TWI480386B - Hot rolled steel sheet and method of manufacturing the same - Google Patents

Description

熱軋鋼板及其製造方法 技術領域

本發明係有關於熱軋鋼板及其製造方法。更詳而言之，本發明係有關於具優異低溫韌性與擴孔性之抗拉強度為900MPa以上的熱軋鋼板及其製造方法。

背景技術

近年來，因汽車燃料費提升等，以車體之輕量化為目的，正逐漸於底盤零件使用高強度鋼板。又，由強化衝撞安全性之法規，至目前為止僅能使用低強度之鋼板的具複雜形狀之零件，均有使用高強度鋼板的需求。然而，一般而言，鋼板越高強度則延性下降，成形性劣化。因此，使用高強度鋼板作為具複雜形狀之零件時，需製造滿足成形性與高強度兩者的鋼板。特別是，汽車底盤零件中因將熱軋高強度鋼板延伸凸緣成形，故作為強度與延伸凸緣成形之指標的衝孔擴孔性係為重要。鋼板之衝孔擴孔性可藉由ISO16630所規定之評價方法進行評價。

專利文獻1中揭示了一種以「Ar₃ 點+100℃」以下之溫度進行最後軋延後，立刻以平均冷卻速度400℃/s以上冷卻至「Ar₃ -100℃」，極力地微細化肥粒鐵粒，並強力地殘 留<111>集合組織的方法。藉由該方法，可改善延性及延伸凸緣性，並改善機械特性的面內異向性。

專利文獻2中，藉於添加B後高溫化熱軋之完成溫度，抑制軋延集合組織，且微細化具軋延集合組織的群體。並且，提出了一種藉於輸送台以利用B量所定之下限冷卻速度以上進行快速冷卻，促進沃斯田鐵的再結晶，使軋延集合組織的{110}面強度下降，抑制夾雜物或肥粒鐵結晶粒之伸長，而具優異擴孔性，抑制差異的方法。

又，同樣追求鋼板之高強度化並提升擴孔性的技術，例如，專利文獻3中揭示了一種藉使肥粒鐵、變韌鐵等鋼組織之分率、或肥粒鐵組織中的析出物最適化，以改善強度與擴孔性之均衡的技術。然而，專利文獻3之技術中，擴孔值並不充分，且未具有充分之強度、擴孔性均衡。相對於此，專利文獻4中，發現關於熱軋鋼板之擴孔性，以V作為必須元素，並降低與軋延面平行的{211}面之X射線隨機強度比，可改善擴孔性。又，專利文獻4中，發現該{211}面之X射線隨機強度比係熱軋步驟中的最後軋延結束溫度越高溫越低。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本專利特開2004-137565號公報

專利文獻2：日本專利特開2009-24226號公報

專利文獻3：日本專利特開2004-339606號公報

專利文獻4：日本專利特開2010-90476號公報

發明概要

然而，近年來，對於寒地等使用之汽車零件，正更要求提升改善機械特性之異向性或提升低溫韌性。

本發明之目的係提供具優異擴孔性亦具優異低溫韌性的抗拉強度為900MPa以上之高強度熱軋鋼板及其製造方法。

換言之，本發明之要旨係如以下所述。

[1]一種抗拉強度為900MPa以上之熱軋鋼板，係以質量%計，C：大於0.050%、0.10%以下、Si：0.1~2.0%、Mn：1.0~3.0%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.005~0.05%、N：0.01%以下、Ti：0.10~0.20%、Nb：0~0.06%、B：0~0.03%、及Ca：0~0.005%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；平均結晶粒徑係7.0μm以下；平行於軋延面並於軋延方向上平行之{211}<011>方位的X射線隨機強度比係2.5以下。

[2]如[1]記載之熱軋鋼板，其包含選自於由以質量%計，Nb：0.001~0.06%、B：0.0005~0.03%及Ca：0.0005~0.005%所構成群組的1種或2種以上。

[3]如[1]或[2]記載之熱軋鋼板，其於表面具有Zn鍍敷層或Fe-Zn合金鍍敷層。

[4]一種熱軋鋼板之製造方法，係使具有如[1]或[2]記載之化學組成的扁鋼胚為1200~1350℃而施行熱軋，並以 960℃以上且1100℃以下結束熱軋，結束熱軋後於1.0秒以內開始冷卻，以80℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至較熱軋結束溫度低50~200℃之溫度，再以400~600℃捲取。

