TW202003873A - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明之熱軋鋼板具有預定化學組成，且其金屬組織係由90體積%以上之麻田散鐵、和0體積%以上且在10體積%以下之剩餘部分組織所構成，前述剩餘部分組織包含變韌鐵或肥粒鐵之一者或兩者；該鋼板之L截面與C截面中，舊沃斯田鐵之平均粒徑分別為1.0μm以上且在10.0μm以下，該L截面係平行於軋延方向之截面，該C截面係平行於與前述軋延方向成正交之方向之截面；前述L截面之舊沃斯田鐵之前述平均粒徑與前述C截面之前述舊沃斯田鐵之前述平均粒徑之比、即長寬比係在1.8以下；前述L截面及前述C截面中，前述剩餘部分組織之平均粒徑分別在5.0μm以下；並且前述L截面之前述剩餘部分組織之前述平均粒徑與前述C截面之前述剩餘部分組織之前述平均粒徑之比、即長寬比係在2.0以下。

Description

熱軋鋼板及其製造方法
本發明關於一種熱軋鋼板及其製造方法。 本案係依據已於2018年5月7日於日本提申之日本特願2018-089179號主張優先權，並於此援引其內容。
發明背景 近年來，基於保護地球環境的觀點而強化了汽車排氣規定，提高汽車燃油效率便成為課題。在此狀況下，會要求汽車用鋼之板高強度化及薄化，而作為汽車用零件之胚料，變得特別積極地應用高強度之熱軋鋼板。尤其，具有拉伸強度980MPa以上之高強度熱軋鋼板，係作為能夠飛躍性地提升汽車的燃油效率之胚料而受到注目。
作為提高汽車用鋼板的機械性質之方法，已知將該鋼材組織中的晶粒微細化係有效的。而關於晶粒的微細化已進行了各種研究及開發。
例如，在專利文獻1中提出了一種超細粒肥粒鐵鋼的製造方法，其特徵在於：對C：0.4重量%以下且合金元素含量之合計：5%以下的鋼，於連續熱軋延之終段，施加軋縮率40%以上且平均應變速度60/秒以下之軋縮，並且連續於2秒以內施加軋縮率40%以上之軋縮。
又，在專利文獻2中揭示了一種微細粒熱軋鋼板之製造方法，係於粗軋延後使用串聯式軋延機組進行精整軋延。並且，在專利文獻2中提出了一種肥粒鐵之平均粒徑為5μm以下的微細粒熱軋鋼板之製造方法，該製造方法之特徵在於：利用從前述串聯式軋延機組之最後起算1段前之軋延機，在Ar3 點以上之溫度下進行軋延後，以50℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至「Ar3 點-20℃」以下的溫度區為止，並進一步利用前述串聯式軋延機組中最後之軋延機以20%以下之軋縮率進行軋延，然後在0.4秒以內冷卻至720℃為止。
另外，在專利文獻3中提出了一種具有超微細組織之高張力熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於：將連續鑄造鋼胚加熱至950℃以上且1100℃以下之溫度後，進行每次之軋縮率為20%以上之軋縮至少2次以上，並以精整軋延溫度在Ar3 變態點以上之方式進行熱軋延後，以20℃/秒以上之冷卻速度冷卻，然後於350℃起至550℃之溫度範圍下進行捲取，並且前述連續鑄造鋼胚含有C：0.05~0.10重量%、Si：0.30~2.0重量%、Mn：1.0重量%以下、Al：0.003~0.100重量%及Ti：0.05~0.30重量%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成。
又，在專利文獻4中記載了一種麻田散鐵鋼板之製造方法，其包含以下步驟：將半成品加熱至1050℃與1250℃之間的溫度T1為止之步驟，該半成品含有0.15%≦C≦0.40%、1.5%≦Mn≦3%、0.005%≦Si≦2%、0.005%≦Al≦0.1%、S≦0.05%、P≦0.1%及0.025%≦Nb≦0.1%，且剩餘組成由鐵及加工所產生之無法避免的不純物所構成；將經再加熱後的半成品以粗軋延機於1050與1150℃之間的溫度T2下，採用大於100%之累積軋縮率εa進行軋延，製得具有沃斯田鐵結構的鋼板之步驟，該沃斯田鐵具有小於40微米之平均粒度且未完全再結晶化；接著，雖非完全冷卻，將鋼板以大於2℃/秒之速度VR1冷卻至970℃與Ar3 +30℃之間的溫度T3為止之步驟；接著利用精整軋延機f，將經不完全冷卻後之鋼板於溫度T3下採用大於50%之累積軋縮率εb進行軋延，以製得鋼板之步驟；以及，接下來以大於臨界麻田散鐵淬火速度之速度VR2將鋼板冷卻之步驟。
若將材料高強度化，一般來說，韌性就會劣化。因此在開發高強度之熱軋鋼板上，重要的係在不使韌性劣化之前提下謀求高強度化。又，作為汽車用構件使用時，對於拉伸特性及韌性係以各向異性少且各向同性優異為理想。此外，製造鋼板時之負荷小這一點在開發高強度之熱軋鋼板上也相當重要。
然而，於專利文獻1記載之熱軋鋼板為使晶粒微細化以提高材料特性，會進行軋縮大之軋延，導致軋延機負荷大。又，由於其為主要含有肥粒鐵之組織，故強度不充分。
另，於專利文獻2記載之熱軋鋼板係藉由在未再結晶區蓄積應變使晶粒微細化，故拉伸特性及韌性之各向異性會變大。
此外，於專利文獻3記載之熱軋鋼板係藉由使鋼胚加熱溫度低溫化來進行晶粒之微細化，然而鋼胚加熱溫度為低溫時，無法固溶化及消除元素偏析，故拉伸特性及韌性之各向異性會變大。
又，於專利文獻4記載之製造方法中，在粗軋延步驟中，藉由添加Nb等來抑制再結晶，以製作出未完全再結晶化之沃斯田鐵粒且平均粒徑40μm以下之晶粒。亦即，精整軋延前的粗軋延板，其晶粒係經再結晶後之細粒者與未再結晶且長寬比大的扁平粗粒者之混粒組織。即使將如上述之粗軋延板進行精整軋延，也不易獲得具有各向同性組織與特性之熱軋鋼板。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開昭59-229413號公報 專利文獻2：日本專利第4803210號公報 專利文獻3：日本特開平10-8138號公報 專利文獻4：日本特表2014-517873號公報
發明概要 發明欲解決之課題 本發明係有鑑於上述情況而作成者，並且以提供一種拉伸強度及韌性之各向同性優異、且拉伸強度在980MPa以上之熱軋鋼板為課題。又，本發明以提供一種熱軋鋼板之製造方法為課題，該製造方法可減少對軋延機之負荷，並且可製造出拉伸強度及韌性之各向同性優異且拉伸強度在980MPa以上之熱軋鋼板。
