TWI486458B - 高張力熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

高張力熱軋鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種拉伸強度(TS)：780MPa以上的高張力熱軋鋼板及其製造方法，該高張力熱軋鋼板適合於汽車用零件等的輸送設備、營建材料等的原材料，並且具有優異的加工性、尤其具有優異的延伸凸緣性，且材質穩定性及材質均一性亦優異。
自保護地球環境(environmental conservation)的觀點考慮，為了削減CO2排出量，維持汽車車體的強度的同時實現其輕量化且改善汽車的燃耗在汽車業界為非常重要的課題。就維持汽車車體的強度的同時實現車體的輕量化方面而言，有效的是藉由成為汽車零件用原材料的鋼板的高強度化來使鋼板薄壁化。因此，近年來，高張力鋼板被積極地用於汽車零件，在汽車業界，例如正在研究使用拉伸強度(TS)為780MPa級以上的鋼板，來作為底部零件用原材料。
另一方面，以鋼板作為原材料的大部分汽車零件是藉由壓製加工或去毛刺(burring)加工等而成形，因而對汽車零件用鋼板要求穩定地顯現優異的加工性(延伸凸緣性(stretch flange formability))。而且，若部分地對強度不同的鋼板進行壓製成形，則回彈(springback)量與強度成比例地發生變化，從而會引起零件扭曲的現象。因此，為了獲得具有所期望的強度與尺寸、形狀精度的零件，使作為 原材料的鋼板的強度與加工性在鋼板的寬度方向上均一亦極為重要。
關於確保優異的加工性的同時實現鋼板的高強度化的技術，例如專利文獻1中提出有關於如下的高強度熱軋鋼板的技術：以質量計含有C：0.08%~0.20%、Si：0.001%以上且小於0.2%、Mn：超過1.0%且3.0%以下、Al：0.001%~0.5%、V：超過0.1%且0.5%以下、Ti：0.05%以上且小於0.2%及Nb：0.005%~0.5%，且，滿足(式1)(Ti/48+Nb/93)×C/12≦4.5×10-5、(式2)0.5≦(V/51+Ti/48+Nb/93)/(C/12)≦1.5、(式3)V+Ti×2+Nb×1.4+C×2+Mn×0.1≧0.80此3式，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質，含有70體積%以上的平均粒徑(grain size)為5μm以下且硬度為250Hv以上的肥粒鐵的鋼組織，且具有880MPa以上的強度與降服比0.80以上。
而且，專利文獻2中提出關於加工後的延伸凸緣特性及塗裝後耐腐蝕性優異的高強度鋼板的技術，該高強度鋼板的特徵在於具有如下的成分組成，即，以質量%計含有C：0.02%以上0.20%以下、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上2.5%以下、P：0.06%以下、S：0.01%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.05%以上0.25%以下、V：0.05%以上0.25%以下，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且具有如下組織，該組織實質上為肥粒鐵單相組織，在上述肥粒鐵單相組織中，大小小於20nm的析出物中所含的Ti為200質量ppm以上1750質量ppm以下，V為150質量ppm以上1750質量 ppm以下，固溶V為200質量ppm以上且小於1750質量ppm。
在專利文獻2所記載的技術中，藉由使鋼板中所含的析出物微細化(大小小於20nm)來實現鋼板的高強度化。而且，專利文獻2所記載的技術中，作為將鋼板中所含的析出物維持微細狀態而獲得的析出物，使用的是含有Ti及V的析出物，進而，藉由將鋼板中所含的固溶V量設為所期望的範圍，而實現加工後的延伸凸緣特性的提高。而且，根據專利文獻2所記載的技術，可獲得加工後的延伸凸緣性及塗裝後耐腐蝕性優異、且拉伸強度為780MPa以上的高強度熱軋鋼板。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2006-161112號公報
