TWI447236B - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Manabu Takahashi
Nobuhiro Fujita
Hiroshi Yoshida
Shinichiro Watanabe
Takeshi Yamamoto
Chisato Wakabayashi
Riki Okamoto
Kohichi Sano
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

熱軋鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係有關於一種彎曲性、拉伸凸緣性、凸出成形加工性、擴孔性等的局部變形能力優良且成形性的方位依存性少，而且延展性優良之熱軋鋼板及其製造方法。本發明係特別是有關於一種利用TRIP(Transformation Induced Plasticity：變態誘發塑性)現象之鋼板。
本發明係基於2011年3月28日，已在日本提出申請之特願2011-070725號而主張優先權且將其內容引用於此。
 發明背景
為了抑制來自汽車之碳酸氣體的排出量，使用高強度鋼板之汽車車體的輕量化係進行中。又，為了確保搭乘者安全性，汽車車體係除了軟鋼板以外，逐漸使用許多高強度鋼板。為了今後進行汽車車體的進一步輕量化，必須提高高強度鋼板的使用強度水準至先前以上。因此，例如在車盤零件使用高強度鋼板，為了凸出成形加工性，必須改善局部變形態力。
但是，通常提高鋼板的強度時，成形性低落且在於引伸成形和鼓脹成形為重要的均勻延伸率係低落。對此，非專利文獻1係揭示一種使鋼板沃斯田鐵而能夠確保均勻的延伸之方法。
並且，該非專利文獻1亦揭示一種改善在彎曲成形、擴 孔加工和凸出成形加工被要求的局部延伸性之鋼板的金屬組織控制法。又，非專利文獻2係揭示控制夾雜物、將微組織控制為單一組織且減低微組織之間的硬度差時，對於彎曲性和擴孔加工係有效的。
為了使其兼具延伸性及強度，非專利文獻3亦揭示一種技術，其係藉由熱輥軋後的冷卻控制來進行控制金屬組織，且藉由控制析出物及變態組織而得到肥粒鐵與變韌鐵之適當的分率。但是，因為任一種方法均是藉由組織控制(控制分類上的微組織)來改善局部變形能力之方法，所以局部變形能力係重大地受到基礎組織的影響。
另一方面，非專利文獻4係揭示一種技術，其係使在連續熱輥軋步驟的軋縮量增加而改善熱軋鋼板的材質。此種技術係所謂結晶粒微細化的技術，非專利文獻4係藉由在沃斯田鐵區域內的非常低溫且大壓力下進行，使其從未再結晶沃斯田鐵變態成為肥粒鐵而將製品的主相亦即肥粒鐵的結晶粒微細化，來提高強度及韌性。但是，非專利文獻4所揭示的製法，係完全沒有考慮到改善局部變形能力及延展性。
如上述，為了改善高強度鋼板的局部變形能力，以往係主要進行含有夾雜物之組織控制。
又，為了使用高強度鋼板作為汽車用的組件，強度和延展性的平衡係必要的。對於此種要求，以往有提案揭示利用殘留沃斯田鐵的變態誘發塑性之所謂的TRIP鋼板(例如參照專利文獻1及2)。
雖然TRIP鋼係強度、延展性優良，但是通常具有擴孔性等的局部變形能力差之特點。因此，例如為了將TRIP鋼作為車盤零件而利用，必須改善擴孔性等的局部變形能力。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開昭61-217529號公報
專利文獻2：日本特開平5-59429號公報
非專利文獻
非專利文獻1：高橋、新日鐵技報(2003)No.378、p.7
非專利文獻2：加藤等人、製鐵研究(1984)vol.312、p.41
非專利文獻3：K.Sugimoto et al.、ISIJ International(2000)Vol.40、p.920
非專利文獻4：中山製鋼所NFG製品介紹http：//www.nakayama-steel.co.jp/menu/product/nfg.html
 發明概要
本發明之課題係提供一種在TRIP鋼，局部變形能力優良且成形性的方位依存性少之延展性優良的高強度熱軋鋼板及其製造方法。又，本發明之課題係提供一種利用熱輥軋而控制集合組織且改善熱軋鋼板的各向異性之高強度熱軋鋼板的製造方法。
本發明者等發現在TRIP鋼之中，適當地控制預定的結晶方位之極密度時，局部變形能力提升。又，本發明者等藉由將TRIP鋼的化學成分及製造條件最合適化來控制鋼板的微組織，而成功地製造局部變形能力及其他的機械特性優良之鋼板。本發明的主旨係如以下。
(1)本發明的一態樣之熱軋鋼板，其鋼板的化學組成以質量%計，含有：C：0.02%以上且0.5%以下、Si：0.001%以上且4.0%以下、Mn：0.001%以上且4.0%以下、及Al：0.001%以上且4.0%以下，並將P限制為0.15%以下、S限制為0.03%以下、N限制為0.01%以下、及O限制為0.01%以下，且剩餘部分係由鐵及不可避的不純物所構成，而前述鋼板的化學組成中，Si量與Al量的合計為1.0%以上且4.0%以下；5/8~3/8的板厚度範圍之板厚度的中央部中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各結晶方位的極密度的相加平均表示之極密度，亦即{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且6.5以下，且{332}<113>的結晶方位的極密度為1.0以上且5.0以下；在前述鋼板的微組織中係存在有複數結晶粒，且該微組織以面積率計，含有2%以上且30%以下之殘留沃斯田鐵、20%以上且50%以下之肥粒鐵、10%以上且60%以下之變韌鐵，且前述微組織係面積率計，係將波來鐵限制在20%以下、將麻田散鐵限制在20%以下；相對於輥軋方向為直角方向的蘭克福特值之rC為0.70以上且1.10以下，且相對 於前述輥軋方向成30°方向的蘭克福特值之r30為0.70以上且1.10以下。
(2)如上述(1)之熱軋鋼板，前述鋼板的化學組成更以質量%計，亦可含有選自下述中之1種以上：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.001%以上且0.2%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：0.001%以上且1.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、B：0.0001%以上且0.005%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、As：0.0001%以上且0.50%以下、Mg：0.0001%以上且0.010%以下、REM：0.0001%以上且0.1%以下、Ca：0.0001%以上且0.010%以下、Ni：0.001%以上且2.0%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、及Zr：0.0001%以上且0.2%以下。
(3)如上述(1)或(2)之熱軋鋼板，其中前述結晶粒的體積平均徑亦可以是1μ m以上且4μ m以下。
(4)如上述(1)或(2)之熱軋鋼板，其中前述{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度亦可以是1.0以上且5.0以下，且前述{332}<113>的結晶方位的極密度亦可以是1.0以上且4.0以下。
(5)如上述(1)至(4)項中任一項之熱軋鋼板，其中前述複數結晶粒之中，亦可以將大於20μ m之結晶粒的面積比率限制在10%以下。
(6)如上述(1)至(5)項中任一項之熱軋鋼板，其中前述殘留沃斯田鐵及前述麻田散鐵之中，相對於至少100個結晶 粒，該互相距離最近結晶粒間的距離LMA 的標準偏差亦可為5μ m以下。