[5]如[4]記載之熱軋鋼板之製造方法，其於捲取後，藉由酸洗去除鏽皮，並施行Zn鍍敷而形成Zn鍍敷層。

[6]一種抗拉強度為900MPa以上之熱軋鋼板之製造方法，係捲取利用[4]記載的製造方法所製造之熱軋鋼板後，藉由酸洗去除鏽皮，並於還原氣體環境中加熱至500℃以上且650℃以下以活性化表面，並將浸漬時之溫度設為420℃以上且500℃以下，浸漬於浴溫430℃以上且490℃以下的熔融Zn浴，再藉由氣體擦拭調整Zn鍍敷附著量。

[7]一種抗拉強度為900MPa以上之熱軋鋼板之製造方法，係捲取利用[4]記載的製造方法所製造之熱軋鋼板後，藉由酸洗去除鏽皮，並利用電解施行0.05g/m² 以上且3g/m² 以下之Ni鍍敷，於還原氣體環境中加熱至420℃以上且500℃以下，浸漬於浴溫430℃以上且490℃以下的熔融Zn浴，再藉由氣體擦拭調整Zn鍍敷附著量。

[8]如[6]或[7]之熱軋鋼板之製造方法，其係於前述氣體擦拭後，以500℃以上且650℃以下加熱而形成Fe-Zn合金鍍敷層。

依據本發明，於抗拉強度為900MPa以上之高強度熱軋鋼板中，藉由高溫化熱軋溫度，隨機化鋼板之集合組織，可良好地保持擴孔性。又，依據本發明，結束熱軋 後藉於1.0秒以內開始急速冷卻，結晶粒微細化，可實現良好之低溫韌性。

用以實施發明之形態

本發明係以抗拉強度為900MPa以上之高強度熱軋鋼板作為對象。並且，以如此之高強度熱軋鋼板兼具如下之高擴孔性與伸長為目的：ISO16630所規定之鋼板的衝孔擴孔率：λ(%)與鋼板之抗拉強度：TS(MPa)的關係呈TS×λ≧60000，鋼板之伸長：El(%)與抗拉強度：TS(MPa)的關係呈TS×El≧14000。

於高強度鋼板中為實現提升擴孔性，如專利文獻4記載，降低與軋延面平行之{211}面的X射線隨機強度比係為有效。然而，本發明人發現改善擴孔性之機構不僅與軋延面平行之{211}面的X射線隨機強度比，亦需嚴密地降低{211}面中且軋延方向平行於<011>之{211}<011>方位的X射線隨機強度比。具體而言，本發明作為對象之抗拉強度為900MPa以上的高強度熱軋鋼板中，藉將{211}<011>方位之X射線隨機強度比設為2.5以下，可實現良好的擴孔性。並且，如此之X射線隨機強度比可藉由將熱軋步驟中之最終熱軋溫度高溫化至960℃以上，促進沃斯田鐵的再結晶而得。

然而，高溫化最終熱軋溫度之結果，雖可改善擴 孔性，但導致結晶粒之粗大化，發現低溫韌性惡化的現象。一般係藉於熱軋後快速冷卻鋼板微細化結晶粒。但，最終熱軋溫度為960℃以上之高溫時，即使於熱軋生產線之輸送台(ROT)藉由通常之水冷卻快速冷卻鋼板，仍未能實現足以改善低溫韌性的結晶粒微細化。

本發明中，藉由結束最終熱軋後於1.0秒以內開始快速冷卻，以解決該問題。換言之，於抗拉強度為900MPa以上之高強度熱軋鋼板中，即使最終熱軋溫度為960℃以上的高溫，結束最終熱軋後藉於1.0秒以內開始快速冷卻，可將結晶粒微細化至7.0μm以下。藉此，改善低溫韌性，可將延性脆性遷移溫度設為-40℃以下。

以下，詳細地說明本發明。

首先，說明本發明之鋼板的化學組成。另，化學組成之%係質量%之意。

本發明之熱軋鋼板係以質量%計，C：大於0.050%、0.10%以下、Si：0.1~2.0%、Mn：1.0~3.0%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.005~0.05%、N：0.01%以下、Ti：0.10~0.20%、Nb：0~0.06%、B：0~0.03%、及Ca：0~0.005%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成。

C係有效提升強度之元素。C含量為0.050%以下時將不易確保目的之強度。因此，將C含量設為大於0.050%。以0.06%以上為佳。另一方面，C含量大於0.10%時，因生成碳化物造成加工性劣化。因此，將C含量設為0.10%以下。

