TWI454581B - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

熱軋鋼板及其製造方法 技術領域
本發明係有關於膨脹成形等彎曲、延伸凸緣、凸出成形加工等局部變形能力優異、成形性之方位依存性少的主要使用於汽車零件等之熱軋鋼板及其製造方法。
本申請案依據2011年3月4日，在日本申請之特願2011-047720號與2011年3月4日，在日本申請之特願2011-048231號主張優先權，且在此引用該等之內容。
 背景技術
為抑制來自汽車之二氧化碳排出量，正進行使用高強度鋼板使汽車車體輕量化。由確保搭乘者之安全性的觀點來看，汽車車體方面除了軟鋼板以外，正大量使用高強度鋼板。但，今後為了繼續進行汽車車體之輕量化，必須較以往提高高強度鋼板之使用強度規格。
然而，一般而言，當使鋼板高強度化，成形性便下降。 例如，非專利文獻1中揭示了因高強度化，於拉伸成形或膨脹成形時重要之均勻延伸下降。
因此，對使用於例如汽車車體之底盤零件、或賦與吸收碰撞能量之零件等的高強度鋼板，改善有助於凸出成形加工性、或彎曲加工性等成形性之局部延性等局部變形能力係為重要。
相對於此，非專利文獻2中，揭示了一種藉由複合化鋼 板之金屬組織，即使為同一強度亦可提升均勻延伸的方法。
非專利文獻3中，揭示了一種藉由控制夾雜物或單一組織化、甚至是降低組織間之硬度差，改善代表彎曲性、孔膨脹加工性或凸出成形加工性之局部變形能力的金屬組織控制法。此係藉由利用組織控制成為單一組織，而改善孔膨脹性，但為成為單一組織，如非專利文獻4所記載之，由沃斯田鐵單相之熱處理係製法的基本。
又，非專利文獻4中，揭示了一種利用熱軋後之冷卻控制進行金屬組織控制，並控制析出物及控制變態組織，以得到適當分率之肥粒鐵與變韌鐵，兼具高強度化與確保延性的技術。
但，前述之任一技術均係依賴控制組織的局部變形能力改善方法，對基質之組織形成將造成很大的影響。
另一方面，先前技術中亦存在有於連續熱軋步驟中利用增加軋縮量改善材質的方法。即，結晶粒微細化之技術，例如，非專利文獻5中，揭示了一種於沃斯田鐵域內之極度低溫領域下進行大軋縮，使其由未再結晶沃斯田鐵變態至肥粒鐵，將作為製品主相之肥粒鐵結晶粒微細化，藉由細粒化而高強度化或強韌化的技術。但，關於改善本發明欲解決之局部變形能力的改善之方法，均未檢討。
先前述技術文獻 非專利文獻
非專利文獻1：岸田「新日鐵技報」(1999)No.371,p.13
非專利文獻2：O.Matsumura et al「Trans.ISIJ」(1987) vol.27,p.570
非專利文獻3：加藤等人「製鐵研究」(1984)vol.312,p.41
非專利文獻4：K.Sugimoto et al「ISIJ International」(2000)Vol.40,p.920
非專利文獻5：中山製鋼所NFG製品介紹
 發明概要
如上述，為改善高強度鋼板之延伸與局部變形能力，進行包含控制夾雜物之組織控制係為主要方法。但，因藉由組織控制，控制析出物、肥粒鐵或變韌鐵等組織之分率或形態係為必要，故限定基質的金屬組織。
本發明之目的係提供未進行基質組織之控制，而進行集合組織之控制，且藉由控制結晶粒之粒單位的尺寸或形態，不需限定相之種類，高強度且延伸或局部變形能力優異，成形性方位依存性少的熱軋鋼板及其製造方法。
本發明中之高強度係指拉伸強度440MPa以上。
依據以往之觀察所得知識，如前述地，改善有助於孔膨脹性或彎曲性等的延伸或局部變形能力，係藉由夾雜物控制、析出物微細化、組織均質化、單一組織化及降低組織間之硬度差等來進行。但，以該等技術必需限定主要之組織構成。此外，為了高強度化，於添加有極有助於強度 上升之代表性的元素Nb或Ti等時，有各向異性變得極大的疑慮。因此，必須犧牲其他之成形性因子、或限定成形前之切坯的方向，用途受到限定。
本發明人等為了提升有助於孔膨脹性或彎曲加工性等的延伸或局部變形能力，重新著眼於鋼板之集合組織的影響，詳細地調查、研究其作用效果。結果，發現藉於熱軋步驟中控制特定之結晶方位群的各方位之極密度，並控制對軋延方向成90°之方向(C方向)的蘭克福特值(r值：Lankford value)及成30°之方向的蘭克福特值(r值)，可飛躍性地提升局部變形能力。
此外，於經控制特定之結晶方位群的各方位之強度的組織中，發現藉由控制軋延方向之r值、及對軋延方向成60°之方向的r值、結晶粒之形狀、尺寸、硬度，可更加提升局部變形能力。
然而，一般而言，於混雜有低溫生成相(變韌鐵、麻田散鐵等)之組織中，結晶粒之定量化係為困難。因此，以往並未檢討有關於結晶粒之形狀或尺寸的影響。
相對於此，本發明人等發現將如以下測定之粒單位定義為結晶粒，只要將該粒單位之尺寸作為結晶粒徑使用，即可解決定量化的問題。
換言之，本發明所稱之粒單位係於利用EBSP法(Electron Back Scattering Diffraction Pattern：電子後方散射繞射像法)之鋼板的方位解析中，可藉由例如，於1500倍之倍率下，以0.5μm以下之測定節距進行方位測定，將相鄰之 測定點的方位差大於15°之位置定為粒單位的粒邊界而得。
如上述定義之結晶粒(粒單位)，於以如上述所定義之圓等效徑作為d，d=2r時，以4πr3 /3求得各個體積，並藉由體積之加權平均可求得體積平均徑。
於檢討該體積平均徑對粒單位之延伸造成的影響時，發現於控制特定結晶方位群之各方位的強度下，將體積平均徑設在臨界徑以下，可更加提升延性與局部延性。
本發明係依據前述觀察所得知識所構成，為解決前述課題並達成目的，本發明係使用以下方法。
(1)即，本發明之一態樣的熱軋鋼板以質量%計，係含有：C含量[C]係0.0001%以上且在0.40%以下之C、Si含量[Si]係0.001%以上且在2.5%以下之Si、Mn含量[Mn]係0.001%以上且在4.0%以下之Mn、P含量[P]係0.001%以上且在0.1 5%以下之P、S含量[S]係0.0005%以上且在0.10%以下之S、Al含量[Al]係0.001%以上且在2.0%以下之Al、N含量[N]係0.0005%以上且在0.01%以下之N、O含量[O]係0.0005%以上且在0.01%以下之O，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成；鋼板之金屬組織中，係存在複數之結晶粒；又，作為表示離前述鋼板表面5/8~3/8之板厚範圍的板厚中央部中{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>各方位之相加平均的方位群，即{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係1.0以上且在6.5以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係1.0以上且在5.0以下；相對於軋延方向為直角方向之蘭克福特值rC係0.70以 上且在1.10以下，且相對於前述軋延方向成30°之方向的蘭克福特值r30係0.70以上且在1.10以下。
(2)前述(1)記載之熱軋鋼板中，更以前述結晶粒之體積平均徑係2μm以上且在15μm以下為佳。
(3)前述(1)記載之熱軋鋼板中，前述{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值亦可為1.0以上且在5.0以下，前述{332}<113>之結晶方位的極密度亦可為1.0以上且在4.0以下。
(4)前述(3)記載之熱軋鋼板中，前述鋼板之前述金屬組織中的前述結晶粒中，粒徑大於35μm之粗結晶粒的面積比例亦可為0%以上且在10%以下。
(5)前述(1)~(4)之任一項記載的熱軋鋼板中，前述軋延方向之蘭克福特值rL亦可為0.70以上且在1.10以下，且相對於前述軋延方向成60°之方向的蘭克福特值r60亦可為0.70以上且在1.10以下。
(6)前述(1)~(5)之任一項記載的熱軋鋼板中，前述鋼板之前述金屬組織中的前述結晶粒中，於令前述軋延方向長度為dL、令板厚方向長度為dt時，前述軋延方向長度dL除以前述板厚方向長度dt之值為3.0以下的前述結晶粒之比例亦可為50%以上且在100%以下。
(7)前述(1)~(6)之任一項記載之熱軋鋼板中，於前述鋼板之前述金屬組織中係存在肥粒鐵相，且前述肥粒鐵相之維克氏硬度Hv亦可滿足下述式1。
Hv<200+30×[Si]+21×[Mn]+270×[P]+78×[Nb]1/2 +108× [Ti]1/2 ………(式1)
(8)前述(1)~(7)之任一項記載的熱軋鋼板中，於以前述鋼板之前述金屬組織中相分率最高之相作為主相，並對該主相就100點處以上之點處進行硬度測定時，前述硬度之標準偏差除以前述硬度之平均值亦可為0.2以下。