用以解決課題之手段 本發明人等為達成上述目標，針對即使以低軋縮之軋延也可使熱軋鋼板之晶粒充分微細化之方法、以及用以提升拉伸特性及韌性之各向同性之方法進行了精闢研討。其結果，發現了藉由使粗軋延時之軋延溫度、軋縮率及冷卻速度最佳化，以使粗軋延板之組織細粒化，則即使以低軋縮的精整軋延也會在精整軋延中發生再結晶，使得熱軋鋼板之晶粒微細化，而能減少軋延機的負荷，並且可製得拉伸強度高且提升了拉伸強度及韌性之各向同性之熱軋鋼板。 此外，藉由機械特性與詳細的組織解析，更發現了當舊沃斯田鐵粒徑為1.0μm以上且在10.0μm以下、其長寬比在1.8以下，且剩餘部分組織之粒徑為5.0μm以下且其長寬比在2.0以下時，可製得具有拉伸強度980MPa以上且拉伸特性(特別是拉伸強度)與韌性之各向同性優異之高強度熱軋鋼板。
本發明係基於上述見解進一步反覆研討而完成者。亦即，本發明主旨如下。
[1]本發明一態樣之熱軋鋼板具有以下化學組成：以質量%計含有C：0.010%以上且在0.200%以下、Si：1.00%以下、Mn：3.0%以下、P：0.040%以下、S：0.004%以下、Al：0.10%以下、N：0.004%以下、Nb：0%以上且在0.20%以下、Ti：0%以上且在0.15%以下、Mo：0%以上且在1.00%以下、Cu：0%以上且在0.50%以下及Ni：0%以上且在0.50%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；該鋼板之金屬組織係由90體積%以上之麻田散鐵、和0體積%以上且在10體積%以下之剩餘部分組織所構成，且前述剩餘部分組織包含變韌鐵或肥粒鐵之一者或兩者；該鋼板之L截面與C截面中，舊沃斯田鐵之平均粒徑分別為1.0μm以上且在10.0μm以下，該L截面係平行於軋延方向之截面，該C截面係平行於與前述軋延方向成正交之方向之截面；前述L截面之舊沃斯田鐵之前述平均粒徑與前述C截面之前述舊沃斯田鐵之前述平均粒徑之比、即長寬比係在1.8以下；前述L截面及前述C截面中，前述剩餘部分組織之平均粒徑分別在5.0μm以下；並且前述L截面之前述剩餘部分組織之前述平均粒徑與前述C截面之前述剩餘部分組織之前述平均粒徑之比、即長寬比係在2.0以下。 [2]如上述[1]之熱軋鋼板中，前述化學組成亦可含有選自於以下中之1種或2種以上元素：以質量%計，Nb：0.01%以上且在0.20%以下、Ti：0.01%以上且在0.15%以下、Mo：0.01%以上且在1.00%以下、Cu：0.01%以上且在0.50%以下及Ni：0.01%以上且在0.50%以下。 [3]本發明另一態樣之熱軋鋼板之製造方法，具備以下步驟：熱軋延步驟，係將具有如上述[1]或[2]之化學組成之鋼胚料，藉由加熱至1100℃以上且在1350℃以下，再對前述鋼胚料進行多次道次之軋縮來進行粗軋延及精整軋延，以製得熱軋鋼板；冷卻步驟，係在前述熱軋延步驟完成後，對前述熱軋鋼板於5秒以內開始冷卻，並且以30℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至300℃以下之溫度範圍為止；及捲取步驟，係於300℃以下之前述溫度範圍下，捲取前述冷卻步驟後之前述熱軋鋼板；並且以下述(I)之條件進行前述粗軋延，且以下述(II)之條件進行前述精整軋延。 (I)將前述粗軋延之最終軋延道次後之前述鋼胚料溫度T設為1000℃以上且在1300℃以下之範圍，最終軋延道次之軋縮率以單位%計設為105-0.05×T以上，在通過最終軋延道次後5秒以內開始冷卻，並且以20℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至Ar3 +30℃以上且在Ar3 +300℃以下之溫度為止。 (II)將前述精整軋延之最終軋延道次後之鋼板溫度設為Ar3 點以上，並且將前述精整軋延之最終道次之軋縮量設為12~45%之範圍。前述Ar3 點係以下述(式1)求算之溫度。 Ar3 (℃)=910-310×C-80×Mn-20×Cu-55×Ni-80×Mo…(式1) 式1中，C、Mn、Cu、Ni及Mo為各元素以質量%計之含量，未含有之元素則代入0。 [4]如上述[3]之熱軋鋼板之製造方法中，亦可藉由前述粗軋延，將前述精整軋延前之鋼板的金屬組織中L截面和C截面之沃斯田鐵平均粒徑分別製成100μm以下，並且使前述L截面及前述C截面各自之前述沃斯田鐵之平均粒徑之比、即長寬比為2.0以下，該L截面為於平行於前述粗軋延之軋延方向之截面，該C截面為平行於與軋延方向成正交之方向之截面。
發明效果 依據本發明之上述態樣，可提供一種拉伸強度及韌性之各向同性優異、且拉伸強度在980MPa以上之熱軋鋼板。此外，依據本發明之上述態樣，可不提高軋延機之負荷便製造出高強度且拉伸強度及韌性之各向同性優異之熱軋鋼板。本發明之熱軋鋼板適合作為汽車之結構零件及骨架、卡車車架之胚料。藉由將本發明之熱軋鋼板應用於汽車之結構零件等，可確保汽車安全性並且減輕車體重量，而可減低環境負荷。
發明實施形態 ＜熱軋鋼板＞ 本發明一實施形態之熱軋鋼板(本實施形態之熱軋鋼板)為以下熱軋鋼板：具有預定化學組成，且金屬組織係由90體積%以上之麻田散鐵、和0體積%以上且在10體積%以下之剩餘部分組織所構成，剩餘部分組織包含變韌鐵或肥粒鐵之一者或兩者；舊沃斯田鐵粒徑為1.0μm以上且在10.0μm以下；舊沃斯田鐵粒徑之長寬比係在1.8以下；剩餘部分組織之平均粒徑在5.0μm以下；並且剩餘部分組織之平均粒徑之長寬比係在2.0以下。
以下，具體說明本實施形態之熱軋鋼板。首先，說明限定本實施形態之熱軋鋼板的化學組成之理由。以下表示各化學成分之符號%，皆指質量%。
[C：0.010%以上且在0.200%以下] C係一種用以提升固溶強化與淬火性，並生成低溫變態相之麻田散鐵以確保熱軋鋼板強度之必要元素。為了獲得該效果，C含量設為0.010%以上。另一方面，若C含量大於0.200%，則加工性及熔接性會劣化。因此，C含量係設為0.010%以上且在0.200%以下之範圍。而較佳係設為0.040%以上且在0.180%以下之範圍。
[Si：1.00%以下] Si含量若大於1.00%，會使熱軋鋼板之表面性狀明顯劣化，招致化學轉化處理性及耐蝕性降低。因此，Si含量設為1.00%以下。且宜在0.80%以下。另一方面，Si係一種可抑制使韌性劣化的粗大氧化物及雪明碳鐵，也有助於固溶強化的元素。因此，Si含量亦可設為0.40%以上。
[Mn：3.0%以下] Mn含量若大於3.0%，便會因凝固偏析形成帶狀組織而使各向異性變強，導致加工性及耐延遲破壞特性劣化。因此，Mn含量設為3.0%以下之範圍。且宜設為2.0%以下之範圍。另一方面，Mn係一種可固溶而有助於增加鋼之強度，並可提高淬火性的元素。為了獲得此效果，亦可使Mn含量在0.5%以上。