Si係預脫氧所需之元素，係有效提升強度的固溶強化元素。Si含量小於0.1%時，不易確保目的之強度。因此，將Si含量設為0.1%以上。另一方面，Si含量大於2.0%時，因變態點變得過度高溫，即使使用後述之製造方法仍不易抑制殘留的沃斯田鐵未再結晶狀態之軋延集合組織。因此，將Si含量設為2.0%以下。

Mn係有效提升強度之固溶強化元素。Mn含量小於1.0%時，不易確保目的之強度。因此，將Mn含量設為1.0%以上。又，Mn以外，於未充分地添加可抑制因S產生的熱裂之Ti等元素時，以質量%計以含有Mn/S>20的Mn量為佳。另一方面，Mn含量大於3.0%時，有產生扁鋼胚破裂的情形。因此，將Mn含量設為3.0%以下。

P一般係作為不純物所含有之元素。P含量大於0.1%時，將對加工性或熔接性造成不良影響，且疲勞特性亦下降。因此，將P含量設為0.1%以下。於使用於需較嚴峻之成形、或亦要求疲勞特性之汽車底盤零件時，以設為0.02%以下為佳。於本發明中，P含量亦可為0%，但現行之一般精煉(包含二次精煉)中欲降低至小於0.001%係為困難，故亦可將下限設為0.001%。

S係作為不純物所含有之元素。S含量大於0.01%時，將形成MnS等粗大之夾雜物，使成形性劣化。因此，將S含量設為0.01%以下。於使用於需較嚴峻之加工的零件用途時，因需作成可耐嚴峻之成形的材質，故以設為0.005%以下較佳。於本發明中，S含量亦可為0%，但現行之一般 精煉(包含二次精煉)中欲降低至小於0.0005%係為困難，故亦可將下限設為0.0005%。

Al係熔鋼之脫氧所需的元素。Al含量小於0.005%時，不易得到脫氧之效果。因此，將Al含量設為0.005%以上。另一方面，Al含量大於0.05%時，因變態點變得過度高溫，即使使用後述之製造方法仍不易抑制沃斯田鐵未再結晶狀態的軋延集合組織。因此，將Al含量設為0.05%以下。

N係作為不純物所含有之元素。N較C易於高溫下與Ti及Nb形成析出物或結晶物，將浪費藉與C結合形成析出物而具有提高強度之作用的該等元素。又，於固溶狀態中，因與具有增加粒界強度以提升韌性之作用的B結合，形成BN，故為固定消耗N，不僅將減少有效之Ti及B，亦形成將增大擴孔率之差異的大尺寸之Ti氮化物。因此，以極力地降低N為佳，0.01%以下係為可容許之範圍。N含量以設為0.005%以下為佳。於本發明中，N含量亦可為0%，但現行之一般精煉(包含二次精煉)中欲降低至小於0.0005%係為困難，故亦可將下限設為0.0005%。

Ti係本發明中最重要之元素之一。換言之，Ti不僅藉由析出強化有助於提升鋼板強度，利用析出TiS，使MnS等延伸夾雜物無害化，提升低溫韌性或擴孔性。Ti含量小於0.10%時，不易確保目的之強度。因此，將Ti含量設為0.10%以上。另一方面，即使T含量大於0.20%利用前述作用產生的效果仍達飽和，並導致合金成本的上升。因此，將Ti含量設為0.20%以下。

本發明之熱軋鋼板除了以上作為基本的成分組成以外，更可含有以質量%計，Nb：0~0.06%、B：0~0.03%、及Ca：0~0.005%之1種以上。

Nb係具有藉由析出強化提高鋼板強度之作用的元素。因此，亦可含有Nb。但，即使Nb含量大於0.06%，該效果係飽和。因此，將Nb含量設為0.06%以下。另，為更確實地得到利用前述作用之效果，Nb含量以設為0.001%以上為佳。

B具有增加粒界強度，提升韌性之作用。因此，亦可含有B。但，即使B之含量大於0.03%該效果係飽和。因此，將B含量設為0.03%以下。以0.003%以下為佳。另，為更確實地得到利用前述作用之效果，B含量以設為0.0005%以上為佳。

Ca係具有於熔鋼之脫氧中，使微細之氧化物大量地分散，微細化組織的作用之元素。又，係具有於熔鋼之脫硫中，將鋼中之S固定成球狀的CaS，抑制MnS等延伸夾雜物的生成，提升擴孔性之作用的元素。因此，亦可含有Ca。但，即使Ca含量大於0.005%，利用前述作用之效果係飽和。因此，將Ca之含量設為0.005%以下。另，為更確實地得到利用前述作用之效果，Ca含量以設為0.0005%以上為佳。

