TWI475115B - Hot rolled steel sheet and method of manufacturing the same - Google Patents

Description

熱軋鋼板及其製造方法 發明領域

本發明係有關於一種電塗裝後之耐蝕性、疲勞特性及彎曲加工性優異且拉伸強度720MPa以上的熱軋鋼板及其製造方法。本發明尤其有關於一種除了適合作為施行電塗裝的汽車或卡車之架構或機械構件、吊臂、車輪等以外，還適合作為建材及產業機械等素材的熱軋鋼板及其製造方法。本申請係依據已於2012年9月27日在日本提出申請之特願2012-213728號主張優先權，並於此引用其內容。

發明背景

於汽車及卡車之底盤或車輪等構件多使用熱軋鋼板，並要求彎曲加工性及優異的疲勞耐久性。

作為使熱軋鋼板之成形性及疲勞特性提升之方法，如專利文獻1~3顯示已揭示有一種製成所謂的Dual Phase(雙相)鋼之方法，即，使含有硬質的麻田散鐵之組織分散至軟質的肥粒鐵主體之金屬組織中。在該等方法中，其特徵在於：在熱軋步驟之最後軋延後的冷卻中，添加具有促進肥粒鐵形成之效果的Si或Al等合金元素。

然而，若在實際操作線上製造如專利文獻1~3 記載之鋼，有時無法穩定地獲得良好的彎曲疲勞特性。此外，有關已添加Si之鋼，具有下述問題點：有時無法確保施行電塗裝後的塗裝耐蝕性(以下亦僅稱為「塗裝耐蝕性」、「塗裝後耐蝕性」)；或因鋼板之表面粗度增大，因而有時無法獲得如期的彎曲疲勞特性。

此外，使用於汽車及卡車之底盤或車輪的鋼板會合併要求打孔部之疲勞特性。此乃因為藉由剪床或打孔衝床打孔之端面的粗度多大於鋼板表面之粗度，使得打孔端面成為疲勞龜裂之優先產生位置之故。

作為解決上述課題之方法，例如專利文獻4、5中揭示出一種經防止打孔端面損傷的高強度熱軋鋼板。

又，專利文獻6、7中揭示出一種缺口疲勞強度優異的鋼板。該等鋼板係以肥粒鐵及變韌鐵作為主要組織者。

又，專利文獻8中揭示出一方法，係以肥粒鐵為主相之金屬組織作為基材，以活用合金碳化物之析出強化並且圖謀高強度化，另一方面藉由製成使麻田散鐵及殘留沃斯田鐵分散適當量之組織形態，而大幅減輕打孔破斷面之粗度並顯著抑制來自打孔部的疲勞龜裂產生。

此外，專利文獻9中提示出一種鋼板，係以肥粒鐵相作為主相之金屬組織，藉由麻田散鐵及變韌鐵組織圖謀高強度化，而具優異的塗裝密著性及打孔疲勞特性。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：特開平10-280096號公報

專利文獻2：特開2007-321201號公報

專利文獻3：特開2007-9322號公報

專利文獻4：特開2005-298924號公報

專利文獻5：特開2008-266726號公報

專利文獻6：特開平05-179346號公報

專利文獻7：特開2002-317246號公報

專利文獻8：特願2010-159672號公報

專利文獻9：特開2012-021192號公報

發明概要

然而，在專利文獻4、5記載之鋼板的情況下，利用該等方法的打孔端面之粗度改善在改善疲勞特性上不夠充分，又有時還無法獲得塗裝耐蝕性。

又，在專利文獻6、7記載之鋼板的情況下，有時彎曲疲勞特性或塗裝後耐蝕性為劣級，此外因降伏比較高故具有擴展成形性未必充分之問題。

此外在專利文獻8記載之鋼板的情況下，有時原板及打孔部的彎曲疲勞耐久限度低時，若進一步於酸洗後進行電塗裝，則未必可獲得良好的塗裝後耐蝕性。又，一旦進行彎曲加工或引伸與彎曲之複合成形加工，即可能產生破裂或該等成形後之構件的疲勞特性降低。

又，專利文獻9在以改善黑皮材之塗裝密著性為主要目的，而於鋼板附加引伸加工等嚴苛的加工的情況 下，可能產生鏽皮剝離或破裂，且母材之彎曲疲勞性亦有問題。

由上述理由，在成形性優異的高強度熱軋鋼板中，係期望可確保電塗裝後之耐蝕性且母材之彎曲疲勞特性及打孔部之疲勞特性優異的技術開發。尤其，酸洗板亦多會施行彎曲等加工使用，彎曲加工性相當重要。

本發明係有鑑於上述問題所進行者，其目的在於提供一種熱軋鋼板及其製造方法，該熱軋鋼板係即便在對最大拉伸強度720MPa以上之高強度熱軋鋼板施有電塗裝之情況下，仍可獲得良好的耐蝕性以及母材之疲勞特性與打孔部之疲勞特性，並且具備良好的彎曲加工性者。

本發明人等首先集中以可期待構件之大幅輕量化且最大拉伸強度720MPa以上的熱軋鋼板為對象，針對用以縮小打孔端面之粗度的方法進行研討。其結果發現，以肥粒鐵為主相之金屬組織作為基材，以活用以TiC、NbC為代表之合金碳化物的析出強化並且圖謀高強度化，另一方面藉由製成使麻田散鐵及殘留沃斯田鐵分散適當量的組織形態，可大幅減輕打孔破斷面之粗度並顯著抑制來自打孔部的疲勞龜裂產生。又，確認利用合金碳化物之析出強化仍可確保Dual Phase鋼所有之優異的擴展成形性。

為了獲得如上述以肥粒鐵為主相之金屬組織，使含有適當量之Si、Al、Mn量相當有效。然而，評估熱軋鋼板之電塗裝後的耐蝕性之結果發現，有時耐蝕性會成劣 級。發明人等調查其原因結果確認係存在於母材表層部且含有Si、Al、Mn、Fe中之1種或2種以上的網目狀氧化物對電塗裝後之耐蝕性波及影響。而且發現，在該等情況下藉由使Si、Al、Mn之量比最佳化，存在得以獲得良好的耐蝕性的條件。