[P：0.040%以下] P係一種可固溶而有助於增加鋼之強度的元素，但也係一種會於晶界、特別是舊沃斯田鐵晶界中偏析，而招致低溫韌性及加工性降低的元素。故，宜盡可能減少P含量，而含有至0.040%為止是可容許的。因此，P含量設為0.040%以下。且宜為0.030%以下，較佳係在0.020%以下。然而，就算過度減低P含量，也無法得到與精煉成本之增加相應的效果。因此，P含量宜設為0.003%以上，亦可設為0.005%以上。
[S：0.004%以下] S係一種會與Mn鍵結形成粗大硫化物，而使得熱軋鋼板之加工性降低的元素。故，宜盡可能減少S含量，而含有至0.004%為止是可容許的。因此，S含量設為0.004%以下。且宜為0.003%以下，較佳係在0.002%以下。然而，就算過度減低S含量，也無法得到與精煉成本之增加相應的效果。因此，S含量宜設為0.0003%以上，亦可設為0.0005%以上。
[Al：0.10%以下] 含有過多Al會招致氧化物系夾雜物增加，故若Al含量過多，便會導致熱軋鋼板之韌性降低，並且會成為發生缺陷的原因。因此，Al含量設為0.10%以下。且宜在0.08%以下。另一方面，Al係一種可作為脫氧劑發揮作用，而可有效提升鋼之潔淨度的元素。為了獲得此效果，亦可使Al含量在0.005%以上。
[N：0.004%以下] N含量若大於0.004%，則未形成氮化物的N會以固溶N之形態存在，使韌性降低。因此，N含量設為0.004%以下。且宜在0.003%以下。另一方面，N係一種可藉由與氮化物形成元素鍵結而以氮化物之形態析出，而有助於晶粒之微細化的元素。為了獲得此效果，亦可使N含量在0.0005%以上。
以上為本實施形態之熱軋鋼板的基本成分，而本實施形態之熱軋鋼板以例如提升韌性或高強度化等為目的，可視需要含有選自於以下中之1種或2種以上元素：Nb：0.20%以下、Ti：0.15%以下、Mo：1.00%以下、Cu：0.50%以下及Ni：0.50%以下。由於並不一定要含有該等元素，故下限為0%，而若欲獲得效果，則宜大於0%。
[Nb：0%以上且在0.20%以下] Nb係一種可透過碳氮化物之形成，而有助於增加熱軋鋼板強度及疲勞強度的元素。為了使上述效果充分展現，宜將Nb含量設為大於0%，較佳係設為0.01%以上，設為0.020%以上則更佳。另一方面，Nb含量若大於0.20%，會導致變形阻力增加，而在製造熱軋鋼板時熱軋延的軋延荷重會增加，恐會造成對軋延機的負擔變得過大，使軋延操作本身變得困難。並且，Nb含量若大於0.20%，會形成粗大析出物，而有熱軋鋼板之韌性降低的傾向。因此，Nb含量設為0.20%以下，且宜設為0.15%以下之範圍。
[Ti：0%以上且在0.15%以下] Ti係一種可藉由形成微細碳氮化物使晶粒微細化，來提升鋼板強度與疲勞強度的元素。為了展現上述效果，Ti含量宜設為大於0%，較佳係設為0.01%以上，設為大於0.05%更佳。另一方面，Ti含量若大於0.15%而變得過多，除了上述效果達到飽和外，還會招致粗大析出物增加，導致鋼板韌性降低。因此，Ti含量設為0.15%以下。且宜設為0.10%以下之範圍。
[Mo：0%以上且在1.00%以下] Mo係一種可提高淬火性而有助於熱軋鋼板之高強度化的元素。為了獲得上述效果，Mo含量宜設為大於0%，較佳係設為0.01%以上。另一方面，Mo之合金成本高，並且若Mo含量大於1.00%便會使熔接性劣化。因此，Mo含量設為1.00%以下。且宜設為0.40%以下之範圍。
[Cu：0%以上且在0.50%以下] Cu係一種可固溶而有助於增加鋼之強度的元素。並且，Cu可提升淬火性。為了獲得上述效果，Cu含量宜設為大於0%，較佳係設為0.01%以上，設為0.05%以上更佳。另一方面，Cu含量若大於0.50%，會導致熱軋鋼板之表面性狀惡化。因此，Cu含量設為0.50%以下。且宜設為0.30%以下之範圍。
[Ni：0%以上且在0.50%以下] Ni係一種可固溶而有助於增加鋼之強度，並可提升淬火性的元素。為了獲得上述效果，Ni含量宜設為大於0%，較佳係設為0.01%以上，設為0.02%以上更佳。另一方面，Ni之合金成本高，並且若Ni含量大於0.50%便會使熔接性劣化。因此，Ni含量設為0.50%以下。且宜設為0.30%以下之範圍。
針對其他元素，亦可在不妨礙本實施形態鋼板之效果的範圍內含有。譬如，亦可以提升耐延遲破壞特性為目的，各別含有0.005%以下的Ca和REM(稀土族金屬：Rare-Earth Metal)等。亦可含有可提升熱加工性之微量元素等。
本實施形態之熱軋鋼板中，上述成分以外之剩餘部分由Fe及不純物所構成。此處，所謂不純物係指以工業方式製造熱軋鋼板時，因以如礦石或廢料之類的原料為首之製造步驟的種種因素而混入之成分，且並非係對本實施形態之熱軋鋼板刻意添加之成分者。
接下來，說明限定本實施形態之熱軋鋼板之金屬組織(微觀組織)的理由。
[金屬組織係由90體積%以上之麻田散鐵、和0體積%以上且在10體積%以下之剩餘部分組織所構成，且剩餘部分組織包含變韌鐵或肥粒鐵之一者或兩者] 本實施形態之熱軋鋼板之組織係由90體積%以上之麻田散鐵、和0體積%以上且在10體積%以下之剩餘部分組織所構成。本實施形態之「麻田散鐵」基本上係指新生麻田散鐵，但亦可於一部分中(譬如在10%以下之範圍)含有回火麻田散鐵。回火麻田散鐵係麻田散鐵經回火而成者，與麻田散鐵相較之下，其為差排密度低的麻田散鐵。
本實施形態之熱軋鋼板中，若麻田散鐵小於90體積%，便難以獲得所欲強度。故，麻田散鐵的體積率設為90體積%以上。較佳係在95體積%以上。
剩餘部分組織包含變韌鐵及/或肥粒鐵。此外，剩餘部分組織亦可包含殘留沃斯田鐵。又，剩餘部分組織也包含變韌鐵所含之碳化物。剩餘部分組織的體積率若變高，則強度會降低，難以確保所欲高強度。因此，剩餘部分組織設為10體積%以下且宜為5體積%以下，較佳係在1體積%以下。剩餘部分組織亦可為0%。