剩餘部分係Fe及不純物。

接著，說明本發明鋼板之微觀組織。

本發明之鋼板中，平行於軋延面，並於軋延方向 上平行之{211}<011>方位的X射線隨機強度比需係2.5以下。X射線隨機強度比係指於X射線繞射測定中，相對於具隨機之方位分布的粉末試料(未具有對特定方位之累積的粉末試料)之X射線繞射強度的作為測定對象之熱軋鋼板試料的X射線繞射強度(平行於軋延面，並於軋延方向上平行之{211}<011>方位的X射線繞射強度)之比的值。平行於軋延面，並於軋延方向上平行之{211}<011>方位的X射線隨機強度比越大，熱軋鋼板之擴孔性越劣化。若該X射線隨機強度比為2.5以下，則以ISO16630規定之擴孔率：λ(%)與鋼板的抗拉強度：TS(MPa)的關係呈TS×λ≧60000，鋼板之伸長：El(%)與抗拉強度：TS(MPa)的關係呈TS×El≧14000，可實現高擴孔性與伸長。

X射線隨機強度比係藉由使用有適當之X射線管球的繞射儀法等，進行平行於軋延面，並於軋延方向上平行之{211}<011>方位的X射線繞射強度測定，藉由與隨機試樣(粉末試料)之X射線繞射強度的比較測定。於不易使用X射線繞射測定時，使用EBSD(電子背向散射繞射：Electron Back Scattering Diffraction Pattern)法，於像素之測定間隔為平均結晶粒徑之1/5以下，且可測定5000個以上結晶粒的領域測定，亦可由極點圖或ODF(方位分佈函數：Orientation Distribution Function)之分布測定隨機強度比。

於熱軋鋼板中，平行於軋延面，並於軋延方向上平行之{211}<011>方位的X射線隨機強度比高，則鋼材之異向性將變得更大。特別是，於將相對於軋延方向、軋延方 向為45°方向並及90°方向(板寬度方向)之塑性應變比(r值)分別定義為r₀ 、r₄₅ 、r₉₀ 時，此時，r₀ 與r₄₅ 之差及r₀ 與r₉₀ 之差變大，且r₉₀ 將大幅地下降。藉此，擴孔成形時，於板寬度方向上承受抗拉應變之軋延方向端面中，板厚將大幅地減少，於端面產生高之應力，產生龜裂，變得容易傳播。因此，平行於軋延面，並於軋延方向上平行之{211}<011>方位的X射線隨機強度比高時，可知擴孔率將劣化。

又，本發明之鋼板的平均結晶粒徑係7.0μm以下。藉微細化鋼板之結晶粒，並將平均結晶粒徑設為7.0μm以下，可將延性脆性遷移溫度設為-40℃以下。

本發明所規定之”平均結晶粒徑”係藉由利用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern：電子背向散射繞射法(掃描電顯-結晶方位解析))之解析，如下述地規定。換言之，於板厚之1/4深度的部位中，於以EBSD法測定之鄰接像素間的結晶方位之角度差為5°以上時，將該像素間之邊界作為粒界。如此界定粒界，將粒界所包圍之領域認定為結晶粒。並且，將與認定為結晶粒之部分的面積(粒界所包圍之部分的面積)相同之面積的圓之直徑作為結晶粒徑。”平均結晶粒徑”係結晶粒徑的平均值，可藉由Area Fraction(面積分數)法算出平均值求得。

另外，利用EBSD之解析中，例如，以1500倍之倍率，進行0.5μm以下之測定節距下結晶方位的測定，將相鄰之測定點(像素間)的方位差大於5°之位置作為結晶粒的邊界(粒界)。並且，將該粒界所包圍之領域作為結晶粒。

又，於板厚之1/4深度的部位中，求出平均結晶粒徑的理由係如下。不僅板厚之1/4深度的部位，盡量使較多之厚度位置的平均結晶粒徑為7.0μm以下，可更加提升低溫韌性。但，於自鋼板表面起1/4深度的部位中測定平均結晶粒徑，大致上可代表鋼板全體之材質特性。因此，規定板厚之1/4深度的部位為測定位置。