此外，本發明人等為了明示在含有Si、Al、Mn之Dual Phase鋼中時常會觀察到的疲勞特性之劣化原因，詳細進行金屬組織之觀察。其結果如圖1所示，發現在母材1之表面1a之正下方(表層部)若存在含有Si、Al、Mn、Fe中之1種或2種以上的網目狀氧化物2，則其氧化物2會成為疲勞破壞之起點而使疲勞特性降低。而，圖1係顯示出母材1之表面1a附著有黑皮(鏽皮)3的附鏽皮之熱軋鋼板之狀態。於母材1之表層部(從母材1之表面1a起朝向母材1內部的預定範圍區域)沿著母材1之結晶粒界析出含有Si、Al、Mn、Fe中之1種或2種以上的網目狀氧化物2。在本發明中，如上述在母材1之表層部沿著母材1之結晶粒界析出且含有Si、Al、Mn、Fe中之1種或2種以上的氧化物2稱為「網目狀氧化物」。

此外，本發明人等使用進行已酸洗除去鏽皮的熱軋鋼板，針對彎曲加工性劣化之原因進行調查。其結果發現，鋼板表層部一旦殘留有過剩的含有Si、Al、Mn、Fe中之1種或2種以上的網目狀氧化物，彎曲性即會劣化。該原因尚不確定，但認為是因為粒界存在氧化物而使粒界強度降低，其部分在彎曲試驗時成為龜裂產生起點。

本發明人等針對抑制該含有Si、Al、Mn、Fe中之1種或2種以上的網目狀氧化物之形成的方法進行精闢研討。其結果發現，藉由使Mn、Al、Si、Ti、Nb等之添加量最佳化並且控制熱軋延時鋼板表面的載水(鋼板表面存在有水)、軋延條件及冷卻條件，可抑制該氧化物之形成。

本發明人等依上述各實驗結果為依據進行精闢研討。然後發現，使以經析出強化之肥粒鐵作為主體的金屬組織含有麻田散鐵及殘留沃斯田鐵，並進一步將合金元素之添加量最佳化，藉此可抑制網目狀地存在於母材表層部且含有Si、Al、Mn、Fe中之1種或2種以上的氧化物之形成。其結果完成一拉伸強度720MPa以上的高強度熱軋鋼板，其可確保良好的彎曲成形性、引伸彎曲加工性及擴展成形性，並且可獲得打孔部之疲勞特性優異且穩定的彎曲疲勞特性，此外電塗裝後之耐蝕性佳。即，本發明之主旨如下。

[1]一種熱軋鋼板，以質量%計：C：0.05~0.15%、Si：0~0.2%、Al：0.5~3.0%、Mn：1.2~2.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.007%以下、Ti：0.03~0.10%、 Nb：0.008~0.06%、V：0~0.12%、Cr、Cu、Ni、Mo之1種或2種以上：合計0~2.0%、B：0~0.005%、及Ca、Mg、La、Ce之1種或2種以上：合計0~0.01%；且，Si及Al之合計量：0.8×(Mn-1)%以上，Ti及Nb之合計量：0.04~0.14%，殘餘部分為Fe及雜質，鋼組織中，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之面積率合計為3~20%，肥粒鐵之面積率為50~96%，波來鐵之面積率在3%以下；在表層部，網目狀氧化物存在區域的板厚方向厚度低於0.5μ m，且最大拉伸強度在720MPa以上。

[2]如[1]記載之熱軋鋼板，其中含Ti之合金碳化物及含Nb之合金碳化物的平均粒徑在10nm以下。

[3]如[1]或[2]記載之熱軋鋼板，其降伏比在0.82以下。

[4]如[1]~[4]中任一項記載之熱軋鋼板，其以質量%計Si：0.001~0.2%。

[5]如[1]~[4]中任一項記載之熱軋鋼板，其以質量%計V：0.01~0.12%。

[6]如[1]~[5]中任一項記載之熱軋鋼板，其以質量%計，Cr、Cu、Ni、Mo之1種或2種以上：合計0.02~2.0%。

[7]如[1]~[6]中任一項記載之熱軋鋼板，其以質 量%計B：0.0003~0.005%。

[8]如[1]~[7]中任一項記載之熱軋鋼板，其以質量%計，Ca、Mg、La、Ce中之1種或2種以上：合計0.0003~0.01%。

[9]如[1]~[8]中任一項記載之熱軋鋼板，其表面施有鍍層或合金化鍍層。

[10]一種熱軋鋼板之製造方法，係將鋼胚加熱並依序進行粗軋延及最後軋延，且進行前述最後軋延前之去鏽後至前述最後軋延結束之間，以鋼板表面上無水之狀態保持3s以上，並令前述最後軋延之結束溫度在850℃以上，進行下述冷卻後，在530℃以下進行捲取：最後軋延之結束溫度~Ar₃ 溫度間的平均冷卻速度在25℃/s以上，Ar₃ 溫度~730℃間的平均冷卻速度在30℃/s以上，730℃~670℃間的平均冷卻速度在12℃/s以下，670~550℃間的平均冷卻速度在20℃/s以上；其中，前述鋼胚以質量%計如下：C：0.05~0.15%、Si：0~0.2%、Al：0.5~3.0%、Mn：1.2~2.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.007%以下、Ti：0.03~0.10%、 Nb：0.008~0.06%、V：0~0.12%、Cr、Cu、Ni、Mo之1種或2種以上：合計0~2.0%、B：0~0.005%、及Ca、Mg、La、Ce之1種或2種以上：合計0~0.01%；且，Si及Al之合計量：0.8×(Mn-1)%以上，Ti及Nb之合計量：0.04~0.14%，殘餘部分為Fe及雜質。

[11]一種熱軋鋼板之製造方法，其係將以如[10]記載之方法獲得之熱軋鋼板酸洗後，加熱至800℃以下，並使其浸漬於鍍浴中。

[12]如[11]記載之熱軋鋼板之製造方法，其進一步進行鍍層之合金化處理。

本發明之熱軋鋼板，藉由上述構成可獲得優異的彎曲成形性、塗裝耐蝕性、母材之彎曲疲勞特性及打孔部之疲勞特性。習知鋼板係設定為已預計腐蝕耗損量的零件板厚。相對地，本發明之熱軋鋼板由可獲得優異的塗裝耐蝕性一點，可減薄零件之板厚，可達到汽車或卡車等的輕量化。又，習知鋼板即便施有高強度化，打孔部的疲勞強度仍幾乎未改善。相對地，本發明之熱軋鋼板由具備優異的母材之彎曲疲勞特性及打孔部之疲勞特性一點，極度適合構件的輕量化。

