表面起算鋼板板厚1/4之深度位置，觀察鋼板之輥軋方向400μm×厚度方向400μm的區域。使用圖像解析裝置來解析所獲得之圖像，藉此求出舊沃斯田鐵的平均粒徑。另外，舊沃斯田鐵的平均粒徑是當作等效圓直徑來求出。對於變韌鐵的平均粒徑，也進行同樣測定。
關於鋼板的拉伸試驗，沿鋼板的輥軋寬度方向(C方向)採取JIS5號試驗片，並依據JISZ2241：2011來評價抗拉強度：TS(MPa)。抗拉強度是以980MPa以上定為合格。
延性脆性轉變溫度之測定，是以JISZ2242：2005所規定之2.5mm次尺寸(subsize)的V凹口試驗片，施行C方向凹口之夏比衝撃試驗，並且脆性斷面率達50%之溫度定為延性脆性轉變溫度。又，對於鋼板最終板厚小於2.5mm之鋼板，則是以總厚度來進行測定。延性脆性轉變溫度為-50℃以下者，定為合格。
關於板隆起量則是算出：鋼板之板寬中央部的板厚、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚，這兩者之差。具體而言，板隆起量是由下求出：板寬中央部測定任意10處而求得之板寬中央部的板厚平均值、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處任意測定10處而求得之板厚平均值，由這兩者之差來求出。
延性脆性轉變溫度之測定，是以JISZ2242：2005所規定之2.5mm次尺寸(subsize)的V凹口試驗片，施行C方向凹口之夏比衝撃試驗，並且脆性斷面率達50%之溫度定為延性脆性轉變溫度。又，對於鋼板最終板厚小於2.5mm之鋼板，則是以總厚度來進行測定。延性脆性轉變溫度為-50℃以下者，定為合格。
關於板隆起量則是算出：鋼板之板寬中央部的板厚、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚，這兩者之差。具體而言，板隆起量是由下求出：板寬中央部測定任意10處而求得之板寬中央部的板厚平均值、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處任意測定10處而求得之板厚平均值，由這兩者之差來求出。
如表2所示，就本發明例而言，抗拉強度為980MPa以上，延性脆性轉變溫度為-50℃以下，強度與韌性優異。又，板隆起量較小，製品形狀亦良好。全部的發明例都含有變韌鐵，其平均粒徑為1.0μm以下。
相對於此，試驗編號6中，進入溫度較高，舊沃斯田鐵的再結晶粒粗大化，韌性差。
試驗編號15中，接觸時間較長，接觸輥子所致散熱量變大，鋼板寬度方向的溫度差較大，寬度方向的變形阻力差較大，故板隆起量大於80μm。
試驗編號17中，接觸時間較短，熱軋加工中並沒有用以再結晶的時間，故舊沃斯田鐵粒徑粗大，韌性差。
試驗編號24中，進入溫度較低而無法確保再結晶所需溫度，舊沃斯田鐵粒粗大且輥軋負荷較高，故板隆起量較大。因此，韌性與板隆起量差。
試驗編號28中，最終軋台通過後至冷卻開始為止的時間達0.8秒以上，舊沃斯田鐵粒發生成長，故平均粒徑粗大，韌性差。
試驗編號32中，冷卻速度小於100℃/秒，再結晶後發生粒成長，故舊沃斯田鐵粒粗大化，而韌性差。
試驗編號33中，鋼中碳量較少，抗拉強度差。
試驗編號36中，進入溫度較高，舊沃斯田鐵的再結晶粒粗大化，而韌性差。
試驗編號38中，接觸時間較短，熱軋加工中並沒有用以再結晶的時間，故舊沃斯田鐵粒徑粗大，韌性差。
試驗編號39，冷卻速度小於100℃/秒，再結晶後發生粒成長，舊沃斯田鐵粒粗大化，而韌性差。
試驗編號40中，加熱溫度較低之外，輥軋輥子與鋼板的接觸時間較短，熱軋加工中並沒有用以再結晶的時間，故舊沃斯田鐵粒發生成長，韌性差。又，試驗編號40之變韌鐵平均粒徑為1.3μm。