(7)本發明的一態樣之熱軋鋼板的製造方法，其係對具有以質量%計，含有：C：0.02%以上且0.5%以下，Si：0.001%以上且4.0%以下、Mn：0.001%以上且4.0%以下、及Al：0.001%以上且4.0%以下，並將P限制為0.15%以下、S限制為0.03%以下、N限制為0.01%以下、及O限制為0.01%以下，且剩餘部分係由鐵及不可避的不純物所構成，而Si量與Al量的合計為1.0%以上且4.0%以下的化學組成之鋼進行下述步驟：在1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍下，進行包含至少1次以上軋縮率為40%以上的道次之第1熱輥軋，使平均沃斯田鐵粒徑為200μ m以下；對前述鋼進行下述第2熱輥軋，即：包含於將藉由下述式1所算出的溫度設作T1℃時，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之軋縮率為30%以上之大軋縮道次，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之累積軋縮率為50%以上，並將在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍下之累積軋縮率限制在30%以下，且輥軋結束溫度為Ar3 ℃以上；對前述鋼進行一次冷卻，以使從前述大軋縮道次之中的最後道次完成起至冷卻開始為止的等待時間t秒可滿足式2；以至630℃以上且800℃以下的範圍的溫度T3為止糗以10~100℃/秒的平均冷卻速度，將前述鋼冷卻；將前述鋼保持在630℃且800℃以下的溫度範圍內1秒以上且20秒以下，或是以從前述溫度T3起至小於前述溫度T3且550℃以上的範圍內之溫度為止且20℃/秒以下 的平均冷卻速度將前述鋼慢慢地冷卻；於350℃~500℃的溫度範圍下捲取前述鋼；在350℃~500℃的溫度範圍內將前述鋼進行保持30~300分鐘的溫度範圍控制之後，將前述鋼進行空氣冷卻：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn] (式1)
在此，[C]、[N]及[Mn]係各自為前述鋼中的C、N及Mn量的質量百分率；t≦2.5×t1 (式2)
在此，t1係以下述式3表示：t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1 (式3)
在此，Tf係前述最後道次完成時之前述鋼的攝氏溫度，而P1係在前述最後道次中之軋縮率的百分率。
(8)如上述(7)之熱軋鋼板的製造方法，其中前述鋼更以質量%計，亦可含有選自下述中之1種以上作為前述化學組成：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.001%以上且0.2%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：0.001%以上且1.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、B：0.0001%以上且0.005%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、As：0.0001%以上且0.50%以下、Mg：0.0001%以上且0.010%以下、REM：0.0001%以上且0.1%以下、Ca：0.0001%以上且0.010%以下、Ni：0.001%以上且2.0%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、及Zr：0.0001%以上且0.2%以下，且將藉由下述式4所算出的溫 度代替藉由前述式1所算出的溫度而設作T1：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V] (式4)
在此，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]係各自為前記鋼中之C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V量的質量百分率。
(9)如上述(7)或(8)之熱軋鋼板的製造方法，其中前述等待時間t秒亦可更滿足使用前述t1之下述式5：t<t1 (式5)
(10)如上述(7)或(8)之熱軋鋼板的製造方法，其中前述等待時間t秒亦可更滿足使用前述t1之下述式6：t1≦t≦t1×2.5 (式6)
(11)如上述(7)至(10)項中任一項之熱軋鋼板的製造方法，其中在前述一次冷卻中，平均冷卻速度亦可為50℃/秒以上，且冷卻開始時的鋼溫度與冷卻結束時的鋼溫度之差，亦即冷卻溫度變化亦可為40℃以上且140℃以下，而且前述冷卻結束時的鋼溫度亦可為T1+100℃以下。
(12)如上述(7)至(11)項中任一項之熱軋鋼板的製造方法，其中在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之輥軋的最後道次亦可以是前述大軋縮道次。
(13)如上述(7)至(12)項中任一項之熱軋鋼板的製造方法，其中在前述溫度範圍控制中，溫度變化速度亦可為-40℃/h以上且40℃/h以下。
(14)如上述(7)至(13)項中任一項之熱軋鋼板的製造方 法，其亦可以在輥軋架間進行前述一次冷卻。
依照本發明的上述態樣，能夠提供一種彎曲性、拉伸凸緣性、凸出成形加工性、擴孔性等的局部變形能力優良且成形性的方位依存性少，而且延展性優良之高強度熱軋鋼板及其製造方法。使用該鋼板時，特別是能夠兼具汽車的輕量化及碰撞安全性等，在產業上的貢獻係非常顯著的。
圖式簡單說明
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度與d/RmC(板厚度d/最小彎曲半徑RmC)之關係。
第2圖係顯示{332}<113>方位的極密度與d/RmC之關係。
第3圖係顯示相對於輥軋方向為直角方向的r值(rC)與d/RmC之關係。
第4圖係顯示相對於輥軋方向成30°方向的r值(r30)與d/RmC之關係。
第5圖係顯示粗輥軋中40%以上的輥軋次數與粗輥軋的沃斯田鐵粒徑的關係。
第6圖係顯示本發明的一實施形態之熱軋鋼板的製造方法的概略流程圖。
 用以實施發明之形態
如前述，依照先前的知識，擴孔性和彎曲性等係藉由控制夾雜物、析出物微細化、微組織的均勻化、單相組織 控制及減低微組織之間的硬度差等來改善。但是只有該等技術時，係不得不限定主要的組織結構。而且，為了高強度化而添加有助於強度上升之代表性元素亦即Nb和Ti等之情況，各向異性係變為非常大。因此，產生犧牲其他的成形性因素、或是被限定於成形成採取坯料的方向等之問題，致使鋼板的用途受到限定。
提高延展性的技術之一亦即TRIP鋼板，係藉由在退火的過程使沃斯田鐵中的C濃化，殘留沃斯田鐵的量和該殘留沃斯田鐵中的C量增加且拉伸特性提升。
因此，為了使在此種TRIP鋼板之擴孔性和彎曲加工性提升，本發明者等係針對在熱軋步驟之微組織的細粒化及集合組織控制進行調查及檢討。其結果，清楚明白藉由控制後述的結晶方位的極密度，能夠充分地提升TRIP鋼板的局部變形能力。又，本發明者等清楚明白特別是在與輥軋方向垂直的方向的蘭克福特值(r值)亦即rC、及與輥軋方向構成30°的角度方向的蘭克福特值(r值)亦即r30係平衡的情況，TRIP鋼板的局部變形能力係飛躍性地提升。
以下，詳細地說明本發明的一實施形態之熱軋鋼板。
首先，敘述熱軋鋼板的結晶方位的極密度。
結晶方位的極密度(D1及D2)：作為2種類的結晶方位的極密度，本實施形態之熱軋鋼板係對5/8~3/8的板厚度範圍(從鋼板的表面起在鋼板的板厚度方向(深度方向)離開板厚度5/8~3/8的距離程度之範圍)亦即板厚度中央部之與輥軋方向平行的板厚度剖面，控制 {100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度D1(以下有省略為平均極密度之情形)及{332}<113>的結晶方位的極密度。
在本實施形態，平均極密度係特別重要集合組織(微組織中的結晶粒的結晶方位)的特點(方位集積度、集合組織的發達度)。又，平均極密度係以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各結晶方位的極密度的相加平均表示之極密度。
對在5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之剖面進行EBSD(電子背散射繞射；Electron Back Scattering Diffraction)或X射線繞射，來求取對於隨機試料之各方位電子繞射強度或X射線繞射強度的強度比，且從各強度比求取{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度。