又，依據本發明之製造方法，藉由將合金元素之 添加量最佳化並且控制熱軋延時之條件，可製造出具優異的彎曲加工性及電塗裝後之耐蝕性且疲勞耐久性佳的最大拉伸強度720MPa以上之熱軋鋼板。

1‧‧‧母材

1a‧‧‧表面

2‧‧‧網目狀氧化物

3‧‧‧黑皮(鏽皮)

圖1係含有Si、Al、Mn之Dual Phase鋼板的表層部周邊之顯微鏡照片。而，在圖1中係顯示母材表面附著有黑皮(鏽皮)之附鏽皮之熱軋鋼板的狀態。

用以實施發明之形態

以下針對本發明之熱軋鋼板及其製造方法之一實施形態詳細說明。而，本實施形態係為了可更理解本發明之熱軋鋼板及其製造方法之主旨而詳細說明者，並非限定本發明。

[熱軋鋼板]

本發明之實施形態相關的熱軋鋼板以質量%計：C：0.05~0.15%、Si：0~0.2%、Al：0.5~3.0%、Mn：1.2~2.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.007%以下、Ti：0.03~0.10%、Nb：0.008~0.06%、 V：0~0.12%、Cr、Cu、Ni、Mo之1種或2種以上：合計0~2.0%、B：0~0.005%、及Ca、Mg、La、Ce之1種或2種以上：合計0~0.01%；且，Si及Al之合計量：0.8×(Mn-1)%以上，Ti及Nb之合計量：0.04~0.14%，殘餘部分為Fe及雜質；鋼組織中，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之面積率合計為3~20%，肥粒鐵之面積率為50~96%，波來鐵之面積率在3%以下；在表層部，網目狀氧化物存在區域的板厚方向厚度低於0.5μ m，最大拉伸強度在720MPa以上。

以下，就限定本實施形態之鋼材成分的理由加以說明。

<鋼成分>

就本發明之熱軋鋼板的鋼成分加以說明。而，關於鋼成分的%之表記在未特別聲明的情況下係表示質量%。

「C：碳」0.05~0.15%

在本發明中，C係用以組織控制使用。C含量若低於0.05%，將難以確保麻田散鐵及殘留沃斯田鐵以面積率合計在3%以上。又，C含量一旦超過0.15%，即會出現波來鐵組織，使打孔部之疲勞特性降低。因此，在本發明中將C之適當範圍限定在0.05~0.15%之範圍。而，C量之下限定為0.055%為佳，以0.06%較佳。又，C量之上限定為0.14%為佳，以0.13%較佳。

「Si：矽」0~0.2%

在本發明中，Si之含有非必須，惟藉由含有Si可使肥粒鐵分率增加。但，Si含量一旦超過0.2%，則表層部之網目狀氧化物會增加而無法緻密地形成在電塗裝步驟中之化成處理形成的磷酸鋅結晶(電塗裝底皮膜)。其結果在電塗裝後，鋼板及塗料之密著性變差，難以確保電塗裝後之耐蝕性。又，在熱軋步驟中於表層部形成多量的Si-Mn氧化物，使疲勞特性及彎曲加工性劣化。因此，將其適當範圍定在0.2%以下。Si含量定在0.18%以下為佳，在0.15%以下較佳。Si含量之下限無特別限定，惟若低於0.001%，製造成本即增大，故在0.001%以上為佳。

「Al：鋁」0.5~3.0%

Al與Si同樣係使肥粒鐵分率增加之元素。Al含量一旦低於0.5%，即無法確保肥粒鐵分率，且無法確保強度、成形性及打孔端面之疲勞特性。另一方面，Al含量一旦超過3.0%，便會在表層部形成多量的含有Al及Mn之氧化物，使疲勞特性及彎曲加工性劣化，因此將其適當範圍定為0.5~3.0%。而，Al量之下限定為0.6%為佳。又，Al量之上限定為2.0%為佳，以1.5%較佳。

「Mn：錳」1.2~2.5%

Mn係用以組織控制及強度調整而使用。Mn含量一旦低於1.2%，即難以確保麻田散鐵及殘留沃斯田鐵以面積率合計在3%以上，而使打孔部之疲勞特性降低。另一方面，Mn含量一旦超過2.5%，即難以確保肥粒鐵以面積率計在50% 以上，而使打孔部之疲勞特性降低，並且網目狀氧化物之厚度增加，使彎曲疲勞特性降低。因此，將其適當範圍限定於1.2~2.5%。而，Mn含量之下限定為1.3%為佳，以1.5%較佳。又，有關Mn含量之上限以定為2.4%為佳，且在2.3%以下為較佳範圍。

「P：磷」0.1%以下

P可用以鋼之強度確保而使用。然而，一旦含有超過0.1%，打孔端面之粗度即增大而使打孔部之疲勞特性降低，因此將P之適當範圍定在0.1%以下。P含量之下限無特別限定，可為0%，但若低於0.001%，製造成本即增大，因此以0.001%為實質的下限。而，P含量定在0.05%以下為佳，在0.03%以下較佳。

「S：硫」0.01%以下

S係影響母材之疲勞特性的元素。然而，一旦含有S超過0.01%，打孔破斷面之粗度即增大而無法獲得良好的打孔部疲勞特性，因此將其適當範圍定在0.01%以下。又，S含量之下限無特別限定，可為0%，但若低於0.0002%，製造成本即增大，因此以0.0002%為實質的下限。而，S含量定在0.006%以下為佳，在0.003%以下較佳。

「N：氮」0.007%以下

N含量一旦超過0.007%，即會形成粗大的Ti-Nb系氮化物而抑制Ti及Nb之合金碳化物的形成，因而無法獲得最大拉伸強度720MPa以上。因此，將其上限限制為0.007%。又，N含量之下限無特別限定，可為0%，但若低於0.0003%，製 造成本即增大，因此以0.0003%為實質的下限。而，N含量定在0.006%以下為佳，在0.005%以下較佳。