[舊沃斯田鐵之平均粒徑為1.0μm以上且在10.0μm以下；舊沃斯田鐵之平均粒徑之比即長寬比係在1.8以下] 本實施形態之熱軋鋼板其舊沃斯田鐵之平均粒徑為1.0μm以上且在10.0μm以下，且其長寬比係在1.8以下。 此處，所謂舊沃斯田鐵之平均粒徑為1.0μm以上且在10.0μm以下，係指L截面與C截面中，舊沃斯田鐵之平均粒徑分別為1.0μm以上且在10.0μm以下，該L截面係平行於鋼板之軋延方向之截面，該Ｃ截面係平行於與鋼板之軋延方向成正交之方向之截面。並且，L截面及C截面為板厚方向的截面。 L截面或C截面之任一者中之舊沃斯田鐵平均粒徑若大於10.0μm，則拉伸強度會降低，韌性也會劣化。因此，舊沃斯田鐵粒徑係設為10.0μm以下。且宜為5.0μm以下。 又，就算使L截面或C截面之任一者中之舊沃斯田鐵平均粒徑小於1.0μm，除了因細粒化而提升強度及改善韌性之效果會達到飽和之外，也會使麻田散鐵變態不易發生，而有時無法確保金屬組織中有90體積%以上之麻田散鐵。因此，舊沃斯田鐵粒徑係設為1.0μm以上。本實施形態之熱軋鋼板於其製造過程中，藉由以粗軋延使沃斯田鐵充分再結晶，來縮小沃斯田鐵粒徑。然而，粗軋延後之沃斯田鐵粒徑為100μm以下，有時較大。因此，即使進行精整軋延，有時沃斯田鐵仍無法縮小到3.0μm以下。故在實用性上，亦可使本實施形態之熱軋鋼板的舊沃斯田鐵粒徑大於3.0μm或在3.5μm以上。
此外，所謂舊沃斯田鐵之長寬比在1.8以下，係指L截面之舊沃斯田鐵平均粒徑與C截面之舊沃斯田鐵平均粒徑之比在1.8以下。 舊沃斯田鐵粒徑之長寬比會影響拉伸強度及韌性之各向異性。舊沃斯田鐵粒徑之長寬比若大於1.8，拉伸強度及韌性之各向異性便會增強。因此，舊沃斯田鐵粒徑之長寬比係設為1.8以下。且宜為1.5以下。
[剩餘部分組織之平均粒徑為5.0μm以下、剩餘部分組織之平均粒徑的長寬比在2.0以下] 由於剩餘部分組織為軟質相，故剩餘部分組織之平均粒徑若大於5.0μm則熱軋鋼板之強度會降低，難以獲得所欲強度。故，平均粒徑設為5.0μm以下。剩餘部分組織之平均粒徑雖無特別下限，但基於製法上的觀點，難以使其小於1.0μm，故實際上剩餘部分組織之平均粒徑係設為1.0μm以上且在5.0μm以下。此處，所謂剩餘部分組織之平均粒徑為1.0μm以上且在5.0μm以下，係指L截面及C截面中之剩餘部分組織之平均粒徑分別為1.0μm以上且在5.0μm以下。 此外，剩餘部分組織之長寬比會影響拉伸強度及韌性之各向異性。剩餘部分組織之長寬比若大於2.0，拉伸強度及韌性之各向異性便會變強，故剩餘部分組織之長寬比設為2.0以下。且宜為1.8以下。 所謂剩餘部分組織之平均粒徑的長寬比為2.0以下，係指L截面之剩餘部分組織之平均粒徑與C截面之剩餘部分組織之平均粒徑的比在2.0以下。
本實施形態之熱軋鋼板中，各相或組織之鑑定及平均粒徑之計算，可藉由使用有以掃描型電子顯微鏡(SEM)拍攝而得的組織照片之圖像處理、與背向散射電子繞射影像解析(EBSP或EBSD)來進行。
更具體地說，舊沃斯田鐵之平均粒徑及其長寬比是如下述方式來決定。 令熱軋鋼板板寬為W時，在熱軋鋼板之寬度方向上從一端起算1/4W(寬度)或3/4W(寬度)的附近，以使平行於軋延方向(L截面)及垂直於軋延方向(C截面)之板厚方向截面為觀察面之方式來採取試樣。將截面進行鏡面研磨後，以苦味酸進行腐蝕使舊沃斯田鐵晶粒之晶界露出。其後，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)，於從鋼板表面起算1/4板厚的深度位置，為L截面時係觀察鋼板的軋延方向400μm×厚度方向400μm之區域，為C截面時則觀察鋼板的板寬方向400μm×厚度方向400μm之區域。觀察區域係設為1個連續區域。 藉由使用圖像解析裝置解析所得圖像，求出舊沃斯田鐵之平均粒徑。沃斯田鐵之平均粒徑係作為圓等效直徑來求出。所得之L截面及C截面中之舊沃斯田鐵平均粒徑中，令較大者為Dpγ(L)且令較小者為Dpγ(S)時，以由Dpγ(L)/Dpγ(S)所得之值為舊沃斯田鐵之平均粒徑的長寬比。
此外，剩餘部分組織之鑑定、剩餘部分組織之平均粒徑及長寬比係如下述方式來求算。 令鋼板板寬為W時，在鋼板之寬度方向上從一端起算1/4W(寬度)或3/4W(寬度)中，以使平行於軋延方向(L截面)及垂直於軋延方向(C截面)之截面為觀察面之方式採取試樣，並且將截面進行鏡面研磨後，進行電解研磨。其後，於從鋼板表面起算1/4板厚的深度位置，為L截面時係將鋼板的軋延方向400μm×厚度方向400μm之區域、為C截面時則將鋼板的板寬方向400μm×厚度方向400μm之區域以0.1μm之測定間隔進行EBSD解析。EBSD解析使用例如以熱場發射掃描型電子顯微鏡與EBSD檢測器構成之裝置，以200~300點/秒之解析速度實施。
此處，根據以上述方式測得之各測定點的結晶方位資訊，求算鄰接的測定點彼此的結晶方位之差，並以所得之差為方位差。該方位差為15°以上時，將鄰接的測定點彼此的中間判斷為晶界，並將此晶界所包圍之區域定義為晶粒。將此晶粒之同一晶粒內之方位差單純平均，以計算平均方位差。同一晶粒內之平均方位差的計算，可使用EBSD解析裝置之附屬軟體來求算。 同一晶粒內之平均方位差小於0.6°之晶粒定義為肥粒鐵。並且以被定義為肥粒鐵之晶粒的面積率為肥粒鐵之體積率。 另外，同一晶粒內之平均方位差為0.6°以上之晶粒定義為變韌鐵。雖然麻田散鐵之同一晶粒內之平均方位差也可能為0.6°以上，但由於變韌鐵包含碳化物且形狀呈現板條狀組織，因此在SEM影像中，係以含碳化物且呈現板條狀之組織者為變韌鐵，並且以其面積率為變韌鐵之體積率。另一方面，麻田散鐵係以同一晶粒內之平均方位差為0.6°以上，且除了判定為變韌鐵以外之組織為麻田散鐵。本實施形態之熱軋鋼板由於不進行回火，故麻田散鐵為不含碳化物之新生麻田散鐵。即使於麻田散鐵產生了碳化物，在本實施形態中其量也極微量，故組織中產生了碳化物的麻田散鐵可包含在變韌鐵的體積率中。 亦即，麻田散鐵之體積率為從100%減去肥粒鐵之體積率與變韌鐵之體積率而得者。
剩餘部分組織之平均粒徑係使用藉由上述EBSD解析所求出之值來決定。具體地說，係以方位差15°以上之境界為晶界，特定出剩餘部分組織之晶粒，並以利用下述式算出之值為平均粒徑。式中，N表示平均粒徑之評估區域中包含的晶粒數量，Ai表示第i個(i=1、2、・・、N)晶粒的面積，di則表示第i個晶粒之圓等效直徑。該等資料可利用EBSD解析輕易求取。
[數學式1]
Figure 02_image001
藉由上述方法求得之L截面及C截面中之剩餘部分組織之平均粒徑當中，令較大者為Dr(L)且令較小者為Dr(S)時，以由Dr(L)/Dr(S)所得之值為剩餘部分組織的長寬比。
本實施形態之熱軋鋼板，其L方向和C方向之拉伸強度分別為980MPa以上，並且L方向的拉伸強度與C方向的拉伸強度之差的絕對值小於100MPa，該L方向相對於鋼板之軋延方向為平行，該C方向係與鋼板之軋延方向成正交。 另外，本實施形態之熱軋鋼板，其L方向及C方向之延性-脆性轉變溫度分別為-60℃以下，且L方向的延性-脆性轉變溫度與C方向的延性-脆性轉變溫度之差的絕對值小於15℃。