試驗編號41中，接觸時間較長，接觸輥子所致散熱量變大，鋼板寬度方向的溫度差較大，寬度方向的變形阻力差變大，故板隆起量大於80μm。
試驗編號15中，接觸時間較長，接觸輥子所致散熱量變大，鋼板寬度方向的溫度差較大，寬度方向的變形阻力差較大，故板隆起量大於80μm。
試驗編號17中，接觸時間較短，熱軋加工中並沒有用以再結晶的時間，故舊沃斯田鐵粒徑粗大，韌性差。
試驗編號24中，進入溫度較低而無法確保再結晶所需溫度，舊沃斯田鐵粒粗大且輥軋負荷較高，故板隆起量較大。因此，韌性與板隆起量差。
試驗編號28中，最終軋台通過後至冷卻開始為止的時間達0.8秒以上，舊沃斯田鐵粒發生成長，故平均粒徑粗大，韌性差。
試驗編號32中，冷卻速度小於100℃/秒，再結晶後發生粒成長，故舊沃斯田鐵粒粗大化，而韌性差。
試驗編號33中，鋼中碳量較少，抗拉強度差。
試驗編號36中，進入溫度較高，舊沃斯田鐵的再結晶粒粗大化，而韌性差。
試驗編號38中，接觸時間較短，熱軋加工中並沒有用以再結晶的時間，故舊沃斯田鐵粒徑粗大，韌性差。
試驗編號39，冷卻速度小於100℃/秒，再結晶後發生粒成長，舊沃斯田鐵粒粗大化，而韌性差。
試驗編號40中，加熱溫度較低之外，輥軋輥子與鋼板的接觸時間較短，熱軋加工中並沒有用以再結晶的時間，故舊沃斯田鐵粒發生成長，韌性差。又，試驗編號40之變韌鐵平均粒徑為1.3μm。
試驗編號41中，接觸時間較長，接觸輥子所致散熱量變大，鋼板寬度方向的溫度差較大，寬度方向的變形阻力差變大，故板隆起量大於80μm。
產業上之可利用性
根據本發明，即可提供一種熱軋鋼板，其形狀優異、高速變形時的吸收能較高，作為汽車零件來說衝撞特性良好且韌性優異。透過該熱軋鋼板，由於鋼板形狀良好，故在壓製成型性、安定性上優異，且能使零件一體成型而縮短加工步驟，並且汽車衝撞特性優異，車體輕量化而能實現提升燃油效率。因此，本發明在工業上的價值高。
根據本發明，即可提供一種熱軋鋼板，其形狀優異、高速變形時的吸收能較高，作為汽車零件來說衝撞特性良好且韌性優異。透過該熱軋鋼板，由於鋼板形狀良好，故在壓製成型性、安定性上優異，且能使零件一體成型而縮短加工步驟，並且汽車衝撞特性優異，車體輕量化而能實現提升燃油效率。因此，本發明在工業上的價值高。
Claims (2)
- 一種熱軋鋼板，其特徵在於以質量%計含有： C：0.10%以上且0.50%以下、 Si：0.10%以上且3.00%以下、 Mn：0.5%以上且3.0%以下、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 Al：1.00%以下、 N：0.010%以下、 Ti：0%以上且0.20%以下、 Nb：0%以上且0.100%以下、 Ca：0%以上且0.0060%以下、 Mo：0%以上且0.50%以下、 Cr：0%以上且1.00%以下、 剩餘部分為Fe及不純物； 組織之舊沃斯田鐵的平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下， 板寬中央部的板厚、與自板寬端部起算沿板寬度方向朝板寬中央部間距10mm處的板厚之差即板隆起量為80μm以下。
- 如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計含有下述之1種或2種以上： Ti：0.02%以上且0.20%以下、 Nb：0.010%以上且0.100%以下、 Ca：0.0005%以上且0.0060%以下、 Mo：0.02%以上且0.50%以下、 Cr：0.02%以上且1.00%以下。
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