該{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為6.5以下時，能夠使在車盤零件和骨架零件的加工被認為必要之d/RmC(板厚度d除以最小彎曲半徑RmC(C方向彎曲)之指標)滿足1.5以上。該條件係亦被認為特別是拉伸強度TS、擴孔率λ、延伸率EL係用以滿足在車盤零件被認為必要的2個條件，亦即TS×λ≧30000及TS×EL≧14000之一條件。而且，平均極密度為5.0以下時，成形性的方位依存性(等方向性)的指標亦即對C方向彎曲的最小彎曲半徑RmC之45°方向彎曲的最小彎曲半徑Rm45的比率(Rm45/RmC)係減低而能夠確保不依存於彎曲方向之高局部變形能力。因此，平均極密度可以是6.5以下，以5.0以下為佳。必須更優良的擴孔性和較小的界限彎曲特性時，平均極密度係以小於4.0為 較佳，進而以小於3.0為更佳。
{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為大於6.5時，鋼板的機械特性的異方向性係變為非常強。其結果，只有特定方向的局部變形能力係改善，而在與其方向不同方向的局部變形能力係顯著地變差。因此，如第1圖所表示，此時，鋼板係無法滿足d/RmC≧1.5。
另一方面，平均極密度為小於1.0時，局部變形能力變差係被擔心。因此，平均極密度係以1.0以上為佳。
而且，基於同樣的理由，5/8~3/8的板厚度範圍亦即在板厚度中央部之{332}<113>的結晶方位的極密度為5.0以下。該條件係鋼板滿足d/RmC≧1.5之一條件，特別是拉伸強度TS、擴孔率λ、延伸率EL亦用以滿足在車盤零件亦被認為必要的2個條件、亦即同時滿足TS×λ≧30000及TS×EL≧14000之一條件。
而且，上述極密度為4.0以下時，能夠進一步提高TS×λ和d/RmC。因此，上述極密度係以4.0以下為佳，以3.0以下為較佳。該極密度大於5.0時，鋼板的機械特性的異方向性係變為非常強。其結果，只有特定方向的局部變形能力係改善，而在與其方向不同方向的局部變形能力係顯著地變差。因此，如第2圖所表示，此時，鋼板係無法滿足d/RmC≧1.5。
另一方面，該極密度為小於1.0時，局部變形能力變差係被擔心。因此，{332}<113>的結晶方位的極密度係以1.0以上為佳。
極密度係與X射線隨機強度比同義。X射線隨機強度比係藉由X射線繞射法等以相同條件測定在特定的方位未具有集積的標準試料之繞射強度(X射線和電子)、及供試材料的繞射強度，且將所得到的供試材料的繞射強度除以標準試料的繞射強度之數值。該極密度係能夠使用X射線繞射和EBSD(電子背散射繞射；Electron Back Scattering Diffraction)、或電子通道進行測定。例如{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度係能夠從藉由該等方法所測定之{110}、{100}、{211}、{310}極點圖之中，使用複數極點圖且藉由級數展開法所計算之3維集合組織(ODF)求取{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的極密度，且將該等極密度相加平均而得到。
針對提供X射線繞射、EBSD、電子通道之試料，藉由機械研磨等將鋼板減厚至預定的板厚度，隨後，藉由化學研磨和電解研磨等除去變形之同時，以包含板厚度的5/8~3/8的範圍之適當的面為側定面的方式調整試料，且依照上述的方法測定極密度即可。針對板寬度方向，係以在1/4或3/4的板厚度位置(從鋼板的端面起離開鋼板的板寬度的1/4距離程度之位置)附近採取試料為佳。
不僅是板厚度中央部，針對盡可能較多的板厚度位置，藉由鋼板亦滿足上述的極密度，局部變形能力係進一步變為良好。但是，因為上述的板厚度中央部的方位集積對於造成最強烈的鋼板異方向性之影響係重大的，所以該 板厚度中央部的材質係大致代表鋼板整體的材質特性。因此，規定在5/8~3/8的板厚度中央部之{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度及{332}<113>的結晶方位的極密度。
在此，{hkl}<uvw>係表示使用上述方法採取試料時，板面的法線方向係與<hkl>平行且輥軋方向係與<uvw>平行。又，結晶的方位係通常將與板面垂直的方位以(hkl)或{hkl}表示且將與輥軋方向平行的方位以[uvw]或<uvw>表示。{hkl}<uvw>係等價面的總稱，(hkl)[uvw]係指各個結晶面。亦即，因為在本實施形態係將體心立方結構(bcc結構)作為對象，例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)的各面係等價而無法區別。此種情形，將該等方位總稱為{111}面。因為ODF表示係亦被使用於其他對稱性低的結晶構造的方位表示，通常ODF表示時係將各個方位以(hkl)[uvw]表示，但是在本實施形態，{hkl}<uvw>係與(hkl)[uvw]同義。
相對輥軋方向為直角方向的r值(rC)：該鋼板的r值(蘭克福特值)在本實施形態係重要的。亦即，本發明者等專心研究的結果，發現如第3圖所表示，藉由使上述各極密度在上述範圍內，同時使rC為0.70以上，能夠得到良好的擴孔性及彎曲性。因此，rC係以0.70以上為佳。
為了得到更優良的擴孔性及彎曲性，rC的上限係以1.10以下為佳。
相對輥軋方向成30°的方向的r值(r30)： 該鋼板的r值(蘭克福特值)在本實施形態係重要的。亦即，本發明者等專心研究的結果，發現如第4圖所表示，藉由使上述各極密度在上述範圍內，同時使r30為1.10以下，能夠得到良好的擴孔性及彎曲性。因此，r30係以1.10以下為佳。
為了得到更優良的擴孔性及彎曲性，r30的下限係以1.10為佳。
針對上述的各r值，係藉由使用JIS5號拉伸試片之拉伸試驗來評價。考慮通常的高強度鋼板時，拉伸應變係5~15%的範圍內且在相當於均勻延伸的範圍評價r值即可。
雖然，通常已知集合組織與r值係互相關聯的，但是在本實施形態之熱軋鋼板，關於已述的結晶方位的極密度之限定與關於r值之限定係互相不是同義。因此，同時能夠滿足雙方的限定時，能夠得到良好的局部變形能力。
其次，說明本實施形態之熱軋鋼板的微組織。
本實施形態之熱軋鋼板的基本微組織係由肥粒鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵所構成。本實施形態係除了該基本的微組織之構成要素以外，(代替肥粒鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵的一部分)，按照必要或不可避免地亦可以在微組織中含有波來鐵、麻田散鐵(包含回火麻田散鐵)的1種以上作為選擇性的微組織構成要素。又，本實施形態係藉由面積率來評價各個微組織。
為了使在殘留沃斯田鐵中之C濃化，利用TRIP效果來提升延展性，肥粒鐵、變韌鐵係必需的。而且，肥粒鐵及 變韌鐵亦有助於擴孔性的提升。能夠依照開發目標的強度水準，而使肥粒鐵與變韌鐵的分率變化，藉由使肥粒鐵為20%以上且50%以下，變韌鐵為10%以上且60%以下，能夠得到優良的延展性及擴孔性。因此，肥粒鐵為20%以上且50%以下，變韌鐵為10%以上且60%以下。
殘留沃斯田鐵係利用變態誘發塑性而提高延展性、特別是均勻延伸之組織，以面積率計，2%以上的殘留沃斯田鐵係必要的。又，因為殘留沃斯田鐵係依照加工而變態成為麻田散鐵，所以有助於提升強度。殘留沃斯田鐵的面積率係越高為越佳，但是為了確保以面積率計為大於30%的殘留沃斯田鐵，有必要增加C、Si量，致使損害焊接性。因此，殘留沃斯田鐵的面積率的上限係設為30%以下。又，有必要進一步提高均勻延伸率時，殘留沃斯田鐵係以3%以上為佳，以5%以上較佳，以8%以上最佳。
又，微組織係亦可含有各自為20%之波來鐵及麻田散鐵(包含回火麻田散鐵)。波來鐵及麻田散鐵的量變多時，鋼板的加工性及局部變形能力低落、或使殘留沃斯田鐵生成之C的利用率低落。因此，在微組織中，將波來鐵限制為20%以下且將麻田散鐵限制為20%以下。
在此，沃斯田鐵的面積率係對與1/4的板厚度位置附近的板面平行的面進行X射線繞射，而能夠從所得到的繞射強度決定。
又，肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵及麻田散鐵的面積率係使用電場放射型掃描電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察1/8~3/8的板厚度範圍(亦即，1/4的板厚度位置成為中心之板厚度範圍)，而能夠從所得到的影像決定。該FE-SEM觀察係以與鋼板的輥軋方向平行的板厚度剖面成為觀察面的方式採取試料，而對該觀察面進行研磨及硝酸乙醇腐蝕液蝕刻。