根據本實施形態之熱軋鋼板，藉由滿足上述化學成分(化學組成)及組織，可得到高強度且拉伸強度及韌性之各向同性優異之熱軋鋼板。因此，藉由將本實施形態之熱軋鋼板應用於汽車的結構零件等，可有助於確保汽車之安全性及提升燃油效益。
本實施形態之熱軋鋼板更宜製品形狀優異。製品形狀優異則可在從鋼板成形零件時的成形加工中，製造出精度高的零件。而所謂製品形狀優異，係指以鋼板表面每2500mm2 為1處之比率，測定30處之板厚，令該等之平均值為tave且令最大值與最小值之差為Δt時，Δt/tave小於0.125。
＜熱軋鋼板之製造方法＞ 接下來，說明本實施形態之熱軋鋼板之製造方法。 本實施形態之熱軋鋼板之製造方法，具備以下步驟：熱軋延步驟，係將具有上述說明之化學成分(化學組成)之鋼胚料加熱至1100℃以上且在1350℃以下，再對鋼胚料進行多次道次之軋縮來進行粗軋延及精整軋延，藉此製得熱軋鋼板；冷卻步驟，係在精整軋延結束後，對熱軋鋼板於5秒以內開始冷卻，並且以30℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻；及捲取步驟，係於室溫以上且在300℃以下之溫度範圍下捲取冷卻後之熱軋鋼板。 粗軋延係以下述(I)的條件進行，精整軋延則以下述(II)的條件進行。
(I)粗軋延： 在粗軋延中，將最終軋延道次後之鋼胚料溫度T設為1000℃以上且在1300℃以下之範圍，最終軋延道次之軋縮率設為105-0.05×T(%)(T為最終粗軋延道次後之鋼胚料溫度(℃))以上，在通過最終軋延道次後5秒以內開始冷卻，且以20℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至Ar3 +30℃以上且在Ar3 +300℃以下之溫度為止。
(II)精整軋延： 將精整軋延之最終軋延道次後之鋼板溫度設為Ar3 點以上，並且將精整軋延之最終道次之軋縮量設為12~45%之範圍。
惟，Ar3 點係以下述(式1)求算之溫度。 Ar3 (℃)=910-310×C-80×Mn-20×Cu-55×Ni-80×Mo…(式1) 式1中，C、Mn、Cu、Ni及Mo為各元素含量(質量%)，未含有之元素則代入0。
以下，詳細說明本實施形態之熱軋鋼板之製造方法。
(1)熱軋延步驟 (鋼胚料加熱溫度：1100℃以上且在1350℃以下) 鋼胚料加熱溫度對固溶化及消除元素偏析有很大影響。若加熱溫度低於1100℃，則不會充分固溶化及消除元素偏析，而在製品之拉伸強度及韌性產生各向異性。又，藉由將加熱溫度設為1100℃以上，可使具有抑制沃斯田鐵晶粒粗大化之效果的元素固溶化。 另一方面，加熱溫度若高於1350℃，則除了固溶化及消除元素偏析之效果會達到飽和之外，也會使沃斯田鐵之平均粒徑粗大化，而難以於粗軋延後得到所欲沃斯田鐵之平均粒徑。因此，鋼胚料加熱溫度設為1100℃以上且在1350℃以下。且宜為1150℃以上且在1300℃以下。
(a)粗軋延步驟 (最終軋延道次後之鋼胚料溫度T：1000℃以上且在1300℃以下) 在粗軋延中會進行軋延，該軋延係使鋼胚料達多次連續通過粗軋延用的軋延軋台，而係以使最終軋延道次後之鋼胚料溫度T為1000℃以上且在1300℃以下之方式進行粗軋延。
本實施形態之熱軋鋼板之製造方法中，必須透過使粗軋延中發生再結晶，來使精整軋延開始前之沃斯田鐵粒徑微細化。為了使粗軋延中發生再結晶，粗軋延中之鋼胚料溫度宜為高溫。鋼胚料之粗軋延溫度T若低於1000℃，則會變得需要大軋縮以使粗軋延中發生再結晶，而在粗軋延時必須有大負荷。因此，粗軋延溫度T設為1000℃以上。又，粗軋延溫度T若高於1300℃，則在精整軋延開始前便會發生晶粒成長，精整軋延後的組織也會粗大化，而變得無法得到所欲組織及特性。此處所謂粗軋延溫度，係進行多個道次之軋縮的粗軋延步驟中之最低溫度，於本實施形態中則指剛進行最終軋延道次後之鋼胚料溫度T。
(最終軋延道次之軋縮率為105-0.05×T(%)以上) 粗軋延時之最終軋延道次之軋縮率對剛完成粗軋延後之粒徑有很大影響。最終軋延道次之軋縮率若小於105-0.05×T(%)(T為最終粗軋延道次後之鋼胚料溫度(℃))，於粗軋延時之最終軋延道次加工中便無法充分產生再結晶，而使剛完成粗軋延後之粒徑粗大化，或者因僅有一部分產生再結晶而使組織為混粒，導致後述精整軋延步驟後之組織也粗大化或混粒化。 又，由於在加工中無法充分產生再結晶，而使組織的長寬比增加，故變得無法得到所欲組織及特性。因此，粗軋延之最終軋延道次之軋縮率設為105-0.05×T(%)以上。
(在通過最終軋延道次後5秒以內，以20℃/秒以上之平均冷卻速度開始冷卻) 結束粗軋延時之鋼板(粗軋延板)溫度係在1000℃以上。因此容易發生晶粒成長。於是，為了抑制在熱軋延步驟中的晶粒成長而將粗軋延板冷卻。此時，從結束粗軋延後至開始冷卻為止的時間若大於5秒，粗軋延板的組織便會粗大化。又，即使至開始冷卻為止之時間在5秒以內，若為小於20℃/秒之平均冷卻速度則仍會在冷卻過程中產生較大晶粒成長，使得粗軋延板之組織粗大化。因此，從通過粗軋延之最終軋延道次後起至開始冷卻為止的時間設為5秒以內，並且平均冷卻速度設為20℃/秒以上。較佳係在3秒以內開始冷卻，並以30℃/秒以上之平均冷卻速度進行冷卻。
(冷卻停止溫度：Ar3 +30℃以上且在Ar3 +300℃以下) 粗軋延結束後之冷卻係以上述冷卻開始時間及冷卻速度，進行冷卻至Ar3 +30℃以上且在Ar3 +300℃以下之溫度區為止。冷卻停止溫度若低於Ar3 +30℃，則於其後之精整軋延步驟中，軋延溫度恐會低於Ar3 點。軋延溫度若低於Ar3 點，在精整軋延中便會產生肥粒鐵，而變得無法獲得所欲組織及特性。又，冷卻停止溫度若高於Ar3 +300℃，則在精整軋延開始前便會發生晶粒成長，後述精整軋延後的組織也會粗大化，而變得無法得到所欲組織及特性。因此，粗軋延後之冷卻係進行至Ar3 +30℃以上且在Ar3 +300℃以下之溫度區為止。並且，冷卻停止溫度宜為Ar3 +30℃以上且在Ar3 +100℃以下。
平均冷卻速度係設為將冷卻開始時與冷卻結束時之間粗軋延板之溫度差，除以從冷卻開始至冷卻結束為止所需之時間而得者。冷卻開始時係開始對粗軋延板噴射水等冷卻介質時，冷卻結束時則係結束噴射冷卻介質時。