專利文獻2：日本專利特開2009-052139號公報
然而，在專利文獻1提出的技術中並未對延伸凸緣性進行研究。因此，根據專利文獻1中提出的技術，在欲確保780MPa以上的拉伸強度的情況下，必須將鋼板組織設為肥粒鐵相與硬質相的複合組織，而若對具有此種複合組織的鋼板實施去毛刺加工，則會自肥粒鐵/硬質相界面產生龜裂。亦即，在專利文獻1提出的技術中，在欲確保780MPa以上的拉伸強度的情況下，存在未必能獲得充分的延伸凸緣性的問題。而且，第二相(硬質相)的控制困難，從而形成均一材質極為困難。
另一方面，根據專利文獻2提出的技術，藉由對小於20nm的析出物進行規定，而可製造加工性(伸長性及延伸凸緣性)優異且具有780MPa級程度為止的強度的熱軋鋼板。然而，在利用析出物的鋼板的強化中，更微細的粒徑小於10nm的析出物成為強化機構的主體。因此，如專利文獻2中提出的技術般，僅對小於20nm的析出物進行規定是無法獲得充分的析出強化。而且，因20nm~數nm的析出物混合存在，故存在析出物的強化量不穩定、鋼板寬度方向的強度不均一的問題。
如以上般，先前技術中，對於獲得具有穩定的強度與優異的延伸凸緣性的高張力鋼板而言極為困難。
本發明有利地解決上述先前技術所面臨的問題，其目的在於提供一種高張力熱軋鋼板及其製造方法，該高張力熱軋鋼板適合作為輸送設備或營建材料、尤其適合作為汽車零件用，且兼備780MPa以上的拉伸強度與良好的加工性(尤其延伸凸緣性)，並且強度與加工性的均一性優異。
為了解決上述課題，本發明者等人對影響到熱軋鋼板的高強度化與延伸凸緣性等的加工性、以及熱軋鋼板寬度方向的材質穩定性的各種主要原因進行了積極研究。結果，獲得以下的發現。
1)將鋼板組織設為差排密度低的加工性優異的肥粒鐵單相組織，進而，若使微細碳化物分散析出而強化析出，則熱軋鋼板的強度提高，延伸凸緣性亦變得良好。
2)為了獲得加工性優異並且具有拉伸強度為780MPa以上的高強度的熱軋鋼板，必須使對於析出強化有效的平均粒徑小於10nm的微細碳化物按照所期望的體積比分散析出。
3)作為有助於析出強化的微細碳化物，自確保強度等的觀點考慮，有效的是含有Ti及V的碳化物。
4)為了將熱軋鋼板寬度方向的加工性均一化，有效的是藉由規定形成微細碳化物的Ti的含量、V的含量，而抑制鋼板的寬度方向端部的組織變化。
5)為了使鋼板組織的基質實質上為肥粒鐵單相，且，為了如上述般將小於10nm的含有Ti及V的碳化物按照所期望的體積比分散析出，重要的是將製造熱軋鋼板時的捲繞溫度控制為規定的溫度。
本發明基於上述發現而完成，其主旨為如下所示。
[1]一種高張力熱軋鋼板，其拉伸強度為780MPa以上，且具有如下的成分組成，即，以質量%計含有C：0.03%以上且小於0.07%、Si：0.3%以下、Mn：0.5%以上2.0%以下、P：0.025%以下、S：0.005%以下、N：0.0060%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.07%以上0.11%以下、V：0.08%以上且小於0.15%，Ti含量及V含量滿足下述(1)式，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且具有如下的組織，即，含有Ti及V且平均粒徑(particle size)小於10nm的微細碳化物分散析出於肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率為95%以上的基質中，且該微細碳化物的相對於組織整 體的體積比為0.0020以上，0.18≦Ti+V≦0.24...(1)
(Ti、V：各元素的含量(質量%))。
[2]如[1]所述之高張力熱軋鋼板，上述成分組成進而以質量%計含有合計為1%以下的選自由Nb、Mo所組成之群組中的至少1種。