而且，針對板厚度方向，鋼板表面附近及鋼板中心附近係各自由於脫碳及Mn偏析，鋼板的微組織(構成要素)與其他部分有重大不同之情形。因此，本實施形態係進行觀察以1/4的板厚度位置作為基準之微組織。
並且，為了進一步使延伸率提升時，係將微組織中的結晶粒尺寸、特別是將體積平均徑微細化即可。而且，藉由將體積平均徑微細化，在汽車用鋼板等被要求的疲勞特性(疲勞限度比)係提高。
因為相較於細粒，粗大粒的數目對延伸所造成的影響較高，所以相較於個數平均徑，延伸率係與使用體積的加權平均所算出之體積平均徑的關聯較為密切。因此，為了得到上述的效果時，體積平均徑為1~15μ m，以1~9.5μ m為較佳，以1~4μ m為更佳。
而且，認為體積平均徑變小時，能夠抑制以微米等級生成之局部性的應變集中且能夠分散局部變形時的應變，延伸率、特別是均勻延伸率提升。又，體積平均徑變小時，能夠適當地控制成為位錯運動的障礙之結晶晶界，該結晶晶界係對由於位錯運動而生成的重複塑性變形(疲勞現象)起作用而提升疲勞特性。
又，如以下，能夠決定各個結晶粒(粒單元)的徑。
波來鐵係能夠藉由使用光學顯微鏡之組織觀察來特定。又，肥粒鐵、沃斯田鐵、變韌鐵、麻田散鐵的粒單元係能夠藉由EBSD來特定。藉由EBSD所判定之區域的結晶構造為面心立方結構(fcc結構)時，將該區域判定為沃斯田鐵。又，藉由EBSD所判定之區域的結晶構造為體心立方結構(bcc結構)時，將該區域判定為肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵的任一者。肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵係能夠使用在EBSP-OIM(註冊商標、電子背散射圖形-方位影像顯微鏡；Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)所裝備之KAM(核心平均極向錯誤；Kernel Average Misorientation)法而進行辨識。KAM法係針對使用測定數據之中的某正六角形的像素(中心的像素)及與該像素相鄰的6個像素之第一近似(全部7像素)、或是使用該等6個像素的更外側的12個像素之第二近似(全部19像素)、或是使用該等12個像素的更外側的18個像素之第三近似(全部37像素)，將各像素之間的方位差平均且將所得到的平均值決定為其中心的像素之值，而且對像素整體進行此種操作。藉由以不超過晶界的方式進行使用該KAM法之計算，能夠製作表現粒內的方位變化之圖像。該圖像係顯示基於粒內的局部性方位變化之應變的分布。
本實施形態係在EBSP-OIM(註冊商標)，使用第三近似來計算鄰接的像素之間的方位差。肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵的粒徑係例如能夠使用1500倍的倍率且以 0.5μm以下的測定位移進行上述的方位測定，而且將相鄰測定點的方位差為大於15°之位置規定作為粒境界(該粒境界未必是通常的晶界)，且藉由算出其圓相當徑來得到。在微組織中含有波來鐵時，能夠藉由對使用光學顯微鏡所得到的影像，應用二值化處理、切斷法等的影像處理法來算出波來鐵的結晶粒徑。
如此定義之結晶粒(粒單元)，將圓相當半徑(圓相當徑的半值)設作r時，各個粒子的體積係能夠藉由4×π×r3 /3來得到，且藉由該體積的加權平均能夠求得體積平均徑。
又，下述的粗大粒的面積率，係能夠藉由將使用該方法所得到之粗大粒的面積率除以測定對象的面積而得到。
並且，下述的距離LMA 亦能夠使用藉由上述的方法(但是，能夠EBSD之FE-SEM)所求得之沃斯田鐵與沃斯田鐵以外的粒子之間的境界、及麻田散鐵與麻田散鐵以外的粒子之間的境界而決定。
而且，進一步改善彎曲性時，係針對微組織的總構成要素，將平均單位面積之粒徑大於20μ m的粒子(粗大粒)所佔有的面積比率(粗大粒的面積率)限制在10%以下即可。粒徑大的粒子增加時，拉伸強度變小致使局部變形能力低落。因此，以盡可能使結晶粒成為細粒為佳。並且，因為藉由全部的結晶粒亦均勻且等價地承受應變，而能夠改善彎曲性，所以藉由限制粒大粒的量，能夠抑制局部性的結晶粒之應變。
又，為了使彎曲性、拉伸凸緣性、凸出成形加工性、 擴孔性等的局部變形能力進一步提升，殘留沃斯田鐵和麻田散鐵等的硬質組織係以分散為佳。因此，可以將殘留沃斯田鐵和麻田散鐵的粒子之中，互相距離最近的結晶粒(殘留沃斯田鐵或麻田散鐵)之間的距離LMA [μ m]的標準偏差設為5μ m。此時，係針對相對於至少100個的殘留沃斯田鐵和麻田散鐵的粒子，測定距離LMA ，來得到距離LMA 的標準偏差即可。
其次，敘述本實施形態之熱軋鋼板的化學成分(化學元素)之限定理由。在此，各化學成分的含量的「%」係「質量%」。
C：0.02%以上且0.5%以下
為了確保高強度且確保殘留沃斯田鐵，C係必要的。為了得到充分的殘留沃斯田鐵量，0.02%以上的C量係必要的。另一方面，因為鋼板含有過剩的C時會損害可焊性，所以將C量的上限設為0.5%以下。使強度及延伸率進一步提升時，C量係以0.05%以上為佳，以0.06%以上為較佳，以0.08%以上為最佳。使可焊性進一步提升時，C量係以0.45%以下為佳，以0.40%以下為較佳。
Si：0.001%以上且4.0%以下
Si係脫氧劑，在鋼中以含有0.001%以上的Si為佳。又，Si係在熱輥軋後的溫度控制時使肥粒鐵安定化，且抑制捲取後(變韌鐵變態時)的雪明碳鐵析出。因此，Si係提高沃斯田鐵的C濃度且有助於確保殘留沃斯田鐵。Si量越多時其效果越大，但是在鋼中過剩地添Si時，表面性狀、塗裝性、 可焊性等變差。因此，將Si量的上限設為4.0%以下。藉由Si而使安定的殘留沃斯田鐵之效果充分地顯現時，Si量係以0.02%以上為佳，以0.20%以上為較佳，以0.50%以上為最佳。又，進一步確保表面性狀、塗裝性、可焊性等時，Si量係以3.5%以下為佳，以3.0%以下為較佳。
Mn：0.001%以上且4.0%以下
Mn係使沃斯田鐵安定化且提高淬火性之元素。為了確保充分的淬火性，在鋼中含有0.001%以上的Mn係必要的。另一方面，在鋼中過剩地添加Mn時，因為會損害延展性，所以將Mn量的上限設為4.0%。為了確保更高的淬火性，Mn量係以0.1%以上為佳，以0.5%以上為較佳，以1.0%以上為最佳。又，確保更高的延展性時，Mn量係以3.8%以下為佳，以3.5%以下為較佳。
P：0.15%以下
P係不純物，在鋼中過剩地含有P時會損害延展性和可焊性，因此，將P量的上限設為0.15%以下。又，P的作用係作為固溶強化元素，因為不可避免地被含有在鋼中，P量的下限係沒有必要特別限制而為0%。又，考慮現行通常的精鍊(包含二次精鍊)時，P量的下限可以是0.001%。進一步提高延展性及可焊性時，P量係以0.12%以下為佳，以0.10%以下為較佳。
S：0.03%以下
S係不純物，在鋼中過剩地含有S時，由於熱輥軋會生成經伸展的MnS，致使延展性及擴孔性等的成形性變差。 因此，將S量的上限設為0.03%。又，因為S係不可避免地被含有在鋼中，S量的下限係沒有必要特別限制而為0%。又，考慮現行通常的精鍊(包含二次精鍊)時，S量的下限可以是0.0005%。進一步提高延展性及擴孔性時，S量係以0.020%以下為佳，以0.015%以下為較佳。
O：0.01%以下
O(氧)係不純物，O量大於0.01%時，延展性變差。因此，將O量的上限設為0.01%。又，因為O係不可避免地被含有在鋼中，O量的下限係沒有必要特別限制而為0%。又，考慮現行通常的精鍊(包含二次精鍊)時，O量的下限可以是0.0005%。
Al：0.001%以上且4.0%以下
Al係脫氧劑，考慮現行通常的精鍊(包含二次精鍊)時，在鋼中以含有0.001%以上的Al為佳。又，Al係在熱輥軋後的溫度控制時使肥粒鐵安定化，且抑制變韌鐵變態時的雪明碳鐵析出。因此，Al係提高沃斯田鐵的C濃度且有助於確保殘留沃斯田鐵。Al量越多時其效果越大，但是在鋼中過剩地添加Al時，表面性狀、塗裝性、可焊性等變差。因此，將Al量的上限設為2.0%。藉由Al而使安定的殘留沃斯田鐵之效果充分地顯現時，Al量係以0.005%以上為佳，以0.01%以上為較佳。又，進一步確保表面性狀、塗裝性、可焊性等係有必要時，Al量係以3.5%以下為佳，以3.0%以下為較佳。
N：0.01%以下
N係不純物，N量大於0.01%時，延展性變差。因此，將N量的上限設為0.01%以下。又，因為N係不可避免地被含有在鋼中，N量的下限係沒有必要特別限制而為0%。又，考慮現行通常的精鍊(包含二次精鍊)時，N量的下限可以是0.0005%。進一步提高延展性時，N量係以0.005%以下為佳。