「Ti：鈦」0.03~0.10%

Ti係用以鋼之析出強化而使用。又，具有抑制熱軋步驟中形成於表層部之網目狀氧化物的形成之效果。然而，Ti含量一旦低於0.03%，即無抑制網目狀氧化物之效果，又難以確保以拉伸強度計在720MPa以上。又，一旦超過0.10%，效果即飽和並且打孔部之粗度增大，而使打孔部疲勞特性降低，此外降伏比YR會增加，使成形性降低。因此，將其適當範圍限定於0.03~0.10%。而，Ti含量之下限定為0.04%為佳，以0.05%較佳。又，Ti含量之上限定為0.09%為佳，以0.08%較佳。

「Nb：鈮」0.008~0.06%

Nb係用以組織控制及鋼之析出強化而使用。又，具有抑制熱軋步驟中形成於表層部之網目狀氧化物的形成之效果。然而，Nb含量一旦低於0.008%，即無其效果；又一旦超過0.06%，打孔部之粗度即增大而使打孔部疲勞特性降低。因此，將其適當範圍限定於0.008~0.06%。而，Nb含量之下限定為0.009%為佳，以0.10%較佳。又，Nb含量之上限定為0.055%為佳，以0.05%較佳。

「Si+Al之合計量」

Si及Al皆係使肥粒鐵分率增加之元素。藉由以合計量計含有0.8×(Mn-1)質量%以上之Si及Al，可確保以面積率計50%以上的肥粒鐵，並可獲得良好的打孔部之彎曲疲勞特 性。此外，藉由使Si及Al之合計量適當，可使形成於表層部之網目狀氧化物存在的板厚方向之深度適當化，並可改善鋼板之彎曲疲勞特性。Si+Al之合計量上限無特別限定，惟Si及Al之合計量一旦超過3.0%，韌性即會降低，因此在3.0%以下為宜。

「Ti+Nb之合計量」

Ti及Nb係用以形成適當尺寸的合金碳化物以使鋼高強度化而使用。然而，Ti及Nb之合計量一旦低於0.04%，即難以確保最大拉伸強度在720MPa以上。另一方面，Ti及Nb之合計量一旦超過0.14%，打孔部之粗度即增大而使打孔部之疲勞特性降低。因此，將Ti+Nb之合計量的適當範圍限定在0.04~0.14%。

在本實施形態中，作為鋼成分除上述各元素以外，更可選擇性地含有以下顯示之元素。

「V：釩」0~0.12%

在本發明中，V之含有非必須，而V可用以鋼之強度調整來使用。V含量一旦低於0.01%，即無其效果，因此在含有V時，V含量宜在0.01%以上。另一方面，V含量一旦超過0.12%，即有打孔端面粗度增大而使打孔部之疲勞特性降低之虞。因此，V含量定在0.12%以下。

「Cr、Cu、Ni、Mo之1種或2種以上：合計0~2.0%」

在本發明中，Cr、Cu、Ni、Mo之含有非必須，而Cr、Cu、Ni、Mo可用以鋼之組織控制來使用。該等元素之1種或2種以上的合計含量一旦低於0.02%，即無伴隨添加之上 述效果，因此在含有該等元素之1種或2種以上時，合計含量宜在0.02%以上。另一方面，該等之合計含量一旦超過2.0%，塗裝耐蝕性即降低。因此，將該等元素之合計含量的適當範圍定在2.0%以下。

「B：硼」0~0.005%

在本發明中，B之含有非必須，而B可用以鋼板之組織控制來使用。B含量一旦低於0.0003，即無法顯現其效果，因此在含有B時，B含量宜在0.0003%以上。另一方面，B含量一旦超過0.005%，即難以確保肥粒鐵在50%以上，而有彎曲疲勞特性降低之虞。因此，B含量定在0.005%以下。

「Ca、Mg、La、Ce之1種或2種以上：合計o~0.01%」

在本發明中，Ca、Mg、La、Ce之含有非必須，而Ca、Mg、La、Ce可用以鋼之脫氧來使用。該等元素之1種或2種以上的合計量一旦低於0.0003%，即無其效果，因此在含有該等元素時，合計含量宜在0.0003%以上。另一方面，一旦超過0.01%，疲勞特性即降低。因此，將該等元素之合計含量的適當範圍定在0.01%以下。

本發明之熱軋鋼板的鋼成分中，上述元素以外的殘餘部分為Fe及雜質。作為雜質，係礦石或廢料等含於原材料中者，可舉例在製造步驟中所含者，無特別限定，可在不損害本發明之作用效果的範圍內適當含有各種元素。

<鋼組織>

「麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之合計面積率」

麻田散鐵及殘留沃斯田鐵具有在打孔部之局部變形區域中促進延性破壞，且就其結果而言在析出強化鋼中仍可使打孔端面之粗度平滑化之效果。即，在以使打孔部之疲勞特性提升為目的之本發明中為重要的參數。又，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵亦具有提高擴展成形性及延性之效果。

麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之合計面積率一旦低於3%，即無法顯現其等效果。另一方面，一旦超過20%，打孔端面粗度有再度增加之傾向。因此，將麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之合計面積率的適當範圍限定為3~20%。麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之合計面積率在5%以上為佳，在7%以上較佳。又，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之合計面積率在18%以下為佳，在15%以下較佳。

而，麻田散鐵即便係經回火之麻田散鐵，仍具有將打孔端面平滑化之效果。麻田散鐵包含所謂的新麻田散鐵及經回火之麻田散鐵兩者。

在此，比較麻田散鐵及殘留沃斯田鐵時，減低打孔端面之粗度的效果以殘留沃斯田鐵略為較大，由此一點以含有一定量的殘留沃斯田鐵為佳。殘留沃斯田鐵之面積率一旦低於1%，其效果將不明確；另一方面，一旦超過6%，即會引起母材疲勞特性之降低，因此殘留沃斯田鐵之面積率以1~6%為佳。