本發明之鋼板亦可於表面具有Zn鍍敷層、或Fe-Zn合金鍍敷層。Zn鍍敷層可為接近藉由電解形成之純Zn者，亦可為浸漬於經熔融之Zn浴形成的含0.1~0.5質量%之Al者。Fe-Zn合金層亦可為浸漬於經熔融之Zn浴後，加熱，藉於鍍敷層中擴散Fe，含有7~15質量%之Fe者。

接著，說明本發明之熱軋板的製造方法。

於熱軋具有前述本發明之化學組成的扁鋼胚時，使扁鋼胚為1200℃以上且1350℃以下。用以熱軋之扁鋼胚的溫度小於1200℃時，含Ti或Nb之析出物未能充分地固溶於扁鋼胚中而粗大化，無法得到利用Ti或Nb之析出物的析出強化能。此外，因該等將於鋼材中作為粗大之析出物殘留至最後，故擴孔性劣化。另一方面，為避免組織粗大化，將用以熱軋之扁鋼胚的溫度設為1350℃以下。

使扁鋼胚為1200℃以上且1350℃以下後，施行熱軋。於本發明中，為避免殘留成為使{211}<011>方位之X射線隨機強度比增加的原因之未再結晶狀態的軋延集合組織，於960℃以上結束熱軋。以1000℃以上為佳。另一方面，為避免因組織粗大化造成平均結晶粒徑大於7.0μm，於 1100℃以下結束熱軋。

{211}<011>方位之X射線隨機強度比於熱軋步驟中熱軋的結束溫度越高溫時越低。{211}<011>方位之X射線隨機強度比於熱軋後，未產生再結晶且軋延應變累積於鋼板中時增大。因此，於熱軋之結束溫度為高溫時，將促進結束熱軋後的再結晶，藉此，可知{211}<011>方位之X射線隨機強度比降低。

結束熱軋後，於1.0秒以內開始快速冷卻，以80℃/秒以上之平均冷卻速度開始快速冷卻，持續至較熱軋之結束時的溫度低50~200℃之溫度。本發明中，因熱軋之最終溫度係960℃以上的高溫，故於結束熱軋後經過大於1.0秒之時間後開始快速冷卻的話，將無法充分地細粒化結晶粒。藉於結束熱軋後的1.0秒以內開始快速冷卻，可實現用以改善低溫韌性所需之結晶粒的微細化。

本發明中，於結束熱軋後的1.0秒以內開始快速冷卻。該快速冷卻係以80℃/秒以上之平均冷卻速度進行，持續前述快速冷卻至較熱軋之結束溫度低50~200℃的溫度。

該快速冷卻的冷卻速度過慢時，將無法凍結沃斯田鐵之再結晶後的組織，冷卻中亦進行粒成長。若快速冷卻的平均冷卻速度為80℃/秒以上將不會產生如此之問題。又，結束快速冷卻之溫度過高時，結束快速冷卻後鋼板亦暴露於可粒成長之高溫域中，故形成粗大粒，韌性值惡化。反之，結束快速冷卻之溫度過低時，因急速地通過 變態點，形成硬質相，未能得到優異之擴孔性。若結束快速冷卻之溫度為較結束熱軋溫度低50~200℃的溫度範圍，將不會產生該等問題。

藉於結束熱軋後儘早開始快速冷卻，可優先抑制結晶粒之成長。另一方面，若自結束熱軋後經過時間，再開始快速冷卻，可促進利用再結晶之結晶方位的隨機化。於自結束熱軋後1.0秒以內之範圍中，藉由優先進行抑制結晶粒之成長與結晶方位之隨機化，適當地設定開始快速冷卻的時間即可。

另外，結束熱軋後之快速冷卻為促進利用再結晶之結晶方位的隨機化，以自結束熱軋後經過0.01秒後開始為佳。以自結束熱軋後經過0.05秒後開始快速冷卻為佳。以自結束熱軋後經過0.1秒後開始快速冷卻較佳。

又，並未特別限定快速冷卻之平均冷卻速度的上限，但由設備限制來看，實際上1000℃/秒左右係為上限。

於結束快速冷卻後，於輸送台進行冷卻，再以鋼板溫度400~600℃捲取鋼板。另，並未特別限制，但結束快速冷卻後至捲取之冷卻，以平均冷卻速度20℃/秒以上為佳。

於本發明中，藉由控制Ti析出物之形態實現高強度化。藉將捲取溫度設為600℃以下，可實現高強度化。另，捲取溫度過低時，未能進行析出物之生成，無法得到充分的強度上升，故將捲取溫度設為400℃以上。