Si+Al：1.0%以上且4.0%以下
該等元素係如上述，係脫氧劑。又，Si、Al的雙方均是在熱輥軋後的溫度控制時使肥粒鐵安定化，而且，抑制捲取後(變韌鐵變態時)的雪明碳鐵析出。因此，該等元素係提高沃斯田鐵的C濃度且有助於確保殘留沃斯田鐵。因此，Si量與Al量的合計係以1.0%以上為佳。但是在鋼中過剩地添加該等元素時，因為表面性狀、塗裝性、可焊性等變差。因此，將Si量與Al量的合計設為4.0%以下。進一步確保表面性狀、塗裝性、可焊性等時，該合計係以3.5%以下為佳，以3.0%以下為較佳。
以上的化學元素係在本實施形態之鋼的基本成分(基本元素)，由被控制(含有或限制)的該等基本元素、且剩餘部分為鐵及不可避免的不純物所構成之化學組成，係本實施形態的基本組成。但是，除了該基本成分以外，(代替剩餘部分的鐵的一部分)，本實施形態亦可以進一步按照必要使鋼中含有以下的化學元素(選擇元素)。又，該等選擇元素係即便不可避免地(例如，小於各選擇元素的量的下限之量)混入鋼中，亦不會損害本實施形態的效果。
亦即，本實施形態之熱軋鋼板，例如為了利用夾雜物 控制和析出物微細化來使局部變形能力提升，作為選擇元素，係亦可以含有Ti、Nb、B、Mg、REM、Ca、Mo、Cr、V、W、Ni、Cu、Co、Sn、Zr、As之中的任1種以上。
而且，利用析出強化而得到強度時，使微細的碳氮化物生成即可。為了得到析出強化，添加Ti、Nb、V、W、Cu係有效的，鋼板係亦可以按照必要而含有該等1種以上。
為了藉由添加Ti、Nb、V、W、Cu而得到該效果，係以Ti量為0.001%以上、Nb量為0.001%以上、V量為0.001%以上、W量為0.001%以上、Cu量為0.001%以上為佳。但是，即便在鋼中過量地添加該等的化學元素，因為強度上升係飽和，並且熱軋後的再結晶係被抑制而結晶方位的控制係變為困難，所以將Ti量限制為0.2%以下，Nb量為0.2%以下，V量為1.0%以下，W量為1.0%以下，Cu量為2.0%以下。又，為了減低合金成本，沒有必要蓄意地在鋼中添加該等化學元素，且Ti、Nb、V、W及Cu的量之下限係任一者均是0%。
藉由使組織的焠火性提升而進行控制第二相來確保強度時，按照必要添加B、Mo、Cr、As的1種以上係有效的。為了得到該效果，係以B量為0.0001%以上、Mo量及Cr量為0.001%以上、As量為0.0001%以上為佳。但是，因為添加過量的該等化學元素係反而會使加工性變差，所以將B量的上限限制為0.005%，Mo量的上限為1.0%，Cr量的上限為2.0%，As量的上限為0.50%。又，為了減低合金成本，沒有必要蓄意地在鋼中添加該等化學元素，且B、Mo、Cr及As的量之下限係任一者均是0%。
Mg、REM(稀土金屬；Rare Earth Metal)、Ca係將夾雜物控制成為無害的形態且用以使鋼板的局部變形能力提升之重要的選擇元素。因此，亦可按照必要在鋼中添加Mg、REM、Ca之中的1種以上。此時，各自化學元素的下限係任一者均以0.0001%為佳。另一方面，在鋼中過剩地添加該等化學元素時，因為清潔度變差，所以針對各自化學元素的量的上限，將Mg量限制為0.010%以下，REM量為0.1%以下，Ca量為0.010%以下。又，為了減低合金成本，沒有必要蓄意地在鋼中添加該等化學元素，Mg、REM及Ca的量之下限係任一者均是0%。
Ni、Co、Sn及Zr係提升強度之選擇元素，亦可以按照必要在鋼中添加該等化學元素之中的1種以上。此時，係以Ni量為0.001%以上、Co量為0.0001%以上、Sn量為0.0001%以上、Zr量為0.0001%以上為佳。但是，在鋼中過剩地添加該等化學元素時，因為會使成形性消失，所以針對各自化學元素的量的上限，將Ni量限制為2.0%以下，Co量為1.0%以下，Sn量為0.2%以下，Zr量為0.2%。又，為了減低合金成本，沒有必要蓄意地在鋼中添加該等化學元素，Ni、Co、Sn及Zr的量之下限係任一者均是0%。
如以上，本實施形態之熱軋鋼板，係具有含有上述的基本元素且剩餘部分為由Fe及不可避免的不純物所構成之化學組成；或是含有上述的基本元素及選自上述的選擇元素之至少1種且剩餘部分為由Fe及不可避免的不純物所構成之化學組成。
而且，亦可以在本實施形態之熱軋鋼板進行表面處理。例如亦可以藉由應用電鍍、熔融鍍覆、蒸鍍鍍覆、鍍覆後的合金化處理、有機皮膜形成、薄膜積層、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理(Non-chromate treatment)等的表面處理，來使熱軋鋼板具備各種被膜(薄膜或塗膜)。作為此種例子，熱軋鋼板亦可以在其表面具有熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。熱軋鋼板係即便具備上述的被膜，亦能夠充分地維持局部變形能力。
又，在本實施形態，熱軋鋼板的板厚係沒有特別限制，例如可以是1.5~10mm，亦可以是2.0~10mm。又，熱軋鋼板的強度亦沒有特別限制，例如拉伸強度係可以是440~1500MPa。
本實施形態之熱軋鋼板係能夠全面地應用在高強度鋼板的用途，而能夠飛躍性地提升高強度鋼板的彎曲加工性和擴孔性等的局部變形能力。
又，因為對熱軋鋼板施行彎曲加工之方向，係依照加工零件而不同，所以沒有特別限定。本實施形態之熱軋鋼板係在任一彎曲方向均能夠得到同樣的特性，且能夠將熱軋鋼板應用在含有彎曲、鼓脹、引伸等的加工模式之複合成形。
其次，敘述本發明之一實施形態的熱軋鋼板之製造方法。
為了實現優良的局部變形能力，使具有異方向性少的極密度之集合組織(未發達的集合組織)形成，且適當地控制rC及r30係重要的。針對所製造的熱軋鋼板，以下記載用以 控制rC及r30之詳細的製造條件。
在熱輥軋之前的製造方法，係沒有特別限定。例如，能夠使用高爐和電爐、轉爐等來熔煉、及精煉，接著進行各種二次精煉而熔製成為滿足上述的化學組成之鋼，來得到鋼(熔鋼)。隨後，為了從該鋼得到鋼塊或厚塊，例如能夠使用通常的連續鑄造法、鋼錠法、薄塊鑄造法等的鑄造方法來鑄塑鋼。連續鑄造時，可以將鋼一次冷卻至低溫(例如室溫)且再加熱之後，將該鋼進行熱輥軋，且亦可以將剛鑄造後的鋼(鑄造厚塊)，連續地進行熱輥軋。又，鋼(熔鋼)的原料亦可以使用廢鐵。
為了得到局部變形能力優良的高強度熱軋鋼板，係滿足以下的必要條件即可。
為了提高局部變形能力，精加工輥軋前的沃斯田鐵粒徑係以較小為佳，清楚明白為了得到充分的局部變形能力，精加工輥軋前的平均沃斯田鐵粒徑為200μ m以下時係有效的。
如第5圖所表示，為了得到該200μ m以下之精加工輥軋前的平均沃斯田鐵粒徑，係在粗輥軋(第1熱輥軋)，於1000℃以上且1200℃以下(較佳是1150℃以下)的溫度範圍且使用40%以上的軋縮率，將鋼輥軋1次以上即可。
軋縮率及軋縮的次數越大時，能夠得到更微細的沃斯田鐵粒。例如，在粗輥軋，平均沃斯田鐵粒徑係以控制在100μ m以下為佳。為了進行該粒徑控制，進行2次(2道次)之1道次的軋縮率為40%以上的輥軋即可。但是，藉由在粗 輥軋將1道次的軋縮率限制為70%以下、或是將軋縮之次數(道次數)限制在10次以下，能夠使溫度的低落和產生過剩的規模之擔心減低。因此，在粗輥軋，可以是1道次的軋縮率為70%以下，亦可以是軋縮次數(道次數)為10次以下。
如此，使精加工輥軋前的沃斯田鐵粒徑減小，對於促進在以後的精加工輥軋之沃斯田鐵的再結晶來改善局部變形能力係有效的。
推測這是因為粗輥軋後的(亦即精加工輥軋前的)沃斯田鐵晶界，其功能係作為精加工輥軋中的再結晶核之一。
為了確認粗輥軋後的沃斯田鐵粒徑，以使用盡可能大的冷卻速度將進行精加工輥軋前的鋼(鋼板)急速冷卻為佳。例如使用10℃/s以上的平均冷卻速度冷卻鋼板。而且，將從冷卻而得到的鋼板所採取的板片之剖面蝕刻而使微組織中的沃斯田鐵晶界浮起，並且使用光學顯微鏡測定。此時，以50倍以上的倍率對20個以上的視野使用影像解析和切斷法測定沃斯田鐵的粒徑，且將各沃斯田鐵粒徑平均而得到平均沃斯田鐵粒徑。
在粗輥軋後，亦可以將板片接合而連續地進行精加工輥軋。此時，亦可以將粗片一次捲取成為捲鋼狀且按照必要收藏在具有保溫功能的外殼，且再次退捲之後進行接合。