(9)前述(1)~(8)之任一項記載的熱軋鋼板中，其更以質量%計，亦可含有下述中之1種以上：Ti含量[Ti]係0.001%以上且在0.20%以下之Ti、Nb含量[Nb]係0.001%以上且在0.20%以下之Nb、V含量[V]係0.001%以上且在1.0%以下之V、W含量[W]係0.001%以上且在1.0%以下之W、B含量[B]係0.0001%以上且在0.0050%以下之B、Mo含量[Mo]係0.001%以上且在2.0%以下之Mo、Cr含量[Cr]係0.001%以上且在2.0%以下之Cr、Cu含量[Cu]係0.001%以上且在2.0%以下之Cu、Ni含量[Ni]係0.001%以上且在2.0%以下之Ni、Co含量[Co]係0.0001%以上且在1.0%以下之Co、Sn含量[Sn]係0.0001%以上且在0.2%以下之Sn、Zr含量[Zr]係0.0001%以上且在0.2%以下之Zr、As含量[As]係0.0001%以上且在0.50%以下之As、Mg含量[Mg]係0.0001%以上且在0.010%以下之Mg、Ca含量[Ca]係0.0001%以上且在0.010%以下之Ca、REM含量[REM]係0.0001%以上且在0.1%以下之REM。
(10)本發明之一態樣的熱軋鋼板之製造方法，係將一種以質量%計，含有：C含量[C]係0.0001%以上且在0.40%以下之C、Si含量[Si]係0.001%以上且在2.5%以下之Si、Mn含量[Mn]係0.001%以上且在4.0%以下之Mn、P含量[P]係 0.001%以上且在0.15%以下之P、S含量[S]係0.0005%以上且在0.10%以下之S、Al含量[Al]係0.001%以上且在2.0%以下之Al、N含量[N]係0.0005%以上且在0.01%以下之N、O含量[O]係0.0005%以上且在0.01%以下之O，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成之鋼塊或扁鋼胚進行下述步驟：於1000℃以上且在1200℃以下的溫度範圍下，進行至少1次以上40%以上的軋縮之第1熱軋，使沃斯田鐵粒徑為200μm以下；於令下述式2中依鋼板之成分所決定的溫度作為T1℃時，於T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度範圍下，進行軋縮率合計為50%以上的第2熱軋；於T1℃以上且小於T1+30℃之溫度範圍下，進行軋縮率合計為30%以下的第3熱軋；於T1℃以上結束熱軋；及於T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度範圍下令軋縮率為30%以上之道次(pass)作為大軋縮道次時，於輥架間進行一次冷卻，以使由前述大軋縮道次中之最終道次結束至冷卻開始的等候時間t秒滿足下述式3。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(式2)
t≦t1×2.5………(式3)
此處，t1係以下述式4表示。
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(式4)
此處，Tf係前述最終道次結束時之前述鋼板的溫度(℃)，P1係前述最終道次中之軋縮率(%)。
(11)前述(10)記載之熱軋鋼板之製造方法中，前述等候時間t秒更亦可滿足下述式5。
t<t1………(式5)
(12)前述(10)記載之熱軋鋼板之製造方法中，前述等候時間t秒更亦可滿足下述式6。
t1≦t≦t1×2.5………(式6)
(13)前述(10)~(12)之任一項記載之熱軋鋼板之製造方法中，其中前述一次冷卻中冷卻開始時之鋼板溫度與冷卻結束時之鋼板溫度的差，即冷卻溫度變化係40℃以上且在140℃以下，且前述一次冷卻之前述冷卻結束時的前述鋼板溫度亦可為T1+100℃以下。
(14)前述(10)~(13)之任一項記載之熱軋鋼板之製造方法中，其中於T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度範圍下的前述第2熱軋中，亦可進行至少1次以上1道次軋縮率為30%以上的軋縮。
(15)前述(10)~(14)之任一項記載之熱軋鋼板之製造方法中，於前述第1熱軋中，亦可進行至少2次以上軋縮率為40%以上的軋縮，使沃斯田鐵粒徑為100μm以下。
(16)前述(10)~(15)之任一項記載之熱軋鋼板之製造方法中，前述一次冷卻結束後，亦可於10秒以內通過最終輥架後開始二次冷卻。
(17)前述(10)~(15)之任一項記載之熱軋鋼板之製造方法中，於前述第2熱軋中，亦可令各道次間之鋼板的溫度上升為18℃以下。
(18)前述(10)~(17)之任一項記載之熱軋鋼板之製造方法中，前述鋼塊或前述扁鋼胚更以質量%計，亦可含有選自於下述1中之種以上：Ti含量[Ti]係0.001%以上且在0.20%以下之Ti、Nb含量[Nb]係0.001%以上且在0.20%以下之Nb、V含量[V]係0.001%以上且在1.0%以下之V、W含量[W]係0.001%以上且在1.0%以下之W、B含量[B]係0.0001%以上且在0.0050%以下之B、Mo含量[Mo]係0.001%以上且在2.0%以下之Mo、Cr含量[Cr]係0.001%以上且在2.0%以下之Cr、Cu含量[Cu]係0.001%以上且在2.0%以下之Cu、Ni含量[Ni]係0.001%以上且在2.0%以下之Ni、Co含量[Co]係0.0001%以上且在1.0%以下之Co、Sn含量[Sn]係0.0001%以上且在0.2%以下之Sn、Zr含量[Zr]係0.0001%以上且在0.2%以下之Zr、As含量[As]係0.0001%以上且在0.50%以下之As、Mg含量[Mg]係0.0001%以上且在0.010%以下之Mg、Ca含量[Ca]係0.0001%以上且在0.010%以下之Ca、REM含量[REM]係0.0001%以上且在0.1%以下之REM。
依據本發明，可得於添加有Nb或Ti等元素時，對各向異性之影響仍小，延伸與局部變形能力優異的熱軋鋼板。
圖式簡單說明
第1圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板中{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值與板厚/最小彎曲半徑之關係的圖。
第2圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板中{332}<113>方 位群的極密度與板厚/最小彎曲半徑之關係的圖。
第3圖係顯示本實施形態之粗軋延(第1熱軋)中40%以上的軋延次數與沃斯田鐵粒徑之關係的圖。
第4圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板中T1+30℃~T1+200℃的合計軋縮率與{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值之關係的圖。
第5圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板中T1+30℃~T1+200℃的合計軋縮率與{332}<113>之結晶方位的極密度之關係的圖。
第6圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板與比較鋼的強度與孔膨脹性之關係的圖。
第7圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板與比較鋼的強度與彎曲性之關係的圖。
第8圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板與比較鋼的強度與延伸之關係的圖。
第9圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板之製造方法的流程圖。
 用以實施發明之形態
以下詳細地說明本發明之一實施形態。
(1)離鋼板之表面5/8~3/8的板厚範圍之板厚中央部中的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值、{332}<113>之結晶方位的極密度： 於本實施形態之熱軋鋼板中，作為表示離鋼板之表面 5/8~3/8的板厚範圍之板厚中央部中{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>各方位的相加平均之方位群，即{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值係特別重要的特性值。
如第1圖所示，藉由EBSP法求得離鋼板之表面5/8~3/8的板厚範圍之板厚中央部中{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度，即相對於隨機試料的各方位之強度比時，若{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值為6.5以下，底盤零件或骨架零件之加工所需的板厚/最小彎曲半徑d/Rm(C方向彎曲)滿足1.5以上。此外，又，若{100}<011>~{223}<110>方位群之平均值為5.0以下，作為成形性之方位依存性(等向性)之指標的C方向彎曲與45°方向彎曲之比率(45°方向彎曲/C方向彎曲)為1.4以下，因無關彎曲方向，顯示高之局部變形能力，故較佳。於需要較優異之孔膨脹性、或小之有限彎曲特性時，前述極密度的平均值以小於4.0較佳，更佳者係小於3.0。