於本發明中，於鋼板表面形成Zn鍍敷層或Fe-Zn 合金鍍敷層時，可使用眾所周知的方法鍍敷。例如，於形成Zn鍍敷層時，將經捲取之鋼板冷卻至常溫後，酸洗去除鏽皮，亦可於硫酸浴中電解進行Zn鍍敷。又，亦可浸漬於含有0.1~0.5質量%之Al的熔融鍍鋅浴進行Zn鍍敷。可藉由氣體擦拭調整Zn鍍敷之附著量。

藉浸漬於熔融鍍鋅浴形成Zn鍍敷層時，需確保鍍敷之濕潤性。因此，一般係將經酸洗去除鏽皮之鋼板於還原氣體環境下加熱，使表面活性化後，浸漬於熔融鍍鋅浴。此時，為於維持鋼板材質下進行Zn鍍敷，將還原氣體環境下之加熱設為650℃以下。另一方面，還原氣體環境下之加熱溫度小於500℃時，因未能確保充分之濕潤，故設為500℃以上。

又，利用酸洗去除鏽皮後，藉由電解施行Ni鍍敷時，藉於還原氣體環境下將鋼板加熱至熔融鍍鋅浴溫附近，並浸漬於熔融鍍鋅浴，可確保濕潤。此時，Ni鍍敷量小於0.05g/m² 時，不易確保充分之濕潤性。又，大於3g/m² 時，提升濕潤之效果達飽和。因此，Ni鍍敷量以0.05g/m² 以上且3g/m² 以下為佳。

Ni鍍敷後之加熱與未進行Ni鍍敷的情況相同，大於650℃時將無法維持母材之材質，故以保持在650℃以下為佳。浸漬於鍍敷浴時，鋼板之溫度較Zn熔點低時，浴面將瞬間凝固，無法得到均一之外觀。因此，浸漬於鍍敷浴時鋼板的溫度以420℃以上為佳。又，以大於500℃之溫度浸漬鋼板時，鍍敷浴中將進行合金化反應，鍍敷密著性下 降。因此，浸漬時鋼板之溫度以500℃以下為佳。

鍍敷浴之浴溫小於430℃時，因接近Zn之熔點，故有接觸外部氣體的部分凝固之可能性，不易穩定地製造。因此，鍍敷浴溫以430℃以上為佳。鋼板浸漬於鍍敷浴時，因鋼板受鍍敷浴溫維持，故對浴中合金化之影響較浸入板溫大，鍍敷浴溫大於490℃時，變得容易於浴中進行合金化。浴中之合金化進行時，因鍍敷密著性下降，故鍍敷浴溫以490℃以下為佳。

浸漬於經熔融之Zn浴，氣體擦拭後加熱，使Fe擴散於Zn鍍敷層中，可形成Fe-Zn合金鍍敷層。該合金化熔融鍍鋅中，對鍍鋅層中之Fe擴散量以7~15質量%為佳。且所需之合金化條件依鋼板之成分、結晶粒徑、或鍍敷浴中之Al濃度等條件而有所差異，但小於500℃之加熱中，因合金化需要長時間，考量到生產性，以500℃以上為佳。又，以大於650℃之溫度加熱時，因母材之材質變化，故將加熱溫度設為650℃以下。加熱時間小於4秒時，因不易均一地合金化，故以4秒以上為佳。又，大於60秒之加熱考量到連續鋼板生產線上之生產性係不實際，故以60秒以下為佳。

實施例 (實施例1)

熔製含有表1所示之成分的鋼，以連續鑄造作成厚度230mm之扁鋼胚。之後，將扁鋼胚加熱至1250~1280℃的溫度，藉由連續熱軋裝置進行粗軋延、最後軋延，再以預定之條件水冷冷卻，之後自然冷卻，且再度水冷冷卻後進行 捲取，製造熱軋鋼板。表2中顯示使用之鋼種記號與熱軋條件、鋼板的板厚。於表2中，「FT」係最後軋延的結束溫度、「冷卻開始時間」係結束最後軋延後至開始水冷冷卻的時間、「冷卻速度」係該水冷冷卻之平均冷卻速度，「冷卻量」係該水冷冷卻之結束冷卻時的鋼板溫度與最終最後軋延結束溫度之差之意。「CT」係捲取溫度。