又，作為用以將在5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度、及332}<113>的結晶方位的極密度控制為前述的範圍之一個條件，係在粗輥軋後的精加工輥軋(第2熱輥軋)，以溫度 T1(℃)作為基準而控制輥軋，其中該溫度T1(℃)係使用鋼的化學組成(質量%)而規定為如下述的式7。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V] (式7)
而且，在該式7，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]係各自為C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V量的質量百分率。又，在式7中不含有的化學元素(化學成分)的量，係設作0%而計算。因此，只有含有上述基本成分之基本組成時，亦可使用下述式8來代替上述式7。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn] (式8)
又，鋼含有選擇元素時，係有必要使用式7所算出的溫度代替使用式8所算出的溫度作為T1(℃)。
精加工輥軋係以藉由上述式7或式8所得到的溫度T1(℃)作為基準，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍(較佳是T1+50℃且T1+100℃以下的溫度範圍)，係確保大的軋縮率，而在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍，係將軋縮率限制在小的範圍(包含0%)。藉由上述的粗輥軋，亦加上進行此種精加工輥軋，能夠提高最後製品的局部變形能力。
藉由在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍確保大的軋縮率，而且在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍限制軋縮率，能夠充分地控制在5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度、及{332}<113>的結晶方位的極密度而飛躍性地改善 最後製品的局部變形能力。該溫度T1本身係經驗上求得。本發明者等藉由實驗而在經驗上得到以下知識：將溫度T1作為基準，能夠決定在各鋼的沃斯田鐵區域之可促進再結晶的溫度範圍。而且為了得到更良好的局部變形能力，因為藉由軋縮來積蓄更大量的應變係重要的，所以在從T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍之累積軋縮率為50%以上。而且，從利用變應積蓄來促進再結晶之觀點，該累積軋縮率係以70%以上為佳。又，藉由限制累積軋縮率的上限，能夠更充分地確保輥軋溫度而進一步抑制輥軋負荷。因此，累積軋縮率亦可以是90%以下、而且，為了提高熱軋板的均勻性，且將最後製品的延伸率及局部延展性提高至極限，係以在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍，含有30%以上的軋縮率的大軋縮道次之方式控制精加工輥軋。如此，精加工輥軋係在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍，進行至少1次30%以上的軋縮率之軋縮。特別是考慮後述的冷卻控制時，在該溫度範圍之最後道次的軋縮率係30%以上，亦即最後道次係以大軋縮道次為佳。被要求更高的加工性時，以使最後2道次的軋縮率各自為30%以上為佳。進一步提高熱軋板的均勻性時，大軋縮道次(1道次)的軋縮率為40%以上即可。又，為了得到更良好的鋼板形狀時，大軋縮道次(1道次)的軋縮率為70%以下即可。
又，藉由在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍，抑制輥軋之各道次之間的鋼板溫度上升(例如18℃以 下)，能夠得到更均勻的再結晶沃斯田鐵。
而且，為了促進利用所積蓄的應變的釋放之均勻的再結晶，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍的軋縮結束之後，將在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃(較佳是T1℃以上且小於T1+30℃)的溫度範圍之加工量盡可抑制為較小。因此，將在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍之累積軋縮率限制為30%以下。為了確保優良的板形狀時，在該溫度範圍係以10%以上的累積軋縮率為佳，但是更重視局部變形能力時，累積軋縮率係以10%以下為佳，以0%以下為較佳。亦即在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍係沒有必要進行軋縮，即便進行軋縮時，累積軋縮率為30%以下。
又，Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍之軋縮率大時，再結晶後的沃斯田鐵粒係伸展，致使局部變形能力變差。
亦即，本實施形態之製造條件，係藉由在精加工輥軋使沃斯田鐵均勻且微細地再結晶來抑制熱軋製品的集合組織及r值，而能夠改善擴孔性和彎曲性之局部變形能力。
在小於Ar3 ℃的溫度範圍進行輥軋、或是在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍之累積軋縮率太大時，沃斯田鐵的集合組織發達。其結果，最後所得到的熱軋鋼板，係在其板厚度中央部，無法滿足{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且6.5以下的條件，及{332}<113>的結晶方位的極密度為1.0以上且5.0以下的條件之至少一者。另一方面，在精加工輥軋，在比T1+200℃高的溫度範圍進行輥軋、或是累積軋縮率太小時，在微組織含有粗大 粒和混粒、或是微組織成為混粒。又，該情況係大於20μ m的結晶粒之面積率和體積平均粒徑增大。
在此，軋縮率係能夠從測定輥軋荷重和板厚等且藉由實績或計算來求得。又，針對輥軋溫度(例如上述各溫度範圍)，係能夠藉由使用架間溫度計實測、或從線速和軋縮率等考慮加工發熱之計算模擬而得到。又，在上述，在1道次的軋縮率，係相對於通過輥軋架前的入口板厚度，在1道次的軋縮量(通過輥軋架前的入口板厚度與通過輥軋架後的出口板厚度之差)的百分率。累積軋縮率係以在上述各溫度範圍的輥軋之最初道次前之入口板厚度作為基準，相對於該基準之累積軋縮量(在上述各溫度範圍的輥軋之最初道次前之入口板厚度與在上述各溫度範圍的輥軋之最後道次後之出口板厚度之差)的百分率。而且，Ar3 溫度係能夠藉由以下的式9求得。
Ar3 =879.4-516.1×[C]-65.7×[Mn]+38.0×[Si]+274.7×[P] (式9)
如以上進行之熱輥軋(精加工輥軋)，係於小於Ar3 (℃)的溫度結束熱輥軋時，因為鋼係在沃斯田鐵及肥粒鐵的2相之區域(2相溫度區域)被輥軋，在{100}<011>~{223}<110>方位群的結晶方位的集積變強，其結果，局部變形能力係顯著地變差。在此，精加工輥軋的輥軋結束溫度為T1℃以上時，能夠減低在T1℃以下的溫度範圍之應變量而進一步減低異方向性，其結果，能夠進一步提高局部變形能力。因此，精加工輥軋的輥軋結束溫度可以是T1℃以上。
又，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍之輥 軋的最後大軋縮道次(藉由輥軋架軋縮)後之冷卻(一次冷卻)，係對最後製品的結晶粒徑造成影響。又，藉由該冷卻亦能夠將結晶粒控制成為等軸(均一尺寸)且粗大粒少之微組織。
以從在上述熱輥軋之大軋縮道次(如上述，大軋縮道次係在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍之30%以上的軋縮率之軋縮(道次))之中的最後道次完成後，至開始一次冷卻之等待時間t(秒)為滿足下述式10的方式將鋼冷卻。在此，式10中的t1係能夠藉由下述式11來求得。式11中的Tf係大軋縮道次的最後道次完成時之鋼板的溫度(℃)，P1係在大軋縮道次之中的最後道次之軋縮率(%)。在此，考慮操作性(例如形狀矯正和二次冷卻的控制性)時，在輥軋架之間進行一次冷卻即可。
等待時間t大於式10的右邊的值(2.5×t1)時，再結晶係大部分完成，另一方面，因為結晶粒係顯著地成長而結晶粒徑增加，則r值及延伸率會降低。因此，等待時間t係2.5×t1秒以下。