開始精整軋延前之粗軋延板宜為沃斯田鐵之平均粒徑在100μm以下，且沃斯田鐵之長寬比在2.0以下之金屬組織。 此處，所謂沃斯田鐵之平均粒徑在100μm以下，係指L截面與C截面中，沃斯田鐵之平均粒徑分別在100μm以下，該L截面係平行於粗軋延之軋延方向之截面，該C截面係平行於與軋延方向成正交之方向之截面。並且L截面及C截面為板厚方向的截面。 又，所謂沃斯田鐵之長寬比在2.0以下，係指L截面沃斯田鐵之平均粒徑與C截面之沃斯田鐵之平均粒徑之比(惟，係值較大者/值較小者)在2.0以下。
開始精整軋延前之沃斯田鐵粒徑越細粒化，則精整軋延時用以產生再結晶之必需軋縮率變得越低。開始精整軋延前之沃斯田鐵的平均粒徑若大於100μm，則在精整軋延中用以產生再結晶之必需軋縮率會變高，而軋延機的負荷增加，有時會導致製品形狀劣化。因此，開始精整軋延前之沃斯田鐵的平均粒徑宜設為100μm以下。且較佳係在50μm以下，在30μm以下更佳。 又，精整軋延前之沃斯田鐵粒徑的長寬比對精整軋延後之組織的長寬比有很大影響。精整軋延前之沃斯田鐵的長寬比若大於2.0，則精整軋延後之組織的舊沃斯田鐵粒徑及剩餘部分組織的長寬比恐會變得不滿足預定值，而有損及拉伸強度與韌性之各向同性的可能性。因此，精整軋延前之沃斯田鐵粒徑的長寬比宜設為2.0以下。更宜為1.5以下。
為確認粗軋延板之沃斯田鐵平均粒徑及長寬比，係盡可能以高速急速冷卻進入精整軋延前的粗軋延板，較佳係以20℃/秒以上之冷卻速度急速冷卻至室溫為止後，將粗軋延板之截面組織進行蝕刻使沃斯田鐵晶界露出，並以掃描型電子顯微鏡進行觀察。
更具體地說，令粗軋延板板寬為W時，在急速冷卻後之粗軋延板的寬度方向上從一端起算1/4W(寬度)或3/4W(寬度)中，以使平行於軋延方向(L截面)及垂直於軋延方向(C截面)之截面為觀察面之方式採取試樣，並將截面進行鏡面研磨後，利用苦味酸進行腐蝕以使沃斯田鐵晶粒之晶界露出。其後，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)，於從粗軋延板表面起算1/4板厚的深度位置，為L截面時係觀察粗軋延板的軋延方向200μm×厚度方向200μm之區域，為C截面時則觀察粗軋延板的板寬方向200μm×厚度方向200μm之區域。藉由使用圖像解析裝置解析所得圖像，求出沃斯田鐵之平均粒徑。沃斯田鐵之平均粒徑係作為圓等效直徑來求出。所得之L截面及C截面中之沃斯田鐵平均粒徑中，令較大者為Dpγ(L)且令較小者為Dpγ(S)時，以由Dpγ(L)/Dpγ(S)所得之值為沃斯田鐵粒徑的長寬比。
(b)精整軋延步驟 精整軋延步驟，係進行(多道次之)軋延，該軋延係使鋼胚料達多次連續通過精整軋延用的軋延軋台。此時，將精整軋延之最終軋延道次後之鋼板溫度設為Ar3 點以上，並且將精整軋延之最終道次之軋縮量設為12~45%之範圍。
(最終軋延道次後之鋼板溫度：Ar3 點以上) 精整軋延時之溫度若低於Ar3 點，在精整軋延中便會產生肥粒鐵。故，會變得無法得到所欲組織及特性。因此，精整軋延時之溫度設為Ar3 點以上。此處所謂精整軋延時之溫度，係具有多個軋台的精整軋延步驟中之最低溫度，於本實施形態中係採用剛進行最終軋延道次後之鋼板溫度。
(最終道次之軋縮量設為12~45%) 本實施形態之熱軋鋼板之製造方法中，係在粗軋延中將沃斯田鐵細粒化。因此，即使不加大精整軋延之軋縮量，仍能得到拉伸強度及韌性之各向同性優異之鋼板。惟，最終道次之軋縮量若小於12%，在精整軋延中便不會產生再結晶，無法確保組織的各向同性，而變得無法得到所欲特性。又，最終道次之軋縮量若大於45%，則軋延軋台之負荷會提升。並且，精整軋延後之熱軋鋼板形狀有時會劣化。因此，精整軋延之最終道次之軋縮量宜設為12~45%之範圍，較佳係設為15~45%之範圍。
(c)結束精整軋延後，於5秒以內開始冷卻，並且以30℃/秒以上之平均冷卻速度進行冷卻之冷卻步驟 精整軋延後，立即開始冷卻。從結束精整軋延後至開始冷卻為止所需時間若大於5秒，精整軋延後之組織便會粗大化。又，即使至冷卻開始為止之時間在5秒以內，若平均冷卻速度小於30℃/秒則變得容易在冷卻中生成肥粒鐵及變韌鐵，而變得無法得到所欲組織及特性。因此，從結束精整軋延時到開始冷卻時的時間設為5秒以內，平均冷卻速度則設為30℃/秒以上之冷卻速度。較佳係在3秒以內開始冷卻，並以50℃/秒以上之平均冷卻速度進行冷卻。所謂結束精整軋延時，係通過精整軋延之最終軋延道次時，所謂開始冷卻時則如後所述，係開始對鋼板噴射冷卻介質時。 本實施形態之熱軋鋼板之製造方法中，粗軋延後之舊沃斯田鐵晶粒為未粗大化之舊沃斯田鐵晶粒，亦即並未因奧斯華粗化而使細粒區域被粗大晶粒吸收之沃斯田鐵晶粒，且係混合存在有細粒區域之舊沃斯田鐵。因此，精整軋延後之舊沃斯田鐵晶粒也會承襲該粗軋延後之沃斯田鐵晶粒的特徵，雖混有微晶粒區域但晶界仍然穩定化。因此，即使在精整軋延後之5秒以內開始冷卻，細粒區域也不會被粗大晶粒吸收，使其後之延性-脆性轉變溫度變高。所謂微晶粒區域係以面積率計，包含30%以下之以舊沃斯田鐵粒徑計為平均粒徑的20%以下的部分之區域。
本實施形態中，將冷卻設備設置於精整軋延設備之後段，使精整軋延後之鋼板通過此冷卻設備並進行冷卻。冷卻設備宜為能以30℃/秒以上之冷卻速度來冷卻鋼板之設備。作為上述冷卻設備，可例示如使用水作為冷卻介質之水冷設備。
平均冷卻速度係設為如以下所得之值：將從開始冷卻時至結束冷卻時之鋼板溫度下降幅度除以從開始冷卻時至結束冷卻時所需之時間。所謂開始冷卻時，係設為利用冷卻設備開始對鋼板噴射冷卻介質時，所謂結束冷卻時則設為從冷卻設備導出鋼板時。 又，冷卻設備有中途不具氣冷區間的設備、及中途具有1個以上之氣冷區間的設備。本實施形態中可使用任一種冷卻設備。即使在使用具有氣冷區間的冷卻設備的情況下，只要從開始冷卻起至結束冷卻為止之平均冷卻速度為30℃/秒以上即可。
(d)在300℃以下之溫度範圍下捲取鋼板之捲取步驟 經於冷卻步驟中冷卻至冷卻停止溫度後之鋼板，會在捲取步驟中在室溫以上且300℃以下之溫度範圍下進行捲取。由於在冷卻步驟後立刻進行鋼板的捲取，因此捲取溫度幾乎與冷卻停止溫度相等。捲取溫度若高於300℃，便會大量生成多邊形肥粒鐵或變韌鐵，而變得無法得到所欲組織及特性。故，成為冷卻停止溫度之捲取溫度設為300℃以下。而所謂室溫以上，係指20℃以上。
另，捲取後，亦可根據常規方法對熱軋鋼板施行調質軋延，並且亦可施行酸洗以除去於表面形成的鏽皮。或者亦可進一步施行熔融鍍鋅、電鍍鋅等鍍敷處理、或化學轉化處理。