於{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值大於6.5時，鋼板之機械特性的各向異性變得極強。結果，即使某方向之局部變形能力改善，與該方向相異之方向上的材質顯著地劣化，而無法滿足前述板厚/最小彎曲半徑≧1.5。
另一方面，於極密度小於1.0時，有局部變形能力劣化的疑慮。
如第2圖所示，藉由相同之理由，若離鋼板之表面 5/8~3/8的板厚範圍之板厚中央部中{332}<113>之結晶方位的極密度為5.0以下，底盤零件之加工所需的板厚/最小彎曲半徑滿足1.5以上。
此外，若{332}<113>之結晶方位的極密度為4.0以下，因C方向彎曲與45°方向彎曲之比率滿足1.4以下，故較佳。 前述極密度以3.0以下較佳。於其大於5.0時，鋼板之機械特性的各向異性變得極強。結果，即使僅有某方向之局部變形能力改善，與該方向相異之方向上的材質顯著地劣化。 因此，無法確實地滿足板厚/最小彎曲半徑≧2.0、或C方向彎曲與45°方向彎曲之比率≦1.4。另一方面，於極密度小於1.0時，有局部變形能力劣化的疑慮。
以上所述之結晶方位的極密度對彎曲加工時的形狀凍結性重要之理由尚未明確，但推測與彎曲變形時結晶的滑動行為有關。
(2)作為軋延方向與直角方向之r值的rC： 該rC於本實施形態中係為重要。換言之，本發明人等致力檢討之結果，發現即使只有上述之各種結晶方位的極密度適當，仍未必能得到良好之孔膨脹性或彎曲性。與前述極密度同時地，rC需為0.70以上且在1.10以下。
藉使上述rC為0.70以上且在1.10以下，可得到優異之局部變形能力。
(3)將相對於軋延方向為30°之方向的r值作為r30： 該r30於本實施形態中係為重要。換言之，本發明人等致力檢討之結果，發現即使只有上述之各種結晶方位的極 密度適當，仍未必能得到良好之局部變形能力。與前述極密度同時地，r30需為0.70以上且在1.10以下。
藉使上述r30為0.70以上且在1.10以下，可得到優異之局部變形能力。
(4)結晶粒之體積平均徑： 本發明人等致力地檢討熱軋鋼板中之集合組織控制及顯微組織的結果，發現於如前述地控制有集合組織之條件下，結晶粒的尺寸、特別是體積平均徑對延伸所造成的影響極大，藉將其微細化，可提升延伸。此外，發現藉將體積平均徑微細化，可提升汽車用鋼板等所求之疲勞特性(疲勞比)。
與粒單位之關係方面，即使個數為少量，但粒單位大者越多，延伸之劣化變得越大。因此，粒單位之尺寸並非通常之尺寸平均，而係與體積之加權平均所算出的體積平均徑十分相關。為得到前述效果，體積平均徑以2μm以上且在15μm以下為佳。於拉伸強度為540MPa以上之鋼板時，以9.5μm以下較佳。
因體積平均徑之微細化而提升延伸的理由尚未明確，但可視為藉由抑制微米級所產生之局部的應變集中，於局部變形時可促進應變分散的緣故。此外，可視為因變形之均質化升高，可抑制微米之局部應變集中，即使於微米級中應變仍可均勻地分散，提升均勻延伸。另一方面，藉由體積平均徑之微細化提升疲勞特性，可視為因疲勞現象重複而塑性變形，該塑性變形係差排運動，故強烈受到成為 該障壁之結晶粒界的影響。
粒單位之測定方法係如前述。
(5)粒徑大於35μm之粗結晶粒的比例： 彎曲性受結晶粒之等軸性的影響很大，並發現該效果大。藉由等向性化與等軸粒化之效果，抑制應變的局部化，為提升彎曲性，以金屬組織中結晶粒之中，粒徑大於35μm的粗結晶粒所占之面積比例(粗粒面積率)少為佳，以0%以上且在10%以下為佳。於降低至10%以下時，彎曲性將充分地提升。
前述理由尚未明確，但彎曲變形係局部地應變集中模式，可知全部之結晶粒係均一地、等價地承受應變的狀態係對彎曲性有利。於粒徑大之結晶粒多時，即使等向性化與等軸粒化充分，仍將因局部之結晶粒歪斜、該局部歪斜結晶粒的方位，造成彎曲性相當大之不均勻，引發彎曲性下降。
(6)作為軋延方向之r值的rL及作為對軋延方向成60°之方向的r值之r60： 此外本發明人等致力檢討之結果，發現將上述之各種結晶方位的極密度或rC、r30控制在預定之範圍內，使軋延方向之rL為0.70以上且在1.10以下，且作為相對於軋延方向60°之方向的r值之r60為0.70以上且在1.10以下的話，可得較優異之局部變形能力。
例如，若{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值為1.0以上且在6.5以下、{332}<113>之結晶方位的極密 度為1.0以上且在5.0以下、rC及r30為0.70以上且在1.10以下，且rL值及r60值為0.70以上且在1.10以下的話，即滿足板厚/最小彎曲半徑≧2.0。
一般集合組織與r值相關係已眾所周知，但於本實施形態之熱軋鋼板中，與既述之結晶方位的極密度相關的限定、及與r值相關之限定並不互為同義。因此，若同時滿足兩者之限定的話，即可得到良好之局部變形能力。
(7)等軸性優異之粒的比例： 本發明人等於更加追求局部變形能力後，結果，發現於滿足前述集合組織及r值下，於結晶粒之等軸性優異時，彎曲加工之方向依存性小，局部變形能力提升。表示該等軸性之指標，係鋼板之金屬組織中全結晶粒中，熱軋方向之長度的dL除以板厚方向之長度的dt後之值(dL/dt)為3.0以下的等軸性優異之粒的比例，即等軸粒分率。該等軸粒分率以50%以上且在100%以下為佳。小於50%時，軋延方向之L方向或相對於軋延方向成直角方向之C方向的彎曲性R劣化。
(8)肥粒鐵相之硬度： 為更加提升延伸，以於鋼板中存在肥粒鐵組織為佳，若於全組織所占之比例為10%以上較佳。此時，所得之肥粒鐵相的維克氏硬度以滿足下述(式1)為佳。若較其更硬，將無法得到藉由存在肥粒鐵相造成的延伸之改善效果。
Hv<200+30×[Si]+21×[Mn]+270×[P]+78×[Nb]1/2 +108×[Ti]1/2 ………(式1)
[Si]、[Mn]、[P]、[Nb]、[Ti]分別係鋼板中之重量元素濃度(質量%)。
(9)主相之硬度的標準偏差/硬度之平均值： 除了集合組織、結晶粒徑及等軸性以外，各個結晶粒之均質性亦有助於軋延時的微米級之應變的均一分散。本發明人等進行著眼於該均質性之檢討，結果，發現於主相之均質性高的組織中，可改善最終製品之延性與局部變形的均衡。該均質性可藉由於相分率最高之主相中，以奈米壓痕1mN的負載測定100點處以上之硬度，並使用其標準偏差定義。換言之，硬度之標準偏差/硬度之平均值越低，均質性越高，且於0.2以下時可得該效果。奈米壓痕(例如，CSIRO社製UMIS-2000)係藉使用較結晶粒徑小之壓頭，可測定未含結晶粒界的單一結晶粒之硬度。
本發明係適用於熱軋鋼板之全體者，只要滿足前述限定的話，即不需限制鋼板之金屬組織的組合，熱軋鋼板之延伸、彎曲加工性或孔膨脹性等局部成形能將飛躍地提升。前述熱軋鋼板中，亦包含將成為冷軋鋼板或鍍鋅鋼板等之原板的熱軋鋼帶。
極密度係與X射線隨機強度比同義。X射線隨機強度比，係藉由於相同條件下使用X射線繞射法等測定未具有朝特定方位之累積的標準試料與被測材料之X射線強度，且所得之被測材料的X射線強度除以標準試料之X射線強度後的數值。該極密度可以X射線繞射、EBSP法、或ECP(Electron Channeling Pattern：電子通道型樣)法中之任一者測定。例 如，{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度係於藉由該等方法所測定之{110}、{100}、{211}、{310}極圖中，由使用複數之極圖以級數展開法計算的三維集合組織(ODF)求出{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>各方位之極密度，並將該等極密度相加平均所求之。使用於X射線繞射、EBSP法、ECP法之試料藉由機械研磨等將鋼板削減至預定之板厚，接著利用化學研磨或電解研磨等去除歪斜，並同時依據上述之方法將於板厚之3/8~5/8範圍內的適當之面作為測定面地調整試料地測定即可。板寬度方向以於鋼板之端部起1/4、或3/4的位置擷取為佳。
當然，上述極密度之限定不僅是板厚中央部，儘量使較多之厚度滿足該限定，可更加地使局部延伸變形能力變得良好。然而，調查形成鋼板材質之集合組織的影響，結果，離鋼板之表面5/8~3/8的板厚中央部中之方位累積對鋼板之各向異性造成最大影響，可大致代表鋼板全體的材質特性。因此，規定離鋼板之表面5/8~3/8的板厚範圍之板厚中央部中的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值，與{332}<113>之結晶方位的極密度。