鋼板之抗拉試驗係於鋼板的寬度方向(C方向)擷取JIS5號試驗片，評價降伏強度：YP(MPa)、抗拉強度：TS(MPa)、伸長：El(%)。蘭克福特值(r值)係分別將相對於軋延方向為0°方向、45°方向、90°方向(板寬度方向)之塑性應變比(r值)作為r₀ 、r₄₅ 、r₉₀ ，並依據下述式評價△r。

△r=(r₀ +r₉₀ -2×r₄₅ )/2

延性脆性遷移溫度之測定係於以JISZ2242規定的2.5mm次尺寸之V刻痕試驗片進行沙丕衝擊試驗，以脆性斷裂率為50%之溫度作為延性脆性遷移溫度。又，鋼板之最終板厚小於2.5mm者係以全厚度測定。延性脆性遷移溫度為-40℃以下即合格。

擴孔率：λ(%)係藉由以ISO16630規定之方法進行評價。擴孔率：λ(%)與鋼板之抗拉強度：TS(MPa)的關係係TS×λ≧60000、及鋼板之伸長：El(%)與抗拉強度：TS(MPa)的關係係TS×El≧14000即合格。

集合組織係於板厚之1/4部分中，評價平行於軋延面，並於軋延方向上平行之{211}<011>方位的X射線隨機強度比。使用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern)法，於像素之測定間隔為平均結晶粒徑之1/5以下，且可測定5000個以上結晶粒的領域測定，由ODF(Orientation Distribution Function)之分布，隨機強度比2.5以下即合格。

鋼板之平均粒徑，平均粒徑係於板厚之1/4深度的部位使用EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns)法，於像素之測定間隔為平均粒徑之1/5以下，且可測定1000個結晶粒的領域測定，將鄰接之像素間的結晶方位之角度差為5度以上時視為粒界，以與結晶粒相同之面積的圓之直徑顯示粒徑，藉由Area Fraction法算出平均值。

於表2顯示評價結果。對超出本發明範圍之數值係標上底線。

本發明例均可實現X射線隨機強度比係2.5以下，擴孔性之評價中TS×λ之數值係60000以上且延性之評價中TS×El之數值係14000以上的良好擴孔性及延性。又，本發明例中鋼板之平均結晶粒徑均係7.0μm以下。藉此，本發明例均可實現延性脆性遷移溫度為-40℃以下之良好低溫韌性。

又，本發明例之製造方法均滿足本發明的較佳條件，結果，可確保X射線隨機強度比、結晶之平均粒徑、延性脆性遷移溫度係本發明之較佳的值。

比較例1、2、8、9、22之結束溫度小於960℃，X射線隨機強度比大於2.5，擴孔性之評價不良。比較例3、6、10、12、15、18、20之結束溫度為960℃以上，但最後軋延後的冷卻條件超出本發明範圍，結晶之平均粒徑、延性脆性遷移溫度未於本發明範圍內。比較例27之Ti含量超出本發明範圍，抗拉強度的評價不良。

本發明例、比較例中，鋼板中均含有於本發明範圍內之Ti且捲取溫度為400℃以上且600℃以下，故抗拉強度係900MPa以上，實現本發明作為對象之高強度。

(實施例2)

於實施例1所示之發明例的熱軋鋼板以下述二種方法I、II形成鍍敷層。於表3之鍍敷原板(熱軋鋼板製造方法號碼)顯示使用實施例1之發明例的哪個熱軋鋼板。

方法I：酸洗去除熱軋鋼板之鏽皮後，立刻乾燥，直接於4%H₂ -N₂ 氣體環境下以表3之活性化條件所示之條件 加熱，還原鋼板表面，提高鍍敷之濕潤性。將該鋼板浸漬於經熔融之鍍鋅浴，以氣體擦拭調制整附著量。

如以下地定義表3之活性化條件所示的加熱溫度及保持時間。以保持於活性化處理中之最高到達溫度與最高到達溫度-20℃之間的狀態作為保持時間，並以前述最高到達溫度作為加熱溫度。以表3之浸入板溫調整鋼板浸入鍍敷浴之溫度。

方法II：酸洗去除熱軋鋼板之鏽皮後，立刻乾燥，藉由電解施行表3所示之量的Ni鍍敷。於4%H₂ -N₂ 之氣體環境下加熱該板，並浸漬於經熔融之鍍鋅浴，以氣體擦拭調整附著量。本方法中，活性化處理中之加熱，有鋼板之溫度到達最高到達板溫後，於未下降20℃時浸漬於鍍敷浴的情形。此時，板溫即使未自最高到達板溫下降20℃，仍於浸漬於鍍敷浴時結束保持。