t≦2.5×t1 (式10)
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1 (式11)
藉由將等待時間進一步限定為小於t1秒，能夠大幅度地抑制結晶粒的成長。此時，能夠將最後製品的體積平均粒徑控制為4μ m以下。其結果，即便再結晶係未充分地進行，亦能夠使鋼板的延伸率充分地提升，同時能夠使疲勞特性提升。
另一方面，藉由將等待時間t進一步限定為t1秒以上且 2.5×t1秒以下，相較於等待時間t為小於t1秒時，體積平均徑(例如大於4μ m)增加，但是因為再結晶係充分地進行且結晶方位為隨機化，能夠使鐵板的延伸率充分地提升，同時能使等方向性大幅度地提升。
又，上述的一次冷卻係能夠在輥軋架之間或最後輥軋架之後進行。亦即，進行一次冷卻之後，亦可以在Ar3 ℃以上(例如Ar3 (℃)~T1+30(或Tf)(℃))的溫度範圍進行低軋縮率(例如30%以下(或小於30%))的輥軋。
在一次冷卻之冷卻開始時的鋼板溫度(鋼溫度)與冷卻結束時的鋼板溫度(鋼溫度)之差亦即冷卻溫度變化，係以40℃以上且140℃以下為佳。又，一次冷卻之冷卻結束時之鋼板溫度T2係以T1+100℃以下為佳。該冷卻溫度變化為40℃以上時，能夠進一步抑制再結晶後之沃斯田鐵粒的粒成長。冷卻溫度變化為140℃以上時，能夠更充分地進行再結晶，且能夠改善極密度。又，藉由將冷卻溫度變化限制為140℃以下，不僅是比較容易地控制鋼板的溫度，且能夠更有效地控制變量選擇(變量限制的避免)，而且亦能夠進一步抑制集合組織的發達。因此，此時，能夠進一步提高等方向性，且能夠進一減小加工性的方位依存性。而且，一次冷卻的冷卻結束時的鋼板溫度T2為T1+100℃以下時，能夠得到更充分的冷卻效果。藉由該冷卻效果，能夠抑制結晶粒成長，且能夠進一步抑制沃斯田鐵粒徑的增加。
又，在一次冷卻之平均冷卻速度係以50℃/秒以上為佳。在該一次冷卻的平均冷卻速度為50℃/秒以上時，能夠 進一步抑制再結晶後之沃斯田鐵粒的粒成長。另一方面，雖然不必特別規定平均冷卻速度的上限，但是從板形狀的觀點，平均冷卻速度可以是200℃/秒以下。
精加工輥軋後，以10~100℃/秒的平均冷卻速度將鋼冷卻至共析前肥粒鐵區域的鼻部附近亦即630℃以上且800℃以下的範圍之溫度T3(二次冷卻)。隨後，在630℃以上且800℃以下的範圍內將前述鋼保持1秒以上且20秒以下，或是以20℃/秒以下的平均冷卻速度從溫度T3緩慢冷卻至小於溫度T3且550℃以上的範圍內之溫度。藉由如此的控制，能夠容易地得到充分量的肥粒鐵。又，藉由以10℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至630℃以上且800℃以下，能夠進一步將結晶粒微細化。實質上的等溫保持處理時，保持時間大於20秒時，肥粒鐵分率係變為太高，致使強度低落。另一方面，保持時間小於1秒時，肥粒鐵的生成量不足。又，將緩慢冷卻停止之溫度為小於550℃、或是保持或緩慢冷卻前的冷卻停止溫度為小於630℃時，有產生波來鐵變態之可能性。因此，將緩慢冷卻停止之溫度係設為550℃以上，保持或緩慢冷卻前的冷卻停止溫度係設為630℃以上。
而且，將鋼冷卻至350~500℃的範圍內之溫度而捲取。將該捲取後的捲鋼(鋼)進行在350~500℃的範圍內保持30~300分鐘之溫度範圍控制之後，將該捲鋼空氣冷卻。捲取溫度大於500℃時，變韌鐵變態係過度地進行。又，捲取溫度小於350℃時，變韌鐵變態係被過度地抑制，利用C濃化之殘留沃斯田鐵的安定化係不充分。並且，此時在空氣 冷卻時，產生麻田散鐵變態而無法得到充分的殘留沃斯田鐵量。又，350~500℃的保持時間小於30分鐘時，變韌鐵變態的進行係不充分，致使殘留沃斯田鐵分率減少。另一方面，保持時間大於300分鐘時，因為雪明碳鐵析出、或所析出的雪明碳鐵成長，而無法得到目標殘留沃斯田鐵分率。而且，在該溫度範圍控制之捲鋼的溫度變化速度為-40℃/h以上且40℃/h以下時，因為捲鋼內的溫度變化緩慢，能夠更均勻地控制捲鋼內的材質。
藉由如以上的製造方法，能夠得到具有優良的局部變形能力之熱軋鋼板。
又，在所得到的熱軋鋼板，亦可按照必要進行平整輥軋。藉由該平整輥軋，能夠防止在加工成形時產生伸張應變、或矯正鋼板形狀。
而且，亦可以在所得到的熱軋鋼板進行表面處理。例如能夠在所得到的熱軋鋼板，應用電鍍、熔融鍍覆、蒸鍍鍍覆、鍍覆後的合金化處理、有機皮膜形成、薄膜積層、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等的表面處理。作為此種例子，亦可以在熱軋鋼板的表面形成熔融鋅鍍覆層或合金化熔融鋅鍍覆層。即便進行上述的表面處理，亦能夠充分地維持局部變形能力。
為了參考，在第6圖顯示本實施形態之熱軋鋼板的製造方法的概略流程圖。
[實施例]
以下邊舉出本發明的實施例、邊說明本發明技術內容。
針對使用具有如表1及表2所表示的化學組成(剩餘部分為鐵及不可避免的不純物)之鋼a~t而研討之結果。將該等鋼熔製及鑄造後，將其狀態直接、或一次冷卻至室溫後的鋼再加熱，且加熱至900℃~1300℃的溫度範圍，隨後，在表3~6所表示的製造條件，進行熱輥軋(Ar3 以上的溫度範圍的沃斯田鐵區域)及溫度Ar3 (冷卻和保持等)而得到2~5mm厚度的熱軋鋼板。
在表7~9，係顯示微組織(包含集合組織)的特點及機械特性。又，在表7~9，γ、F、B、M及P係各自表示殘留沃斯田鐵、肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及波來鐵的面積率。又，f20 、dV 及σMA 係各自表示大於20μ m之結晶粒(粗大粒)的面積比率的百分率、結晶粒的體積平均徑及上述的距離LMA 的標準偏差。
作為局部變形能力的指標，係使用最後製品的擴孔率γ及藉由90°V字彎曲之界限彎曲半徑(d/RmC)。而且，拉伸試驗(TS及EL的測定)、彎曲試驗及擴孔試驗係各自依據JIS Z 2241、JIS Z 2248(V BLOCK 90°彎曲試驗)及日本鐵鋼聯盟規格JFS T1001。又，使用前述的EBSD，對在板寬度方向的1/4位置之板厚度剖面的5/8~3/8區域的板厚度中央部，以0.5μm間距進行測定極密度，其中該板厚度剖面係與輥軋方向平行。又，針對各方向的r值(rC、r30)，係依據JIS Z 2254(2008)(ISO10113(2006))且使用前述的方法測定。
又，表1~8的底線係顯示不滿足本發明的條件之條件。又，因為製造No.38係不包含在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍內之輥軋為30%以上的道次，所以作為P1的值，係使用T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍的輥軋之最後道次的軋縮率。
製造No.1~14及25~34係滿足本發明的條件，該等製造No.係所得到的鋼板之d/RmC、TS×λ及TS×EL為優良。又，藉由將製造條件進一步最適合化，d/RmC、TS×λ及TS×EL係進一步提升。
另一方面，製造No.15~24及35，因為不滿足本發明的條件，所得到的鋼板之d/RmC、TS×λ、TS×EL的至少1者為不充分。
以上，已說明本發明的較佳實施例，但是本發明係不被該等實施例限定。在不脫離本發明的宗旨之範圍，構成的附加、省略、替代及其他的變更係可能的。本發明係不被前述說明限定，而只有被附加申請專利範圍限定。
產業上之可利用性
本發明係在TRIP鋼，局部變形能力優良且成形性的方位依存性少，而且延展性優良之熱軋鋼板及其製造方法。
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度與d/RmC(板厚度d/最小彎曲半徑RmC)之關係。
第2圖係顯示{332}<113>方位的極密度與d/RmC之關係。
第3圖係顯示相對於輥軋方向為直角方向的r值(rC)與d/RmC之關係。
第4圖係顯示相對於輥軋方向成30°方向的r值(r30)與d/RmC之關係。
第5圖係顯示粗輥軋中40%以上的輥軋次數與粗輥軋 的沃斯田鐵粒徑的關係。
第6圖係顯示本發明的一實施形態之熱軋鋼板的製造方法的概略流程圖。

Claims (14)