此處，{hkl}<uvw>係顯示，於以上述方法擷取試料後，板面之法線方向與{hkl}平行，且軋延方向與<uvw>平行。 另，結晶之方位通常係以[hkl]或{hkl}表示垂直於板面的方位，以(uvw)或<uvw>表示與軋延方向平行的方位。{hkl}、<uvw>係等價之面的總稱，[hkl]、(uvw)係指各個結晶面。 換言之，於本實施形態中，因以體心立方結構作為對象，故例如，(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面係等價而無法作出區別。此時，將該等方位總稱為{111}。ODF標示亦使用於其他對稱性低之結晶構造的方位標示，故一般係以[hkl](uvw)表示各個方位，於本實施形態中[hkl](uvw)與{hkl}<uvw>係同義。
各鋼板中金屬組織之判定可如以下地進行。
於利用光學顯微鏡觀察組織時，特定波來鐵。接著，使用EBSP法，判定結晶構造，並將fcc構造之結晶作為沃斯田鐵。bcc構造之肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵可以裝設於EBSP-OIM(註冊商標)的KAM(Kernel Average Misorientation)法識別。KAM法係藉由平均測定資料中某正六角形像素相鄰之6個的第一近似、或其外側12個的第二近似、或更於其外側之18個的第三近似之像素間的方位差，並對各像素進行以該值作為其中心之像素的值之計算，所算出的值。藉由不大於粒界地實施該計算，可作成顯現粒內之方位變化的圖。該圖係表示依據粒內之局部的方位變化之應變的分布。
於本發明之實施例中，將EBSP-OIM(註冊商標)中計算鄰接的像素間之方位差的條件作為第三近似，使該方位差為5°以下，於前述方位差第三近似中，將大於1°之低溫變態生成物定義為變韌鐵或麻田散鐵、1°以下定義為肥粒鐵。這是因為高溫下變態後之多邊形的初析肥粒鐵係以擴散變態生成，故差排密度小，粒內之歪斜少，結晶方位的 粒內差小，藉由目前為止發明人等實施之各式各樣的調查結果，以光學顯微鏡觀察所得之肥粒鐵體積分率與以KAM法測定之方位差第三近似1°所得的區域之面積分率係大約一致。
上述各r值係藉由使用有JIS5號拉伸試驗片之拉伸試驗評價。拉伸應變係於5~15%之範圍內，於均勻延伸之範圍內評價即可。
施行彎曲加工之方向因加工零件而有所差異，故並未特別限定。本實施形態之熱軋鋼板係鋼板之面內各向異性受到抑制，於C方向具有充分的彎曲特性。因C方向係於軋延材中彎曲特性最低之方向，故於任何方向上均可滿足彎曲特性。
如前述，肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵之粒徑係於利用EBSP法之鋼板的方位解析中，例如，以1500倍之倍率，於0.5μm以下之測定步驟中進行方位測定，將相鄰之測定點的方位差大於15°之位置定為粒邊界，並求出其圓等效徑而得。此時，因亦可同時求出軋延方向及板厚方向之粒的長度，故可得dL/dt。
於金屬組織中存在波來鐵組織時，該等軸粒分率dL/dt及結晶粒徑可於光學顯微鏡之組織觀察中，藉由二元化處理、計點法求得。
接著，說明鋼板成分之限定條件。各成分含量的%係質量%。
C係基本上含有之元素，其含量[C]的下限係0.0001%。 另，為抑制極度之製鋼成本上升，以0.001%較佳，為廉價地得到高強度鋼，更以0.01%為佳。另一方面，於C含量[C]大於0.40%時，加工性或熔接性變差，故將上限設為0.40%。 另，過度地添加C將使點熔接性顯著地劣化，故以0.30%以下較佳。另，更以0.20%為佳。
Si係有效地提高鋼板之機械強度的元素，但其含量[Si]大於2.5%時，加工性劣化，將產生表面瑕疵。因此，將上限設為2.5%。另一方面，因使實用鋼中Si含量[Si]小於0.001%係為困難，故將下限設為0.001%。另，以0.01%為佳，以0.05%較佳。
Mn係有效地提高鋼板之機械強度的元素，但其含量[Mn]大於4.0%時，加工性劣化。因此，將上限設為4.0%。 Mn因可抑制肥粒鐵生成，故欲於組織中含有肥粒鐵相以確保延伸時，以3.0%以下為佳。另一方面，Mn含量[Mn]之下限係0.001%。但，為避免製鋼成本極度地提升，以0.01%以上為佳。另，以0.2%較佳。又，除了Mn以外，於未充分地添加用以抑制S造成之熱破裂的產生之Ti等元素時，以添加至以重量%計為[Mn]/[S]≧20的Mn量為佳。
為防止加工性之劣化或熱軋、冷軋時的破裂，將P與S之含量[P]及[S]設成[P]為0.15%以下、[S]為0.10%以下。各別之下限係[P]為0.001%、[S]為0.0005%。另，因極端之脫硫將使成本變得過高，故[S]以0.001%以上較佳。
Al係用以脫氧，添加0.001%以上。但，於未充分必要脫氧時，以添加0.01%以上較佳。以0.02%更佳。然而，於 過多時，熔接性將變差，故將上限設為2.0%。換言之，Al含量[Al]係0.01%以上且在2.0%以下。
N與O係不純物，為不使加工性變差，將N含量[N]及O含量[O]一同設為0.01%以下。下限兩元素均為0.0005%。 但，為抑制製鋼成本極端地上升，其含量以0.001%以上為佳。另，以0.002%較佳。
以上之化學元素係本實施形態中鋼的基本成分(基本元素)，控制(含有或限制)該基本元素，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成的化學組成係本實施形態之基本組成。然而，除了該基本成分(剩餘部分之Fe的一部分以外)，更可視需要，本實施形態中亦可於鋼中含有以下之化學元素(選擇元素)。另，即使不可避免地於鋼中混入該等選擇元素(例如，小於各選擇元素之量的下限之量)，仍未損本實施形態之效果。
換言之，可更加藉由析出強化提高機械強度、或控制夾雜物或析出物微細化以提升局部變形能力，故亦可含有以往使用之元素，Ti、Nb、B、Mg、REM、Ca、Mo、Cr、V、W、Cu、Ni、Co、Sn、Zr、As中之任1種以上。為得到析出強化，生成微細之碳氮化物係有效，Ti、Nb、V、W的添加係有效。又，Ti、Nb、V、W係固溶元素，亦有幫助結晶粒之微細化的效果。
藉由添加Ti、Nb、V、W，為得到析出強化之效果，以Ti含量[Ti]為0.001%以上、Nb含量[Nb]為0.001%以上、V含量[V]為0.001%以上、W含量[W]為0.001%以上為佳。於特 別需要析出強化時，以添加Ti含量[Ti]0.01%以上、Nb含量[Nb]0.005%以上、V含量[V]0.01%以上、W含量[W]0.01%以上較佳。此外，Ti、Nb除了析出強化以外，具有透過碳、氮之固定、組織控制、細粒強化等機構，改善材質的效果。 又，V可有效析出強化，較Mo或Cr，起因於利用添加之強化的局部變形能力之劣化程度小、高強度，於需要更佳之孔膨脹性或彎曲性時，係有效的添加元素。但，即使過度地添加，因強度上升飽和，且將抑制熱軋後之再結晶，使結晶方位的控制變得困難，以Ti含量[Ti]及Nb含量[Nb]為0.20%以下、V含量[V]及W含量[W]為1.0%以下為佳。但，於特別需要延伸時，以V含量[V]為0.50%以下、W含量[W]為0.50%以下為佳。
於使組織之可硬化性上升，並進行第二相之控制，確保強度時，更添加B、Mo、Cr、Cu、Ni、Co、Sn、Zr、As之1種或2種以上係為有效。此外，B除了前述以外，具有透過碳或氮之固定、析出強化、細粒強化等機構，改善材質的效果。又，Mo、Cr除了提高機械強度之效果以外，亦有改善材質的效果。
為得該等效果，以B含量[B]0.0001%以上、Mo含量[Mo]、Cr含量[Cr]、Ni含量[Ni]、Cu含量[Cu]0.001%以上、Co含量[Co]、Sn含量[Sn]、Zr含量[Zr]、As含量[As]0.0001%以上為佳。然而，因過度之添加反倒將使加工性劣化，故將B含量[B]之上限設為0.0050%、Mo含量[Mo]之上限設為2.0%、Cr含量[Cr]、Ni含量[Ni]、Cu含量[Cu]之上限設為2.0%、Co 含量[Co]之上限設為1.0%、Sn含量[Sn]、Zr含量[Zr]之上限設為0.2%、As含量[As]之上限設為0.50%為佳。特別是於十分要求加工性時，以將B含量[B]之上限設為0.005%、Mo含量[Mo]之上限設為0.50%為佳。又，由成本之觀點來看，前述添加元素中，以選擇B、Mo、Cr、As較佳。
Mg、REM、Ca係用以使夾雜物無害化，更加提升局部變形能力的重要之添加元素。為得該效果係將含量[Mg]、[REM]、[Ca]之下限分別設為0.0001%，但於需控制夾雜物之形態時，以分別添加0.0005%以上為佳。另一方面，過剩之添加將導致乾淨度的惡化，故將Mg含量[Mg]之上限設為0.010%、REM含量[REM]之上限設為0.1%、Ca含量[Ca]之上限設為0.010%。
即使於本實施形態之熱軋鋼板施行表面處理，仍不會失去改善局部變形能力之效果，即使施行電鍍、熱浸鍍、蒸鍍、有機皮膜形成、薄膜積層、有機鹽類/無機鹽類處理及無鉻處理等之任一者，仍可得本發明效果。
接著，說明本實施形態之熱軋鋼板之製造方法。
為實現優異之延伸、局部變形能力，形成具有預定之極密度的集合組織、及滿足rC、r30之條件係為重要。此外，以滿足粒單位(體積平均徑)、粗粒面積率、等軸性、均質化、抑制肥粒鐵之過度硬化的條件較佳。以下詳細地記述可滿足該等之製造條件。