「肥粒鐵之面積率」

為了確保麻田散鐵或殘留沃斯田鐵貢獻於母材之疲勞特性提升以及貢獻於打孔端面之粗度改善，肥粒鐵必須以 適當的面積率含有。肥粒鐵之面積率一旦低於50%，即難以使麻田散鐵或殘留沃斯田鐵為如上述之適當量，而使打孔部疲勞特性降低。另一方面，肥粒鐵之面積率超過96%之情況亦會使打孔端面之粗度增大而降低打孔部之彎曲疲勞特性。因此，將肥粒鐵之面積率的適當範圍限定為50~96%。肥粒鐵分率在70%以上為佳，且在75%以上為較佳下限。又，肥粒鐵之面積率在93%以下為佳，在90%以下較佳。

而，在此肥粒鐵可為「鋼之變韌鐵照片集-1」日本鐵鋼協會(1992年)p.4中記載之多角肥粒鐵(αp)、擬多角肥粒鐵(αq)、及粒狀變韌肥粒鐵(αB)中任一者。

「波來鐵之面積率」

波來鐵會使打孔部之粗度增大。面積率一旦超過3%，即有打孔部之彎曲疲勞特性降低且拉伸強度亦降低之傾向看來，將其適當範圍限定在3%以下。波來鐵量愈少愈佳，且下限為0%。

在本發明中，波來鐵包含波來鐵及疑似波來鐵。

而，在本發明之熱軋鋼板中，金屬組織之殘餘部分亦可為變韌鐵。在此，上述「鋼之變韌鐵照片集-1」日本鐵鋼協會(1992年)p.4中記載之變韌肥粒鐵(α°B)被區分成變韌鐵。

肥粒鐵、變韌鐵、波來鐵、麻田散鐵之面積率可使用藉由光學顯微鏡或掃描電子顯微鏡(SEM)所拍攝的組織照片，以點計法或圖像解析進行測定。粒狀變韌肥粒鐵(αB)與變韌肥粒鐵(α°B)之判別係進行利用SEM及穿射電子 顯微鏡(TEM)之組織觀察，以參考文獻1為依據進行判別。殘留沃斯田鐵之分率係藉由X射線繞射法進行測定。

<表層部之網目狀氧化物>

在鋼板之表層部中形成於熱軋步驟中且含有Si、Al、Mn及Fe中之1種或2種以上的網目狀氧化物會使彎曲疲勞特性及塗裝後的耐蝕性劣化。該網目狀氧化物存在區域在板厚方向的厚度(深度)若在0.5μ m以上，彎曲加工性、彎曲疲勞特性及塗裝後的耐蝕性即會降低，由此點將其適當範圍限定在0.5μ m以下。而，會影響彎曲加工性及彎曲疲勞特性的氧化物係在熱軋步驟中形成於母材表面附近之結晶粒界的網目狀氧化物，且不含精鍊‧鑄造步驟中所形成一樣分散在鋼中的氧化物。又，內部氧化物(析出於結晶粒內部的氧化物)係粒狀形態者亦存在於表層部，但與析出於母材之結晶粒界的網目狀形態者相較下對彎曲加工性及彎曲疲勞特性所波及之影響較小。所以，在本發明中針對粒狀的內部氧化物並無特別限定，而針對形成於表層部之結晶粒界的網目狀氧化物加以限定。

<含Ti之合金碳化物及含Nb之合金碳化物的平均粒徑>

含Ti之合金碳化物及含Nb之合金碳化物係貢獻於析出強化之析出物。然而，其平均粒徑一旦超過10nm，即難以確保最大拉伸強度在720MPa以上，因此宜將其適當範圍限制在10nm以下。而，上述合金碳化物中即便含有少量的N、V、Mo對析出強化之效果亦無任何變化。含Ti之合金碳化 物除Ti及C以外，亦可含有N、V、Mo。同樣地含Nb之合金碳化物除Nb及C以外，亦可含有N、V、Mo。又，Ti及Nb兩者及C以外，亦可含有N、V、Mo。

而，含Ti之合金碳化物及含Nb之合金碳化物的粒徑係針對藉由電解研磨或離子研磨而薄膜化之試樣，以TEM觀察鋼中之析出物或以TEM觀察經電解萃取之殘渣，以100個以上之合金碳化物的圓有效粒徑而算出。

<鋼板之最大拉伸強度>

在本發明中，鋼板之最大拉伸強度一旦低於720MPa，構件之輕量化效果即縮小，由此點將其範圍定在720MPa以上。

<降伏比：0.82以下>

為了適用於要求疲勞特性之汽車或卡車的構件，必須具有優異的拉伸、擴展成形性或彎曲加工性。以YP/TS(YP：降伏應力、TS：拉伸強度)定義之降伏比YR一旦超過0.82，有時在成形中會產生破斷或破裂而無法成形構件，因此降伏比在0.82以下為佳。

[高強度熱軋鋼板之製造方法]

接下來，針對製造本發明之熱軋鋼板的方法加以説明。本發明之製造方法係將由上述成分組成所構成之鋼胚加熱並依序進行粗軋延、最後軋延，在進行前述最後軋延前之去鏽後起算至前述最後軋延之結束為止之間，將鋼板表面上保持無水(板上水)狀態3s以上，進行下述冷卻：前述最後軋延之結束溫度定在850℃以上，最後軋延之結束溫度 ~Ar₃ 溫度間的平均冷卻速度在25℃/s以上，Ar₃ ~730℃間的平均冷卻速度在30℃/s以上，730℃~670℃間的平均冷卻速度在12℃/s以下，670~550℃間的平均冷卻速度在20℃/s以上，並在530℃以下進行捲取之方法。

首先，將由上述成分組成所構成之鋼胚加熱，其後依序進行粗軋延、及最後軋延。此時，鋼胚之加熱條件、及粗軋延之條件無特別限定，可採用自習知即使用之各條件。

在本發明中，在進行最後軋延前之去鏽後起算至最後軋延結束為止之間，存在於鋼板表面上的水(板上水)係影響鋼板表層部中之網目狀氧化物形成的重要因子。通常，在最後軋延步驟中，在去鏽使用的高壓水或用以冷卻軋輥使用的水、及在軋輥間用以冷卻鋼板的水會呈現載置於鋼板表面上之狀態。在去鏽結束起至最後軋延結束為止之間，鋼板表面上未載置水之狀態若低於3秒，表層部中之網目狀氧化物即會過剩殘留而降低彎曲疲勞特性。因此，將鋼板表面上未載置水之狀態的保持時間之適當範圍定在3秒以上。理想係保持在4秒以上。