  1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於鋼板的化學組成以質量%計，含有：C：0.02%以上且0.5%以下、Si：0.001%以上且4.0%以下、Mn：0.001%以上且4.0%以下、及Al：0.001%以上且4.0%以下，並將P限制為0.15%以下、S限制為0.03%以下、N限制為0.01%以下、及O限制為0.01%以下，且剩餘部分係由鐵及不可避的不純物所構成，而前述鋼板的化學組成中，Si量與Al量的合計為1.0%以上且4.0%以下；5/8~3/8的板厚度範圍之板厚度的中央部中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各結晶方位的極密度的相加平均表示之極密度，亦即{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且6.5以下，且{332}<113>的結晶方位的極密度為1.0以上且5.0以下；在前述鋼板的微組織中係存在有複數結晶粒，且該微組織以面積率計，含有2%以上且30%以下之殘留沃斯田鐵、20%以上且50%以下之肥粒鐵、及10%以上且60% 以下之變韌鐵，且前述微組織中以面積率計，係將波來鐵限制在20%以下、將麻田散鐵限制在20%以下；並且相對於輥軋方向為直角方向的蘭克福特值之rC為0.70以上且1.10以下，且相對於前述輥軋方向成30°方向的蘭克福特值之r30為0.70以上且1.10以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，其中前述鋼板的化學組成更以質量%計，含有選自下述中之1種以上：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.001%以上且0.2%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：0.001%以上且1.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、B：0.0001%以上且0.005%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下、Cr：0.001%以上且2.0%以下、As：0.0001%以上且0.50%以下、Mg：0.0001%以上且0.010%以下、REM：0.0001%以上且0.1%以下、Ca：0.0001%以上且0.010%以下、Ni：0.001%以上且2.0%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、及Zr：0.0001%以上且0.2%以下。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述結晶粒 的體積平均徑係1μ m以上且4μ m以下。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度係1.0以上且5.0以下，且前述{332}<113>的結晶方位的極密度係1.0以上且4.0以下。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述複數結晶粒之中，係將大於20μ m之結晶粒的面積比率限制在10%以下。
  6. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述殘留沃斯田鐵及前述麻田散鐵之中，相對於至少100個結晶粒，該互相距離最近之結晶粒間的距離LMA 的標準偏差為5μ m以下。
  7. 一種熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於：對具有以質量%計，含有：C：0.02%以上且0.5%以下、Si：0.001%以上且4.0%以下、Mn：0.001%以上且4.0%以下、及Al：0.001%以上且4.0%以下，並將P：0.15%以下、S：0.03%以下、N：0.01%以下、及O：0.01%以下，且剩餘部分係由鐵及不可避的不純物所構成，而Si 量與Al量的合計為1.0%以上且4.0%以下的化學組成之鋼進行下述步驟：在1000℃以上且1200℃以下的溫度範圍下，進行包含至少1次以上軋縮率為40%以上的道次之第1熱輥軋，使前述鋼的平均沃斯田鐵粒徑為200μ m以下；對前述鋼進行下述第2熱輥軋，即：包含於將藉由下述式1所算出的溫度設作T1℃時，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之軋縮率為30%以上之大軋縮道次，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之累積軋縮率為50%以上，並將在Ar3 ℃以上且小於T1+30℃的溫度範圍下之累積軋縮率限制在30%以下，且輥軋結束溫度為Ar3 ℃以上；對前述鋼進行一次冷卻，以使從前述大軋縮道次之中的最後道次完成起至冷卻開始為止的等待時間t秒可滿足式2；以至630℃以上且800℃以下的範圍的溫度T3為止且10~100℃/秒的平均冷卻速度，將前述鋼冷卻；將前述鋼保持在630℃且800℃以下的溫度範圍內1秒以上且20秒以下，或是以從前述溫度T3至小於前述溫度T3且550℃以上的範圍內之溫度為止且20℃/秒以下的平均冷卻速度將前述鋼慢慢地冷卻；於350℃~500℃的溫度範圍下捲取前述鋼；及在350℃~500℃的溫度範圍內將前述鋼進行保持30~300分鐘的溫度範圍控制之後，將前述鋼進行空氣冷卻： T1=850+10×([C]+[N])×[Mn] (式1)在此，[C]、[N]及[Mn]係各自為前述鋼中的C、N及Mn量的質量百分率；t≦2.5×t1 (式2)在此，t1係以下述式3表示：t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1 (式3)在此，Tf係前述最後道次完成時之前述鋼的攝氏溫度，而P1係在前述最後道次中之軋縮率的百分率。
  8. 如申請專利範圍第7項之熱軋鋼板的製造方法，其中前述鋼更以質量%計，含有選自下述中之1種以上作為前述化學組成：Ti：0.001%以上且0.2%以下、Nb：0.001%以上且0.2%以下、V：0.001%以上且1.0%以下、W：0.001%以上且1.0%以下、Cu：0.001%以上且2.0%以下、B：0.0001%以上且0.005%以下、Mo：0.001%以上且1.0%以下Cr：0.001%以上且2.0%以下、As：0.0001%以上且0.50%以下、Mg：0.0001%以上且0.010%以下、REM：0.0001%以上且0.1%以下、Ca：0.0001%以上且0.010%以下、 Ni：0.001%以上且2.0%以下、Co：0.0001%以上且1.0%以下、Sn：0.0001%以上且0.2%以下、及Zr：0.0001%以上且0.2%以下，且將藉由下述式4所算出的溫度代替藉由前述式1所算出的溫度並設作T1：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V] (式4)在此，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]及[V]係各自為前記鋼中之C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V量的質量百分率。
  9. 如申請專利範圍第7或8項之熱軋鋼板的製造方法，其中前述等待時間t秒更滿足使用前述t1之下述式5：t<t1 (式5)。
  10. 如申請專利範圍第7或8項之熱軋鋼板的製造方法，其中前述等待時間t秒更滿足使用前述t1之下述式6：t1≦t≦t1×2.5 (式6)。
  11. 如申請專利範圍第7或8項之熱軋鋼板的製造方法，其中在前述一次冷卻中，平均冷卻速度為50℃/秒以上，且冷卻開始時的鋼溫度與冷卻結束時的鋼溫度之差，亦即冷卻溫度變化為40℃以上且140℃以下，而且前述冷卻結束時的鋼溫度為T1+100℃以下。
  12. 如申請專利範圍第7或8項之熱軋鋼板的製造方法，其中在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍下之輥軋 的最後道次係前述大軋縮道次。
  13. 如申請專利範圍第7或8項之熱軋鋼板的製造方法，其中在前述溫度範圍控制中，溫度變化速度為-40℃/h以上且40℃/h以下。
  14. 如申請專利範圍第7或8項之熱軋鋼板的製造方法，其係在輥軋架架間進行前述一次冷卻。
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