於熱軋前之製造方法並未特別限定。換言之，於利用豎爐或電爐等之熔製後，進行各種二次熔煉，接著，以通 常之連續鑄造、利用鑄錠法之鑄造、或薄扁鋼胚鑄造等方法鑄造即可。於連續鑄造時，可於將鑄造扁鋼胚冷卻至低溫後，再加熱後立刻熱軋，亦可不將鑄造扁鋼胚冷卻至低溫地直接於鑄造後熱軋。原料亦可使用廢料。
使用上述成分之鋼，於滿足以下要件時可得本實施形態之熱軋鋼板。
為滿足rC為0.70以上，且r30為1.10以下之前述的預定值，於粗軋延後，即最後軋延前之沃斯田鐵粒徑係為重要。 因此，將最後軋延前之沃斯田鐵粒徑設為200μm以下。藉減少最後軋延前的沃斯田鐵粒徑，可改善延伸與局部變形能力。
如第3圖所示，為得200μm以下之最後軋延前的沃斯田鐵粒徑，以於1000℃以上且在1200℃以下之溫度域的軋延進行粗軋延(第1熱軋)，且該溫度域中至少以40%以上的軋縮率進行至少1次以上之軋縮。
此外，為了透過控制rL或r60，利用最終之最後軋延下沃斯田鐵的促進再結晶，來改善局部變形能力，最後軋延前之沃斯田鐵粒徑以100μm以下為佳。因此，於前述第1熱軋中以40%以上之軋縮率進行2次以上的軋縮為佳。軋縮率及其軋縮之次數越大，越可得微細之沃斯田鐵粒徑。然而，大於70%之軋縮、或大於10次之粗軋延有造成溫度下降或生成過剩鏽皮的疑慮。
沃斯田鐵粒徑之微細化對局部變形能力造成影響的理由，推測係粗軋延後，即最後軋延前之沃斯田鐵粒界產生 作為最後軋延中之再結晶核中的1個之機能。
為了確認粗軋延後之沃斯田鐵粒徑，以盡可能地快速冷卻於最後軋延前的鋼板為佳，以10℃/s以上之冷卻速度冷卻鋼板，蝕刻鋼板截面之組織，使沃斯田鐵粒界浮起突出，再以光學顯微鏡測定。此時，以50倍以上之倍率，並以影像解析或計點法測定20視野以上。
為使離鋼板之表面5/8~3/8的板厚範圍之板厚中央部中{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值、及{332}<113>之結晶方位的極密度於前述預定之值的範圍內，於粗軋延後之最後軋延中，以依鋼板成分所決定的下述式2中記載之T1溫度作為基準，以T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度域(以T1+50℃以上且在T1+100℃以下之溫度域為佳)進行軋縮率大的加工(第2熱軋)，再以T1℃以上且小於T1+30℃之溫度域進行軋縮率小的加工(第3熱軋)。依據前述，可確保最終熱軋製品之局部變形能力與形狀。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(式2)
但，前述式2中未含之化學元素(化學成分)的量係以0%計算。
換言之，如第4圖與第5圖所示，於T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度域中之大軋縮，與其後之T1℃以上且小於T1+30℃之輕軋縮控制離鋼板之表面5/8~3/8的板厚範圍之板厚中央部中{100}<011>~{223}<110>方位群之極密 度的平均值、及{332}<113>之結晶方位的極密度，飛躍性地改善熱軋鋼板之局部變形能力。
該T1溫度本身係由經驗而求得者。發明人等藉由實驗觀察而得知以T1溫度作為基準，可促進各鋼之沃斯田鐵域下的再結晶。
為得良好之局部變形能力，藉由T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度域中的大軋縮(第2熱軋)累積應變、或於每次軋縮使其重複再結晶係為重要。為了累積應變，該溫度域下之軋縮率合計需為50%以上。以70%以上為佳。另一方面，於軋縮率合計大於90%時，由確保溫度或過大之軋延負載的觀點來看係不佳。此外，為提高熱軋板之均質性、將延伸、局部變形能力提高至極限，以T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度域下的軋延(第2熱軋)中，至少1道次係以30%以上之軋縮率進行軋縮為佳。較佳者係40%以上。另一方面，於1道次大於70%時，有形狀不佳的疑慮。 於要求較高之加工性時，以第2熱軋步驟中最終之2道次為30%以上為佳。
為利用累積之應變的開放促進均一之再結晶，需於T1+30℃以上且在T1+200℃以下之大軋縮後，盡量減少抑制以T1℃以上且小於T1+30℃之溫度域中的軋延(第3熱軋)下之加工量。因此，將T1℃以上且小於T1+30℃之軋縮率合計設為30%以下。由板形狀之觀點來看，以10%以上之軋縮率為佳，於較重視局部變形能力時，軋縮率以0%較佳。 於T1℃以上且小於T1+30℃下之軋縮率大於預定之範圍 時，再結晶後之沃斯田鐵粒將伸展，使局部變形能力劣化。
如上述，於本實施形態之製造條件中，為改善孔膨脹性、或彎曲性等局部變形能力，藉於最後軋延中使沃斯田鐵均一且微細地再結晶，來控制熱軋製品的集合組織係為重要。
於以較前述規定之溫度域的低溫進行軋延、或使用較規定之軋縮率大的軋縮率時，沃斯田鐵之集合組織將發達。結果，於最終所得之熱軋鋼板中，將無法得到離鋼板之表面5/8~3/8的板厚範圍之板厚中央部中的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係5.0以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係4.0以下的各結晶方位中之極密度。
另一方面，於以較規定之溫度域高溫下進行軋延、或使用較規定之軋縮率小的軋縮率時，將成為粗粒化或混粒之原因，增大粒徑大於35μm之粗結晶粒的面積率、或體積平均徑。是否進行上述規定之軋延，由軋延負載、或板厚測定等，可藉由實績或計算求出軋縮率。又，溫度方面，若軋台間有溫度計的話即可實際測量、或可由線速或軋縮率等考量加工發熱等後模擬計算，故藉由任一者或兩者均可得到。
如以上地進行之熱軋係以T1℃以上的溫度結束。於結束熱軋之溫度小於T1℃時，將成為未再結晶域下的軋延，各向異性變強，故局部變形能力將顯著地劣化。
於將T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度域中令軋 縮率為30%以上的道次作為大軋縮道次時，由該大軋縮道次中的最終道次結束至於輥架間一次冷卻開始的等候時間t秒需滿足下述式3。前述最終道次後之冷卻對沃斯田鐵粒徑賦與很大的影響。換言之，對鋼板之等軸粒分率、粗粒面積率賦與很大的影響。
t≦2.5×t1………(式3)
此處，t1係以下述(式4)所求得。
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 ~0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(式4)
於等候時間t大於t1×2.5時，再結晶係已幾乎結束，且結晶粒顯著地成長，促進粗粒化，r值及延伸下降。
藉由更加限定等候時間t小於t1，可大幅地抑制結晶粒之成長。若為具有本實施形態之成分的熱軋鋼板，可控制體積平均徑為15μm以下。結果，即使再結晶未能充分地進行，仍可充分地提升鋼板之延伸，同時，可提升疲勞特性。
另一方面，藉由更加限定等候時間t為t1以上且在2.5×t1以下，即使結晶粒以體積平均徑計為例如大於15μm，再結晶化仍充分地進行，結晶方位係隨機化，故可充分地提升鋼板的延伸，同時，可大幅地提升等向性。
T1+30℃以上且在T1+200℃以下之鋼板的溫度上升過低，且於T1+30℃以上且在T1+200℃以下之範圍內，未能得到預定之軋縮率時，再結晶將受到抑制。
於極密度、rC、r30為預定之範圍後，若rL及r60分別為0.70以上且在1.10以下的話，滿足板厚/最小彎曲半徑≧ 2.0。因此，於使至開始一次冷卻之等候時間為上述之值後，以將T1+30℃以上且在T1+200℃以下的軋縮時各道次間之鋼板溫度上升控制於18℃以下為佳。
於T1+30℃以上且在T1+200℃以下之各道次間之鋼板的溫度上升為18℃以下，t滿足前述式3時，可得rL、r60為0.70以上且在1.10以下之均一的再結晶沃斯田鐵。
以一次冷卻中冷卻開始時的鋼板溫度與冷卻結束時之鋼板溫度的差即冷卻溫度變化為40℃以上且在140℃以下，且一次冷卻之冷卻結束時的鋼板溫度為T1+100℃以下為佳。藉為40℃以上可抑制沃斯田鐵粒之粗大化。於小於40℃時，未能得到該效果。另一方面，於大於140℃時，再結晶變得不充分，變得不易得到所期之隨機集合組織。又，亦不易得到對延伸有效之肥粒鐵相、或肥粒鐵相之硬度變高，使延伸、局部變形能力亦劣化。又，冷卻結束時之鋼板溫度若大於T1+100℃，未能得到充分之冷卻效果。這是因為，即使於最終道次後以適當之條件實施一次冷卻，若一次冷卻結束後之鋼板溫度大於T1+100℃，有造成結晶粒成長的疑慮，且顯著地有沃斯田鐵粒徑粗大化的疑慮之故。
關於通過最後軋延機後之冷卻模型並未特別規定。即使使用進行符合各種目的之組織控制的冷卻模型，仍可得到本發明效果。例如，於一次冷卻後，為更加抑制沃斯田鐵粒之粗大化，亦可於通過最後軋延機之最後輥架後進行二次冷卻。於一次冷卻後緊接著進行二次冷卻時，以於一次冷卻結束後之10秒以內實施為佳。於大於10秒時，將無 法得到抑制沃斯田鐵粒之粗大化的效果。