將具有與已就本實施形態熱軋鋼板加以說明之相同組成的鋼胚料進行鑄造後，以如上述說明之方式實施粗軋延、精整軋延、其後的冷卻及捲取作業，藉此便可製造出以下熱軋鋼板：金屬組織由90體積%以上之麻田散鐵、和0體積%以上且在10體積%以下之剩餘部分組織所構成，且剩餘部分組織包含變韌鐵或肥粒鐵之一者或兩者；舊沃斯田鐵粒徑為1.0μm以上且在10.0μm以下；舊沃斯田鐵粒徑之長寬比係在1.8以下；剩餘部分組織之平均粒徑在5.0μm以下；並且剩餘部分組織之平均粒徑之長寬比在2.0以下。因此，依據上述製造方法，可在不提高軋延機之負荷的前提下製造出高強度且拉伸強度與韌性之各向同性優異之熱軋鋼板。
實施例 以下，利用實施例進一步詳細說明本發明，惟本發明並不限定於該等實施例。
以轉爐熔製表1所示化學成分之鋼液，並利用連續鑄造法來製成鋼胚(鋼胚料)。接著，將該等鋼胚料以表2所示熱軋延、冷卻及捲取條件製得板厚3.0mm之熱軋鋼板。表1及表2中的Ar3 (℃)係由以下數式算出。
Ar3 (℃)=910-310×C-80×Mn-20×Cu-55×Ni-80×Mo…(式1) 式1中，C、Mn、Cu、Ni及Mo為各元素含量(質量%)，未含有之元素則代入0。
[表1]
Figure 02_image003
[表2]
Figure 02_image005
表2中之「加熱溫度」為鋼胚之加熱溫度。粗軋延之最終道次溫度係粗軋延時剛通過最終道次的軋延機後的鋼板溫度。至開始冷卻為止之時間係從通過粗軋延之最終道次後起至開始噴射冷卻介質時為止的時間。冷卻時之冷卻速度係以以下速度來表示：將從導入冷卻設備時(噴射冷卻水時)起至導出水冷設備時為止的鋼板溫度降低幅度，除以鋼板對於水冷設備之所需通過時間而得之平均速度。並且，冷卻停止溫度係設為導出水冷設備後之溫度。
另外，精整軋延之最終軋延溫度係剛通過精整軋延之最終道次的軋延機後的鋼板溫度。至開始冷卻為止之時間係從通過精整軋延之最終道次時起至開始噴射冷卻介質時為止的時間。冷卻時之冷卻速度則係以以下速度表示：將從導入水冷設備時(噴射冷卻水時)起至導出水冷設備時為止的鋼板溫度降低幅度，除以鋼板對於水冷設備之所需通過時間而得之平均速度。
從所製得之熱軋鋼板採取試驗片後，進行組織觀察(掃描型電子顯微鏡及EBSD)、拉伸試驗及沙丕試驗。組織觀察係使用以熱場發射掃描型電子顯微鏡(JEOL製之JSM-7001F)與EBSD檢測器(TSL製之HIKARI檢測器)構成之裝置，以200~300點/秒的解析速度實施，同一晶粒內之平均方位差之計算則係利用EBSD解析裝置之附屬軟體(OIM AnalysisTM)來求得。
拉伸試驗係以拉伸方向平行於軋延方向(L方向)及垂直於軋延方向(C方向)之方式，從熱軋鋼板採取JIS5號試驗片，並依據JIS Z 2241：2011之規定進行拉伸試驗，求出拉伸強度(TS)。本發明中所謂拉伸強度之各向同性優異，係指令L方向及C方向拉伸之拉伸強度分別為TS(L)和TS(C)時，以|TS(L)-TS(C)|所求出之值小於100MPa。因此，只要L方向及C方向之拉伸強度分別為980MPa以上，且|TS(L)-TS(C)|小於100MPa的話，即判斷為高強度且拉伸強度之各向同性優異。
沙丕試驗係以試驗片之長邊方向平行於軋延方向(L方向)及垂直於軋延方向(C方向)之方式，從熱軋鋼板採取厚度2.5mm之次尺寸試驗片(V形凹槽)後，依據JIS Z 2242：2005之規定在從室溫至-198℃之範圍的溫度下進行沙丕衝擊試驗，求出延性-脆性轉變溫度，藉此來評估韌性。此處，試驗片之板厚係將熱軋鋼板雙面磨削使板厚為2.5mm，而製作出試驗片。本發明中所謂韌性優異，係指延性-脆性轉變溫度為-60℃以下，而所謂韌性之各向同性優異，係指令透過L方向及C方向之沙丕試驗所得之延性-脆性轉變溫度分別為vTrs(L)和vTrs(C)時，以|vTrs(L)-vTrs(C)|所求出之值低於15℃。因此，只要L方向及C方向之延性-脆性轉變溫度為-60℃以下，且|vTrs(L)-vTrs(C)|低於15℃的話，即判斷為韌性優異且韌性之各向同性優異。
形狀評估，係以鋼板表面每2500mm2 為1處之比率，測定30處之板厚，令該等之平均值為tave且令最大值與最小值之差為Δt時，以Δt/tave所算出之值來評估。Δt/tave若小於0.125，即評估為形狀優異。惟，拉伸強度及其各向同性、與延性-脆性轉變溫度及其各向同性若為合格等級，則即使Δt/tave小於0.125，仍視為達成本實施形態鋼板的目標。
實施例之熱軋鋼板中，L方向及C方向之拉伸強度及韌性皆具有所欲強度(L方向和C方向皆為TS：980MPa以上)與韌性(L方向和C方向皆為-60℃以下)，並且具有優異拉伸強度與韌性之各向同性(|TS(L)-TS(C)|小於100MPa、且|vTrs(L)-vTrs(C)|低於15℃)。此外，一部分之熱軋鋼板係成為兼具優異製品形狀之熱軋鋼板。而含有剩餘部分組織之熱軋鋼板，其剩餘部分組織包含肥粒鐵或變韌鐵之一者或兩者。
另一方面，超出本發明範圍外之比較例之熱軋鋼板，並未成功確保所欲強度及韌性、或者未成功確保其各向同性。並且剩餘部分組織中包含肥粒鐵或變韌鐵之一者或兩者。
No.4因從粗軋延完成後至開始冷卻為止之時間長，故產生晶粒成長，精整軋延前之沃斯田鐵粒徑變大。因此，無法於精整軋延中產生再結晶，導致舊沃斯田鐵粒徑未被充分微細化。另外，精整軋延前之沃斯田鐵粒徑之長寬比劣化，故精整軋延後之組織的舊沃斯田鐵晶粒之長寬比亦劣化。其結果，拉伸強度或韌性與其各向同性劣化。
No.6因粗軋延時之最終道次軋縮量少，而無法於粗軋延中產生再結晶，故精整軋延前之沃斯田鐵粒徑變大，無法於精整軋延中產生再結晶。又，由於舊沃斯田鐵粒徑未被充分微細化、及剩餘部分組織也粗大化，故L方向之拉伸強度劣化，並且L方向及C方向之韌性劣化。另外，精整軋延前之沃斯田鐵粒徑之長寬比劣化，故精整軋延後之組織的舊沃斯田鐵晶粒之長寬比亦劣化。其結果，拉伸強度及韌性之各向同性劣化。
No.7之精整軋延後之冷卻速度慢，而於冷卻中產生肥粒鐵，且肥粒鐵粒徑粗大化。其結果，L方向及C方向的拉伸強度劣化。
No.8因從精整軋延後至開始冷卻為止的時間長，於精整軋延後產生晶粒成長，故舊沃斯田鐵晶粒粗大化。其結果，L方向及C方向的韌性劣化。
No.11之精整軋延之最終道次之軋縮量少。因此，於精整軋延時再結晶化未充分進行，精整軋延後之舊沃斯田鐵晶粒之長寬比亦劣化。其結果，於韌性產生了各向異性。
No.14之精整軋延後之冷卻停止溫度(捲取溫度)高，而生成變韌鐵，且變韌鐵粒徑粗大化。其結果，L方向的拉伸強度劣化。
No.19因精整軋延時之軋延溫度低，於軋延中產生了肥粒鐵，故L方向及C方向之拉伸強度劣化。並且，肥粒鐵(剩餘部分組織)之長寬比劣化。其結果，韌性之各向同性劣化。