而，針對實現鋼板表面上未載置水之狀態並保持其狀態的方法並無特別限定。例如，有從相對於鋼板之進行方向成正交之方向(側面側之方向)噴射空氣等氣體，以除鋼板表面上之水分的方法。

最後軋延之結束溫度FT在控制表層部中之氧化舉動及鋼板之金屬組織上係重要的製造參數。最後軋延之 結束溫度一旦低於850℃，表層部中之網目狀氧化物的厚度會增大，且難以將如上述之金屬組織適當化。因此，在本發明中將最後軋延之結束溫度的適當範圍限制在850℃以上。而，理想係定在870℃以上。

最後軋延之結束溫度FT~Ar₃ 溫度間的冷卻速度係對鋼之微組織及強度波及影響的重要的製造參數。該溫度間之平均冷卻速度一旦低於25℃/s，即無法將肥粒鐵之面積率適當化。因此，在本發明中將FT~Ar₃ 溫度間之平均冷卻速度的適當範圍定在25℃/s以上。理想係定在45℃/s以上。

而，Ar₃ 溫度係藉由下述(1)式計算。

Ar₃ (℃)=910-310×C+33(Si+Al)-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo…(1)

惟，在上述(1)式中，各元素記號表示各元素之含量(質量%)。

Ar₃ 溫度~730℃間之冷卻速度係對表層部中之網目狀氧化物形成波及影響的重要的製造參數。該溫度間之平均冷卻速度一旦低於30℃/s，離形成網目狀氧化物之表面的深度即會增大。因此，在本發明中係將Ar₃ 溫度~730℃間之平均冷卻速度的適當範圍定在30℃/s以上。理想係定在35℃/s以上。

730~670℃間之冷卻速度係用以確保鋼中肥粒鐵之面積率的重要的製造參數。該溫度間之平均冷卻速度一旦超過12℃/s，即難以確保50%以上之肥粒鐵，因此將其適當範圍定在12℃/s以下。理想係定在10℃/s以下。

670~550℃間之冷卻速度係用以使麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之面積率適當的重要的製造參數。該溫度範圍之平均冷卻速度一旦低於20℃/s，即會形成波來鐵而使打孔破斷面之粗度增大，結果會降低打孔部疲勞特性。因此，在本發明中係將其適當範圍定在20℃/s以上。理想係定在25℃/s以上。

接下來，在本發明之製造方法中，捲取鋼板時的溫度係用以獲得適當的麻田散鐵量及殘留沃斯田鐵量的重要製造參數。捲取溫度一旦超過530℃，即無法獲得適當量的麻田散鐵及殘留沃斯田鐵，且亦容易形成波來鐵。其結果會使打孔破斷面之粗度增大，並降低打孔部之疲勞特性。因此，在本發明中係將鋼板之捲取溫度的適當範圍限制在530℃以下的範圍內。理想係定在510℃以下。

整面軋延或調平軋延非特別必須。但，該等有助於形狀矯正及時效性還有疲勞特性之改善，因此可在後述之酸洗後或酸洗前進行。進行整面軋延時，軋縮率之上限宜定為3%。因為一旦超過3%，即會損害鋼板之成形性。

於熱軋延結束後進行酸洗，以除去已附著於母材表面之黑皮(鏽皮)。熱軋延結束後的酸洗具有除去某程度之網目狀粒界氧化物的效果。但，若進行如前述之製造方法，僅以熱軋延結束後的酸洗步驟難以減低目的之網目狀粒界氧化物層厚度。

接下來，可於上述之熱軋鋼板進一步施行鍍覆處理或合金化鍍覆處理。

首先，將熱軋鋼板酸洗後，例如使用連續鍍鋅設備或連續退火鍍鋅設備將鋼板加熱。接下來使鋼板浸漬於鍍浴中施行熔融鍍覆，於熱軋鋼板表面形成鍍層。

此時，鋼板之加熱溫度一旦超過800℃，鋼板之金屬組織即變化，此外在表層部中含有網目狀氧化物之區域在板厚方向的厚度會增加，而無法確保疲勞特性。因此，將加熱溫度之適當範圍限制在800℃以下。

此外，施行熔融鍍覆後，亦可進行鍍層合金化處理，製成合金化熔融鍍鋅層。

另，鍍覆之種類無特別限定。前述加熱溫度之上限只要在800℃以下，可為任意的鍍覆種類。

接下來針對本發明之熱軋鋼板說明各特性之評估方法。

本發明之熱軋鋼板的彎曲疲勞特性係依照JIS Z2275記載之方法，在應力比=-1之條件下進行平面彎曲疲勞試驗，並以200萬次疲勞限度(即便受到200萬次的重複應力仍不至疲勞破壞的應力限度值)進行評估，從{疲勞限度/TS(拉伸強度)}算出疲勞限度比。在本發明之熱軋鋼板中可以疲勞限度比計確保在0.45以上。

又，打孔部之疲勞特性可簡易地以下述方法評估。

即，製作中心部具有穿孔之彎曲試驗片，藉由平面彎曲疲勞試驗來評估200萬次疲勞限度或疲勞限度比(=疲勞限度/TS)。在此，使用φ 10mm之新衝床，在間隙10%之條 件下打出穿孔，並使用試驗片寬30mm之試驗片進行彎曲疲勞試驗，此時在本發明之熱軋鋼板中可確保疲勞限度比：0.36以上。又，在本發明中疲勞限度比：0.39以上係較佳範圍。

又，鋼板之彎曲加工特性係依照JIS Z2248記載之方法，藉由推壓彎曲法進行彎曲角度180°、內側半徑1.5t(t為鋼板板厚)之試驗。在本發明之熱軋鋼板中，未觀察到在彎曲頭頂部之龜裂或破斷，可確保良好的彎曲加工性。

依據如以上說明之本發明之熱軋鋼板，藉由上述構成可獲得優異的彎曲加工性、塗裝耐蝕性及疲勞耐久性。在習知鋼板中係設定已預計腐蝕耗損量之零件板厚。相對於此，本發明之熱軋鋼板由可獲得優異的塗裝耐蝕性一點，可減薄零件之板厚，而可達到汽車或卡車等的輕量化。又，在習知鋼板中，即便在已施行高強度化之情況下，打孔部之疲勞強度依舊幾乎未受改善。相對於此，本發明之熱軋鋼板具備優異的母材之彎曲疲勞特性及打孔部之疲勞特性，更具有優異的彎曲加工性，由此一點極度適於構件之輕量化。