於第9圖之流程圖顯示前述本實施形態之製造方法。
如前述，以預定之條件進行第1熱軋、第2熱軋、第3熱軋、及一次冷卻，於本實施形態中係為重要。
於熱軋中，亦可於粗軋延後接合片條，連續地進行最後軋延。此時，亦可暫時將粗條捲成線圈狀，並視需要收藏於具有保溫機能的外殼內，於再回捲後進行接合。又，亦可於熱軋後進行回捲。
熱軋鋼板亦可視需要於冷卻後施行表皮輥軋(skin pass rolling)。表皮輥軋具有防止於加工成形時產生之伸張應變、或矯正形狀之效果。
於本實施形態中所得之熱軋鋼板的組織，亦可含有肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵、沃斯田鐵及碳氮化物等的化合物。但，波來鐵將使局部延性劣化，故以5%以下為佳。
另，本實施形態之熱軋鋼板不僅彎曲加工，亦可適用於彎曲、膨脹、拉伸等及以彎曲加工為主體的複合成形。
【實施例】
一面列舉本發明之實施例，一面說明本實施形態之熱軋鋼板的技術內容。第1圖~第8圖係將下述實施例圖表化者。
實施例說明使用由具有表1所示之成分組成的A到AN、及a~k的鋼並檢討後之結果。
該等鋼於鑄造後直接、或暫時冷卻至室溫後再加熱，加熱至1000℃~1300℃之溫度範圍，之後，以表2的條件施行熱軋，並以T1℃以上結束熱軋，再以表2之條件冷卻，最後作成厚度2~5mm的熱軋鋼板。
於表1顯示各鋼之化學成分，於表2顯示各製造條件與機械特性。
局部變形能力之指標，係使用孔膨脹率λ、及利用90°V字彎曲之有限彎曲半徑(板厚/最小彎曲半徑)。彎曲試驗係進行C方向彎曲與45°方向彎曲，並使用該比率作為成形性之方位依存性(等向性)的指標。拉伸試驗及彎曲試驗係分別依據JIS Z2241及Z2248(V塊90°彎曲試驗)、孔膨脹試驗係依據日本鋼鐵聯盟規格JFS T1001。極密度係使用前述之EBSP法，於與軋延方向平行之截面的5/8~3/8領域之板厚中央部中，於寬度方向上對端部起1/4之位置，以0.5μm節距測定。又，各方向之r值、體積平均徑係依據前述方法測定。
疲勞試驗係由製品板切出長度98mm、寬度38mm、最小截面部之寬度為20mm、缺口曲率半徑為30mm的平面彎曲疲勞試驗片，並直接於製品表面進行完全雙邊之平面彎曲疲勞試驗。鋼板之疲勞特性係以2×106 次的疲勞強度σW除以鋼板之拉伸強度σB的值(疲勞比σW/σB)評價。
滿足本發明之規定者係例如，如第6圖、第7圖、第8圖所示，併具有優異之孔膨脹性、彎曲性、延伸。此外，於較佳之製造條件範圍者，顯示更優異的孔膨脹率及彎曲性、等向性、疲勞特性等。
產業上之可利用性
如前述，依據本發明，不需限定主要之組織構成，除了控制結晶粒之尺寸、形態之外，藉由控制集合組織，可得局部變形能力優異、成形性之方位依存性少的熱軋鋼板。因此，本發明於鐵鋼產業中之可利用性高。
又，一般而言，因越高強度化，成形性越下降，故於高強度鋼板的情況下效果特別大。
第1圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板中{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度之平均值與板厚/最小彎曲半徑之關係的圖。
第2圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板中{332}<113>方位群的極密度與板厚/最小彎曲半徑之關係的圖。
第3圖係顯示本實施形態之粗軋延(第1熱軋)中40%以上的軋延次數與沃斯田鐵粒徑之關係的圖。
第4圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板中T1+30℃~T1+200℃的合計軋縮率與{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值之關係的圖。
第5圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板中T1+30℃~T1+200℃的合計軋縮率與{332}<113>之結晶方位的極密度之關係的圖。
第6圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板與比較鋼的強度與孔膨脹性之關係的圖。
第7圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板與比較鋼的強度與彎曲性之關係的圖。
第8圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板與比較鋼的強度與延伸之關係的圖。
第9圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板之製造方法的流程圖。

Claims (17)

  1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於其以質量%計，含有：C含量[C]係0.0001%以上且在0.40%以下之C、Si含量[Si]係0.001%以上且在2.5%以下之Si、Mn含量[Mn]係0.001%以上且在4.0%以下之Mn、P含量[P]係0.001%以上且在0.15%以下之P、S含量[S]係0.0005%以上且在0.10%以下之S、Al含量[Al]係0.001%以上且在2.0%以下之Al、N含量[N]係0.0005%以上且在0.01%以下之N、及O含量[O]係0.0005%以上且在0.01%以下之O，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成；鋼板之金屬組織中，係存在複數之結晶粒；又，作為表示離前述鋼板表面5/8~3/8之板厚範圍的板厚中央部中{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>各方位之相加平均的方位群，即{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係1.0以上且在6.5以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係1.0以上且在5.0以下；相對於軋延方向為直角方向之蘭克福特值rC係0.70以上且在1.10以下，且相對於前述軋延方向成30°之方向的蘭克福特值r30係0.70以上且在1.10以下，其中前述鋼板之前述金屬組織中的前述結晶粒中，於令前述軋延方向長度為dL、令板厚方向長度為dt時，前述軋延方向長度dL除以前述板厚方向長度dt之值 為3.0以下的前述結晶粒之比例係50%以上且在100%以下。
  2. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，進而其中前述結晶粒之體積平均徑係2μm以上且在15μm以下。
  3. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，其中前述{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係1.0以上且在5.0以下，前述{332}<113>之結晶方位的極密度係1.0以上且在4.0以下。
  4. 如申請專利範圍第3項之熱軋鋼板，其中前述鋼板之前述金屬組織中的前述結晶粒中，粒徑大於35μm之粗結晶粒的面積比例係0%以上且在10%以下。
  5. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之熱軋鋼板，其中前述軋延方向之蘭克福特值rL係0.70以上且在1.10以下，且相對於前述軋延方向成60°之方向的蘭克福特值r60係0.70以上且在1.10以下。
  6. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之熱軋鋼板，其中於前述鋼板之前述金屬組織中係存在肥粒鐵相，且前述肥粒鐵相之維克氏硬度Hv係滿足下述式1：Hv<200+30×[Si]+21×[Mn]+270×[P]+78×[Nb]1/2 +108×[Ti]1/2 …(式1)。
  7. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之熱軋鋼板，其中於以前述鋼板之前述金屬組織中相分率最高之相作為主相，並對該主相就100點處以上之點處進行硬度測定時，前述硬度之標準偏差除以前述硬度之平均值係0.2 以下。