No.25因粗軋延後之冷卻停止溫度高而產生晶粒成長，使得精整軋延前之沃斯田鐵粒徑變大，無法於精整軋延中產生再結晶，導致舊沃斯田鐵粒徑未被充分微細化。其結果，L方向的拉伸強度劣化。並且，L方向及C方向之韌性亦劣化。另外，精整軋延前之沃斯田鐵粒徑之長寬比劣化，故精整軋延後之組織的舊沃斯田鐵晶粒之長寬比亦劣化。其結果，拉伸強度及韌性之各向同性劣化。
No.28因粗軋延後之冷卻速度慢而產生晶粒成長，使得精整軋延前之沃斯田鐵粒徑變大，無法於精整軋延中產生再結晶，故導致舊沃斯田鐵粒徑未被充分微細化。其結果，L方向及C方向的拉伸強度及韌性劣化。
No.29的C含量少，無法生成充分的麻田散鐵。其結果，L方向及C方向的拉伸強度劣化。此外，精整軋延之最終道次之軋縮量高，故形狀差。
No.30雖滿足了粗軋延和精整軋延條件，但因Mn含量多而形成帶狀組織，故於拉伸強度及韌性產生了各向異性，並且L方向之韌性劣化。
No.31之粗軋延時之最終道次軋縮量少，於粗軋延中無法產生再結晶。並且，由於在粗軋延後並無進行冷卻，故精整軋延前之沃斯田鐵粒徑變大。因此，精整軋延後之舊沃斯田鐵粒徑粗大化，長寬比亦劣化。其結果，韌性劣化，而且韌性之各向同性、拉伸強度之各向同性劣化。
No.32由於在粗軋延後並無進行冷卻，故精整軋延前之沃斯田鐵粒徑變大。因此，精整軋延後之舊沃斯田鐵粒徑粗大化。其結果，韌性劣化，而且韌性之各向同性、拉伸強度之各向同性劣化。
No.33由於鋼胚加熱溫度低，故未充分固溶化及消除元素偏析而仍殘存有偏析，使粗軋延後之沃斯田鐵粒徑之長寬比變大。其結果，於拉伸強度及韌性產生了各向異性。
No.34之粗軋延時之最終道次軋縮量少，於粗軋延中無法產生再結晶。並且，由於在粗軋延後並無進行冷卻，故精整軋延前之沃斯田鐵粒徑變大。因此，精整軋延後之舊沃斯田鐵粒徑粗大化，長寬比亦劣化。另外，捲取溫度高，故麻田散鐵的體積率降低。其結果，L方向及C方向的拉伸強度劣化。
[表3]
Figure 02_image007
產業上之可利用性 依據本發明，可提供一種拉伸強度及韌性之各向同性優異、且拉伸強度在980MPa以上之熱軋鋼板。此外，依據本發明之上述態樣，可不提高軋延機之負荷便製造出高強度且拉伸強度及韌性之各向同性優異之熱軋鋼板。本發明之熱軋鋼板適合作為汽車之結構零件及骨架、卡車車架之胚料。藉由將本發明之熱軋鋼板應用於汽車之結構零件等，可確保汽車安全性並且減輕車體重量，而可減低環境負荷。因此，本發明之產業上的可利用性高。

Claims (4)

  1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於： 具有以下化學組成： 以質量%計含有： C：0.010%以上且在0.200%以下、 Si：1.00%以下、 Mn：3.0%以下、 P：0.040%以下、 S：0.004%以下、 Al：0.10%以下、 N：0.004%以下、 Nb：0%以上且在0.20%以下、 Ti：0%以上且在0.15%以下、 Mo：0%以上且在1.00%以下、 Cu：0%以上且在0.50%以下及 Ni：0%以上且在0.50%以下，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 該鋼板之金屬組織係由90體積%以上之麻田散鐵、和0體積%以上且在10體積%以下之剩餘部分組織所構成，且前述剩餘部分組織包含變韌鐵或肥粒鐵之一者或兩者； 該鋼板之L截面與C截面中，舊沃斯田鐵之平均粒徑分別為1.0μm以上且在10.0μm以下，該L截面係平行於軋延方向之截面，該C截面係平行於與前述軋延方向成正交之方向之截面； 前述L截面之舊沃斯田鐵之前述平均粒徑與前述C截面之前述舊沃斯田鐵之前述平均粒徑之比、即長寬比係在1.8以下； 前述L截面及前述C截面中，前述剩餘部分組織之平均粒徑分別在5.0μm以下；並且 前述L截面之前述剩餘部分組織之前述平均粒徑與前述C截面之前述剩餘部分組織之前述平均粒徑之比、即長寬比係在2.0以下。
  2. 如請求項1之熱軋鋼板，其中前述化學組成含有選自於以下中之1種或2種以上元素： 以質量%計， Nb：0.01%以上且在0.20%以下、 Ti：0.01%以上且在0.15%以下、 Mo：0.01%以上且在1.00%以下、 Cu：0.01%以上且在0.50%以下及 Ni：0.01%以上且在0.50%以下。
  3. 一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於： 具備以下步驟： 熱軋延步驟，係將具有如請求項1或請求項2之化學組成之鋼胚料，藉由加熱至1100℃以上且在1350℃以下，再對前述鋼胚料進行多次道次之軋縮來進行粗軋延及精整軋延，以製得熱軋鋼板； 冷卻步驟，係在前述熱軋延步驟完成後，對前述熱軋鋼板於5秒以內開始冷卻，並且以30℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至300℃以下之溫度範圍為止；及 捲取步驟，係於300℃以下之前述溫度範圍中，捲取前述冷卻步驟後之前述熱軋鋼板；並且 以下述(I)之條件進行前述粗軋延，且 以下述(II)之條件進行前述精整軋延； (I)將前述粗軋延之最終軋延道次後之前述鋼胚料溫度T設為1000℃以上且在1300℃以下之範圍，最終軋延道次之軋縮率以單位%計設為105-0.05×T以上，在通過最終軋延道次後5秒以內開始冷卻，並且以20℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至Ar3 +30℃以上且在Ar3 +300℃以下之溫度為止； (II)將前述精整軋延之最終軋延道次後之鋼板溫度設為Ar3 點以上，並且將前述精整軋延之最終道次之軋縮量設為12~45%之範圍；前述Ar3 點係以下述(式1)求算之溫度； Ar3 (℃)=910-310×C-80×Mn-20×Cu-55×Ni-80×Mo…(式1) 式1中，C、Mn、Cu、Ni及Mo為各元素以質量%計之含量，未含有之元素則代入0。
  4. 如請求項3之熱軋鋼板之製造方法，其中藉由前述粗軋延，將前述精整軋延前之鋼板的金屬組織中L截面和C截面之沃斯田鐵平均粒徑分別製成100μm以下，並且使前述L截面及前述C截面各自之前述沃斯田鐵之平均粒徑之比、即長寬比為2.0以下，該L截面為平行於前述粗軋延之軋延方向之截面，該C截面為平行於與軋延方向成正交之方向之截面。
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