以方法I、II進行Zn鍍敷後，一部分之鋼板係藉由表3之合金化條件所示的加熱條件施行合金化處理。合金化條件中之加熱溫度及保持時間係如以下地定義。以保持於合金處理中之最高到達溫度與最高到達溫度-20℃之間的狀態作為保持時間，並以前述最高到達溫度作為加熱溫度。對於表面形成有Zn鍍敷層或Fe-Zn合金鍍敷層者，進行與實施例1相同的評價，並確認有無未鍍敷部。該評價中無未鍍敷者，可期待具有高耐蝕性。於表3顯示所得之鍍敷鋼板的特性。

於表面形成有Zn鍍敷層或Fe-Zn合金鍍敷層者，本發明例中X射線隨機強度比均係2.5以下，擴孔性之評價方面TS×λ之數值均係60000以上，可實現良好之擴孔性。又，本發明例中，鋼板之平均結晶粒徑d均係7.0μm以下。藉此，本發明例均可實現延性脆性遷移溫度係-40℃以下之良好低溫韌性。

又，本發明例之製造方法均滿足本發明的較佳條件，結果，可確保X射線隨機強度比、結晶之平均粒徑、延性脆性遷移溫度係本發明之較佳的值。

又，任一發明例均無未鍍敷，可順利鍍敷，適用於具高耐蝕性之用途。

比較例28、32、35、42的活性化條件之加熱溫度大於650℃，鋼板之平均結晶粒徑d大於7.0μm的結果，延性脆性遷移溫度大於-40℃，抗拉強度亦低於900MPa，故不良。比較例33、43之合金化條件的加熱溫度大於650℃，鋼板之平均結晶粒徑d大於7.0μm的結果，延性脆性遷移溫度大於-40℃，抗拉強度亦低於900MPa，故不良。

Claims (8)

1. 一種抗拉強度為900MPa以上之熱軋鋼板，係以質量%計，C：大於0.050%且0.10%以下、Si：0.1~2.0%、Mn：1.0~3.0%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.005~0.05%、N：0.01%以下、Ti：0.10~0.20%、Nb：0~0.06%、B：0~0.03%、及Ca：0~0.005%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；平均結晶粒徑係7.0μm以下；平行於軋延面並於軋延方向上平行之{211}<011>方位的X射線隨機強度比係2.5以下。
2. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，其包含選自於由以質量%計，Nb：0.001~0.06%、B：0.0005~0.03%及Ca：0.0005~0.005%所構成群組的1種或2種以上。
3. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其於表面具有Zn鍍敷層或Fe-Zn合金鍍敷層。
4. 一種熱軋鋼板之製造方法，係使具有如申請專利範圍第1或2項之化學組成的扁鋼胚為1200~1350℃而施行熱軋，並以960℃以上且1100℃以下結束熱軋，結束熱軋後於1.0秒以內開始冷卻，以80℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至較熱軋結束溫度低50~200℃之溫度，再以400~600℃捲取。
5. 如申請專利範圍第4項之熱軋鋼板之製造方法，其於捲取後，藉由酸洗去除鏽皮，並施行Zn鍍敷而形成Zn鍍敷 層。
6. 一種抗拉強度為900MPa以上之熱軋鋼板之製造方法，係捲取利用如申請專利範圍第4項之製造方法所製造之熱軋鋼板後，藉由酸洗去除鏽皮，並於還原氣體環境中加熱至500℃以上且650℃以下以活性化表面，並將浸漬時之溫度設為420℃以上且500℃以下，浸漬於浴溫430℃以上且490℃以下的熔融Zn浴，再藉由氣體擦拭調整Zn鍍敷附著量。
7. 一種抗拉強度為900MPa以上之熱軋鋼板之製造方法，係捲取利用如申請專利範圍第4項之製造方法所製造之熱軋鋼板後，藉由酸洗去除鏽皮，並利用電解施行0.05g/m² 以上且3g/m² 以下之Ni鍍敷，於還原氣體環境中加熱至420℃以上且500℃以下，浸漬於浴溫430℃以上且490℃以下的熔融Zn浴，再藉由氣體擦拭調整Zn鍍敷附著量。
8. 如申請專利範圍第6或7項之熱軋鋼板之製造方法，其係於前述氣體擦拭後，以500℃以上且650℃以下加熱而形成Fe-Zn合金鍍敷層。