  8. 如申請專利範圍第1至4項中任一項之熱軋鋼板，其更以質量%計，係含有下述中之1種以上：Ti含量[Ti]係0.001%以上且在0.20%以下之Ti、Nb含量[Nb]係0.001%以上且在0.20%以下之Nb、V含量[V]係0.001%以上且在1.0%以下之V、W含量[W]係0.001%以上且在1.0%以下之W、B含量[B]係0.0001%以上且在0.0050%以下之B、Mo含量[Mo]係0.001%以上且在2.0%以下之Mo、Cr含量[Cr]係0.001%以上且在2.0%以下之Cr、Cu含量[Cu]係0.001%以上且在2.0%以下之Cu、Ni含量[Ni]係0.001%以上且在2.0%以下之Ni、Co含量[Co]係0.0001%以上且在1.0%以下之Co、Sn含量[Sn]係0.0001%以上且在0.2%以下之Sn、Zr含量[Zr]係0.0001%以上且在0.2%以下之Zr、As含量[As]係0.0001%以上且在0.50%以下之As、Mg含量[Mg]係0.0001%以上且在0.010%以下之Mg、Ca含量[Ca]係0.0001%以上且在0.010%以下之Ca、及REM含量[REM]係0.0001%以上且在0.1%以下之REM。
  9. 一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於，一種將以質量%計，含有： C含量[C]係0.0001%以上且在0.40%以下之C、Si含量[Si]係0.001%以上且在2.5%以下之Si、Mn含量[Mn]係0.001%以上且在4.0%以下之Mn、P含量[P]係0.001%以上且在0.15%以下之P、S含量[S]係0.0005%以上且在0.10%以下之S、Al含量[Al]係0.001%以上且在2.0%以下之Al、N含量[N]係0.0005%以上且在0.01%以下之N、及O含量[O]係0.0005%以上且在0.01%以下之O，且剩餘部分係由鐵及不可避免的不純物所構成之鋼塊或扁鋼胚進行下述步驟：於1000℃以上且在1200℃以下的溫度範圍下，進行至少1次以上40%以上的軋縮之第1熱軋，使沃斯田鐵粒徑為200μm以下；於令下述式2中依鋼板之成分所決定的溫度作為T1℃時，於T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度範圍下，進行軋縮率合計為50%以上的第2熱軋；於T1℃以上且小於T1+30℃之溫度範圍下，進行軋縮率合計為30%以下的第3熱軋；於T1℃以上結束熱軋；及於T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度範圍下令軋縮率為30%以上之道次(pass)為大軋縮道次時，於輥架間進行一次冷卻，以使由前述大軋縮道次中之最終道次結束至冷卻開始的等候時間t秒滿足下述式3：T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40 ×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]‧‧‧(式2) t≦t1×2.5‧‧‧(式3)此處，t1係以下述式4表示：t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1‧‧‧(式4)此處，Tf係前述最終道次結束時之前述鋼板的溫度(℃)，P1係前述最終道次中之軋縮率(%)。
  10. 如申請專利範圍第9項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述等候時間t秒更滿足下述式5：t<t1‧‧‧(式5)。
  11. 如申請專利範圍第9項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述等候時間t秒更滿足下述式6：t1≦t≦t1×2.5‧‧‧(式6)。
  12. 如申請專利範圍第9至11項中任一項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述一次冷卻中冷卻開始時之鋼板溫度與冷卻結束時之鋼板溫度的差，即冷卻溫度變化係40℃以上且在140℃以下，且前述一次冷卻之前述冷卻結束時的前述鋼板溫度係T1+100℃以下。
  13. 如申請專利範圍第9至11項中任一項之熱軋鋼板之製造方法，其中於T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度範圍下的前述第2熱軋中，進行至少1次以上1道次軋縮率為30%以上之軋縮。
  14. 如申請專利範圍第9至11項中任一項之熱軋鋼板之製造方法，其中於前述第1熱軋中，進行至少2次以上軋縮率 為40%以上之軋縮，使沃斯田鐵粒徑係100μm以下。
  15. 如申請專利範圍第9至11項中任一項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述一次冷卻結束後，於10秒以內通過最終輥架後開始二次冷卻。
  16. 如申請專利範圍第9至11項中任一項之熱軋鋼板之製造方法，其中於前述第2熱軋中，係令各道次間之鋼板的溫度上升為18℃以下。
  17. 如申請專利範圍第9至11項中任一項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述鋼塊或前述扁鋼胚更以質量%計，含有選自於下述中之1種以上：Ti含量[Ti]係0.001%以上且在0.20%以下之Ti、Nb含量[Nb]係0.001%以上且在0.20%以下之Nb、V含量[V]係0.001%以上且在1.0%以下之V、W含量[W]係0.001%以上且在1.0%以下之W、B含量[B]係0.0001%以上且在0.0050%以下之B、Mo含量[Mo]係0.001%以上且在2.0%以下之Mo、Cr含量[Cr]係0.001%以上且在2.0%以下之Cr、Cu含量[Cu]係0.001%以上且在2.0%以下之Cu、Ni含量[Ni]係0.001%以上且在2.0%以下之Ni、Co含量[Co]係0.0001%以上且在1.0%以下之Co、Sn含量[Sn]係0.0001%以上且在0.2%以下之Sn、Zr含量[Zr]係0.0001%以上且在0.2%以下之Zr、As含量[As]係0.0001%以上且在0.50%以下之As、Mg含量[Mg]係0.0001%以上且在0.010%以下之 Mg、Ca含量[Ca]係0.0001%以上且在0.010%以下之Ca、及REM含量[REM]係0.0001%以上且在0.1%以下之REM。
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Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2806626C (en) * 2010-07-28 2016-04-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, galvanized steel sheet, and methods of manufacturing the same
CN103459646B (zh) 2011-04-13 2015-07-29 新日铁住金株式会社 局部变形能力优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
PL2700728T3 (pl) * 2011-04-21 2018-03-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na zimno o wysokiej wytrzymałości, wysoce jednorodnej rozciągliwości i doskonałej podatności na powiększanie otworu oraz sposób jej wytwarzania
US9567658B2 (en) 2011-05-25 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet
RU2587003C2 (ru) 2012-01-05 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист и способ его изготовления
JP6023563B2 (ja) * 2012-11-19 2016-11-09 アイシン精機株式会社 ロール成形方法およびロール成形装置
US10329637B2 (en) * 2014-04-23 2019-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Heat-rolled steel plate for tailored rolled blank, tailored rolled blank, and methods for producing these
CN104120358B (zh) * 2014-07-03 2016-08-17 西南石油大学 一种含微量锡元素、高强度、耐腐蚀和易成型的超低碳钢及其制备方法
CN105132827B (zh) * 2015-09-09 2017-03-29 南京工程学院 一种用于获得超微细复合尺度碳化物的高热强性锻钢材料
WO2017169941A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