又，依據本發明之熱軋鋼板的製造方法，藉由採用上述程序以及條件，可製造彎曲加工性、電塗裝後之耐蝕性及疲勞耐久性優異且最大拉伸強度720MPa以上的熱軋鋼板。

實施例

以下，列舉本發明之熱軋鋼板的實施例，較具體 地說明本發明。惟，本發明不受下述實施例限定，可在得以適合前後述主旨之範圍下適當地附加變更來實施，其等皆包含在本發明之技術範圍中。

首先，鑄造出具有表1顯示之鋼成分的A~X鋼胚後，將該鋼胚在1050~1300℃之範圍內再加熱，進行粗軋延。揭著在表2顯示之條件下進行最後軋延、冷卻、捲取而製出熱軋鋼板。改變最後軋延前之去鏽起算至最後軋延結束為止之間鋼板表面呈無水狀態的時間、最後軋延的結束溫度、冷卻條件、及捲取溫度。接著就進行酸洗處理並除去鋼板表面之鏽皮者進行評估試驗。

又，針對試驗編號A-12，係將在試驗編號A-1獲得之熱軋鋼板酸洗後在650℃下進行退火處理，接著進行鍍鋅處理。針對試驗編號A-13，係將在試驗編號A-1獲得之熱軋鋼板酸洗後在600℃下進行退火處理，接著進行鍍鋅處理及鍍鋅之合金化處理。

然後，就在上述程序獲得之本發明例之熱軋鋼板及比較例之熱軋鋼板進行如以下說明之評估試驗。而，付諸在表2顯示之「試驗編號」前頭的英文字母係對應於表1中所示之鋼記號。

然後，就上述程序獲得之本發明例之熱軋鋼板及比較例之熱軋鋼板進行如以下說明之評估試驗。

鋼板之疲勞特性係依照JIS Z2275記載之方法，在應力比=-1之條件下進行平面彎曲疲勞試驗，以200萬次疲勞限度評估，並從{疲勞限度/TS(拉伸強度)}算出疲勞限 度比。而，該疲勞限度比在0.45以上者評估為良好。

打孔部之疲勞特性係使用中心部具有穿孔之彎曲試驗片，依照JIS Z2275記載之方法，在應力比=-1之條件下進行平面彎曲疲勞試驗，以200萬次疲勞限度評估，並從{疲勞限度/TS(拉伸強度)}算出疲勞限度比。在此，設置穿孔之打孔加工係使用φ 10mm之新衝床，在間隙10%之條件下進行。而，該疲勞限度比在0.39以上評估為打孔部之疲勞特性良好者。

鋼板之彎曲加工特性係以試驗片之長邊對軋延方向呈直角的方式進行採樣，依照JIS Z2248記載之方法藉由推壓彎曲法進行彎曲角度180°、內側半徑1.5t(t為鋼板板厚)之試驗。未觀察到彎曲頭頂部中之龜裂或破斷者評估為○(良好)。

鋼板之拉伸特性係從各鋼板採取JIS5號試驗片，在拉伸方向成為軋延方向垂直方向(C方向)之條件下進行拉伸試驗並評估。

在鋼板表層部中，網目狀氧化物存在區域的厚度係藉由SEM觀察觀察鋼板截面之金屬組織，並以3處以上之觀察區域的平均值作決定。

針對塗裝耐蝕性，首先將已酸洗之熱軋鋼板脫脂，接著作為前處理進行磷酸鋅處理(化成處理)後，進行陽離子電塗裝並使其成為25μ m之厚度，最後在170℃下進行20分鐘的烘烤處理。然後，對電塗裝表面賦予線狀筋痕後，依照JIS Z2371記載之方法進行200h的鹽水噴霧試驗(SST試 驗)，於該試驗後測定進行膠帶剝離試驗時的塗膜剝離幅度。然後，以二段階將塗膜剝離幅度在2mm以下者評估為「○(耐蝕性良好)」，並將超過2mm者評估為「×(耐蝕性差)」。

於表1顯示鋼成分一覽，並且於表2顯示所製出之熱軋鋼板的網目狀氧化物自表面起算之厚度、彎曲疲勞特性、打孔部之疲勞特性、拉伸強(TS)、降伏比、及彎曲加工性之評估結果一覽。而，表2中，各標題表示以下項目。

t：在去鏽起算至最後軋延結束為止間，鋼板上未存在水之時間(秒)

FT：最後軋延之結束溫度(℃)

CR1：FT~Ar₃ 溫度間的平均冷卻速度(℃/s)

CR2：Ar₃ 溫度~670℃間的平均冷卻速度(℃/s)

CR3：730~670℃間的平均冷卻速度(℃/s)

CR4：670~550℃間的平均冷卻速度(℃/s)

CT：捲取溫度(℃)

d_MC ：含Ti之合金碳化物及含Nb之合金碳化物的平均粒徑(nm)

f_F ：肥粒鐵之面積率(%)

f_M ：麻田散鐵之面積率(%)

f_γ ：殘留沃斯田鐵之體積率(%)

f_P ：波來鐵之面積率(%)

hox：表層部中網目狀氧化物存在區域在板厚方向的厚度(μm)

EL：鋼板之總拉伸(%)

σ w/TS：疲勞限度比

σ wp/TS：附穿孔之試驗片中之疲勞限度比

如表2顯示，本發明範圍內之本發明例的熱軋鋼板皆為彎曲疲勞限度比在0.45以上，經穿孔打孔之彎曲疲勞限度比在0.39以上，塗裝後之耐蝕性評估為「○」，彎曲加工性之評估為「○」，且鋼板之拉伸強度TS在720MPa以上。藉此可明示出本發明之熱軋鋼板具有優異的彎曲加工性、塗裝耐蝕性、以及鋼板及打孔部之彎曲疲勞特性。

相對於此，比較例之熱軋鋼板在本發明之上述各規定至少有任一項在範圍外，由此點可知係彎曲加工性、或塗裝耐蝕性、或打孔部疲勞特性之至少任一項為劣等之結果。

試驗編號A-3、D-1因鋼板上未存在水之時間t短，所以母材表層部中之網目狀氧化物存在區域厚，鋼板及打孔部之彎曲疲勞特性低，且塗裝後耐蝕性亦差。

試驗編號A-4因最後軋延之結束溫度FT在適當範圍以下，所以網目狀氧化物存在區域厚，鋼板及打孔部之彎曲疲勞特性低，且塗裝後耐蝕性亦差。

試驗編號K-1、M-1、N-1、S-1、W-1因鋼成分不適當，所以地鐵表層之內部氧化層厚，原板及打孔部之彎曲疲勞特性低，且塗裝後耐蝕性亦差。

試驗編號A-10、A-11、D-3、D-4因Ar₃ ~730℃間的冷卻速度慢，存在於表層部之網目狀氧化物增厚，所以彎曲加工性及疲勞特性降低。

試驗編號A-5因FT~Ar₃ 間的冷卻速度慢，730~670℃間的冷卻速度快，所以肥粒鐵分率低，且打孔部之彎 曲疲勞特性降低。

試驗編號A-6、A-7、I-1、V-1因麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之面積率少，所以打孔破斷面之粗度增大，且打孔部之彎曲疲勞特性降低。

試驗編號J-1、L-1、U-1因鋼成分不適當，所以肥粒鐵之面積率低，或麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之面積率在適當範圍外，或波來鐵之面積率增高，打孔破斷面之粗度增大，且打孔部之彎曲疲勞特性降低。

試驗編號I-1、Q-1、S-1因鋼成分不適當，所以最大拉伸強度(TS)在適當範圍外。

試驗編號O-1、P-1因P量或S量過大，所以打孔破斷面之粗度增大，且打孔部之彎曲疲勞特性降低。

試驗編號R-1、T-1因Ti量、Nb量、或Ti+Nb之合計量過大，所以打孔破斷面之粗度增大，打孔部之彎曲疲勞特性降低。

試驗編號X-1雖然疲勞特性良好，但Ti+Nb之合計量過少，所以最大拉伸強度(TS)在適當範圍外。

藉由以上說明之實施例的結果可知，本發明之熱軋鋼板及其製造方法即便在對最大拉伸強度720MPa以上之高強度熱軋鋼板施有電塗裝的情況下，仍可獲得良好的彎曲加工特性、良好的耐蝕性以及母材及打孔部之彎曲疲勞特性。

產業上之可利用性

依據本發明，可提供例如適合作為汽車或卡車之 架構及機械構件、底盤等素材且彎曲加工性、塗裝耐蝕性、以及母材及打孔部之疲勞特性優異的高強度熱軋鋼板。如此一來，於汽車或卡車之架構及機械構件、底盤等構件適用本發明，藉此可充分享受塗裝後之耐蝕性及施有打孔加工之構件的疲勞強度之提升，更有輕量化等優點，產業上之效果極高。

1‧‧‧母材

1a‧‧‧表面

2‧‧‧網目狀氧化物

3‧‧‧黑皮(鏽皮)

Claims (12)

1. 一種熱軋鋼板，以質量%計：C：0.05~0.15%、Si：0~0.2%、Al：0.5~3.0%、Mn：1.2~2.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.007%以下、Ti：0.03~0.10%、Nb：0.008~0.06%、V：0~0.12%、Cr、Cu、Ni、Mo中之1種或2種以上：合計0~2.0%、B：0~0.005%、及Ca、Mg、La、Ce中之1種或2種以上：合計0~0.01%；且，Si及Al之合計量：0.8×(Mn-1)%以上，Ti及Nb之合計量：0.04~0.14%，殘餘部分為Fe及雜質；鋼組織中，麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之面積率合計為3~20%，肥粒鐵之面積率為50~96%，波來鐵之面積率在3%以下；在表層部中，網目狀氧化物存在區域的板厚方向厚度低於0.5μm，且最大拉伸強度在720MPa以上。
2. 如請求項1之熱軋鋼板，其中含Ti之合金碳化物及含Nb之合金碳化物的平均粒徑在10nm以下。
3. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其降伏比在0.82以下。
4. 如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計Si：0.001~0.2%。
5. 如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計V：0.01~0.12%。
6. 如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計，Cr、Cu、Ni、Mo中之1種或2種以上：合計0.02~2.0%。
7. 如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計B：0.0003~0.005%。
8. 如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計，Ca、Mg、La、Ce中之1種或2種以上：合計0.0003~0.01%。
9. 如請求項1之熱軋鋼板，其表面施有鍍層或合金化鍍層。
10. 一種熱軋鋼板之製造方法，係將鋼胚加熱並依序進行粗軋延及最後軋延，且從前述最後軋延前之去鏽進行後至前述最後軋延結束之間，以鋼板表面上無水之狀態保持3s以上，並令前述最後軋延之結束溫度在850℃以上，進行下述冷卻後，在530℃以下進行捲取；最後軋延之結束溫度~Ar₃ 溫度間的平均冷卻速度在25℃/s以上，Ar₃ 溫度~730℃間的平均冷卻速度在30℃/s以上，730℃~670℃間的平均冷卻速度在12℃/s以下，670~550℃間的平均冷卻速度在20℃/s以上；其中，前述鋼胚以質量%計如下：C：0.05~0.15%、Si：0~0.2%、 Al：0.5~3.0%、Mn：1.2~2.5%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.007%以下、Ti：0.03~0.10%、Nb：0.008~0.06%、V：0~0.12%、Cr、Cu、Ni、Mo中之1種或2種以上：合計0~2.0%、B：0~0.005%、及Ca、Mg、La、Ce中之1種或2種以上：合計0~0.01%；且，Si及Al之合計量：0.8×(Mn-1)%以上，Ti及Nb之合計量：0.04~0.14%，殘餘部分為Fe及雜質。
11. 一種熱軋鋼板之製造方法，係將以如請求項10之方法獲得之熱軋鋼板酸洗後，加熱至800℃以下，再浸漬於鍍浴中。
12. 如請求項11之熱軋鋼板之製造方法，其進一步進行鍍層之合金化處理。