WO2018073115A1 (en) * 2016-10-17 2018-04-26 Tata Steel Ijmuiden B.V. Steel for painted parts
CN108611568A (zh) * 2016-12-12 2018-10-02 上海梅山钢铁股份有限公司 抗拉强度400MPa级高扩孔热轧钢板及其制造方法
US12060631B2 (en) 2018-11-28 2024-08-13 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
KR102473857B1 (ko) 2018-11-28 2022-12-05 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
CN110851964A (zh) * 2019-10-28 2020-02-28 上海思致汽车工程技术有限公司 一种钢板fld0确定方法
MX2022007349A (es) 2019-12-23 2022-07-19 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente.
EP4108792A4 (en) 2020-02-20 2023-07-19 Nippon Steel Corporation HOT ROLLED STEEL SHEET
WO2021230150A1 (ja) * 2020-05-13 2021-11-18 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
US20230091784A1 (en) * 2020-05-13 2023-03-23 Nippon Steel Corporation Hot-stamping formed body
CN115917030B (zh) * 2020-09-30 2024-05-31 日本制铁株式会社 高强度钢板
CN112662953B (zh) * 2020-11-09 2022-03-04 刘祖瑜 一种耐高温抗氧化腐蚀的内胎及含该内胎的铜模及制备
RU2768396C1 (ru) * 2020-12-28 2022-03-24 Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") Способ производства горячекатаного хладостойкого проката

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007231347A (ja) * 2006-02-28 2007-09-13 Kobe Steel Ltd 伸線加工性に優れた線材およびその製造方法
JP2009249733A (ja) * 2008-04-10 2009-10-29 Nippon Steel Corp 時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法
JP2010053387A (ja) * 2008-08-27 2010-03-11 Jfe Steel Corp プレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5304259A (en) 1990-12-28 1994-04-19 Nisshin Steel Co., Ltd. Chromium containing high strength steel sheet excellent in corrosion resistance and workability
JPH05271758A (ja) 1992-03-25 1993-10-19 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性のすぐれた高強度熱延鋼板の製造方法
JP2000119804A (ja) 1998-10-16 2000-04-25 Nippon Steel Corp 深絞り性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP2000144314A (ja) 1998-11-02 2000-05-26 Nippon Steel Corp 角筒絞り性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
EP1327695B1 (en) 2000-09-21 2013-03-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate excellent in shape freezing property and method for production thereof
JP4028719B2 (ja) * 2001-11-26 2007-12-26 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2007291514A (ja) * 2006-03-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板、面内異方性が小さい冷延鋼板およびそれらの製造方法
JP5228447B2 (ja) 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5037413B2 (ja) * 2007-04-19 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 低降伏比高ヤング率鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板、及び、鋼管、並びに、それらの製造方法
JP5212126B2 (ja) 2008-04-10 2013-06-19 新日鐵住金株式会社 深絞り性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP5068689B2 (ja) * 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
JP5370016B2 (ja) 2008-09-11 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5338525B2 (ja) * 2009-07-02 2013-11-13 新日鐵住金株式会社 バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法
CA2806626C (en) 2010-07-28 2016-04-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, galvanized steel sheet, and methods of manufacturing the same

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007231347A (ja) * 2006-02-28 2007-09-13 Kobe Steel Ltd 伸線加工性に優れた線材およびその製造方法
JP2009249733A (ja) * 2008-04-10 2009-10-29 Nippon Steel Corp 時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法
JP2010053387A (ja) * 2008-08-27 2010-03-11 Jfe Steel Corp プレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
ES2637662T3 (es) 2017-10-16
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KR101532156B1 (ko) 2015-06-26
WO2012121219A1 (ja) 2012-09-13
JP5413536B2 (ja) 2014-02-12
PL2682492T3 (pl) 2017-10-31
EP2682492A4 (en) 2015-03-04
CA2827065C (en) 2016-01-26
CN103403208B (zh) 2015-11-25
CN103403208A (zh) 2013-11-20
EP2682492A1 (en) 2014-01-08
KR20130121962A (ko) 2013-11-06

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