[3]如[1]所述之高張力熱軋鋼板，上述成分組成進而以質量%計含有合計為1%以下的選自由Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、B、Pb、Ta、Sb所組成之群組中的至少1種。
[4]如[2]所述之高張力熱軋鋼板，上述成分組成進而以質量%計含有合計為1%以下的選自由Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、B、Pb、Ta、Sb所組成之群組中的至少1種。
[5]如[1]至[4]中任一項所述之高張力熱軋鋼板，於表面具有鍍層。
[6]如[1]至[4]中任一項所述之高張力熱軋鋼板，擴孔率為60%以上。
[7]如[6]所述之高張力熱軋鋼板，鋼板的板寬中心部(中央部)與1/4寬位置處的拉伸強度的差為15MPa以下，上述鋼板的板寬中心部(中央部)與1/4寬位置處的擴孔率的差為15%以下。
[8]一種高張力熱軋鋼板的製造方法，其中高張力熱軋鋼板的拉伸強度為780MPa以上，上述高張力熱軋鋼板的製造方法包括：準備具有如[1]至[4]中任一項所述之成分組成的鋼原材料，對上述鋼原材料實施包含粗軋與軋製溫度為880℃以上的精軋的熱軋而形成熱軋鋼板，上述精軋結束後，將上述熱軋鋼板以平均冷卻速度10℃/s以上進行冷卻，以550℃以上且小於700℃進行捲繞。
[9]如[8]所述之方法，在上述捲繞後，對上述熱軋鋼板的表面進行鍍敷處理。
根據本發明，可在工業上穩定地生產高張力熱軋鋼板，從而實現產業上明顯的效果，該高張力熱軋鋼板加工性良好且具有拉伸強度為780MPa以上的強度，並且材質穩定性亦優異，適合作為壓製時的剖面形狀複雜的汽車零件用的原材料。
以下，對本發明進行詳細說明。
首先，對本發明鋼板的組織的限定理由進行說明。
本發明的熱軋鋼板為具有如下組織的熱軋鋼板、或者為於該熱軋鋼板的表面具有鍍層的熱軋鋼板：含有Ti及V且平均粒徑小於10nm的微細碳化物分散析出於肥粒鐵相以相對於組織整體的面積率計為95%以上的基質中，且該微細碳化物的相對於組織整體的體積比為0.0020以上的組織。
肥粒鐵相：以相對於組織整體的面積率計為95%以上
本發明中，在維持熱軋鋼板的加工性(延伸凸緣性)的方面肥粒鐵相的形成為必需。對於熱軋鋼板的加工性的提高而言，有效的是將熱軋鋼板的組織設為差排密度低且延性優異的肥粒鐵相。尤其，對於延伸凸緣性的提高而言，較佳為將熱軋鋼板的組織設為肥粒鐵單相，但即便在並非為完全的肥粒鐵單相的情況下，只要實質上為肥粒鐵單相組織，亦即，只要以相對於組織整體的面積率計95%以上為肥粒鐵相，便可充分發揮上述的效果。因此，肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率較佳為95%以上。。
另外，本發明的熱軋鋼板中，作為肥粒鐵相以外的組織，可列舉雪明碳鐵(cementite)、波來鐵(pearlite)、變韌鐵(bainite)相、麻田散鐵(martensite)相、殘留奧氏體(retained austenite)相等，該些的合計只要以相對於組織整體的面積率計為5%以下，則可被容許。
含有Ti及V的微細碳化物
含有Ti及V的碳化物成為其平均粒徑極小的微細碳化物的傾向強。因此，在藉由使微細碳化物分散析出於熱軋鋼板中而實現熱軋鋼板的高強度化的本發明中，較佳為使分散析出的微細碳化物為含有Ti及V的微細碳化物。
在實現鋼板的高強度化的情況下，先前使用不含有V的Ti碳化物成為主流。與此相對，本發明的特徵在於：使用含有Ti以及V的碳化物。
因Ti的碳化物形成傾向強，故在不含有V的情況下， Ti碳化物容易粗大化，從而對鋼板的高強度化的貢獻率降低。由此，為了對鋼板賦予所期望的強度(拉伸強度：780MPa以上)，而必須添加更多的Ti來形成Ti碳化物。另一方面，若過剩地添加Ti，則擔心加工性(延伸凸緣性)的降低，從而無法獲得亦可適用作剖面形狀複雜的底部零件等的原材料的優異的加工性。
另一方面，因V的碳化物形成傾向比Ti低，故在抑制碳化物的粗大化方面有效。於是，本發明中，作為分散析出的碳化物，使用含有Ti以及V的複合碳化物。本發明中，所謂含有Ti及V的微細碳化物，並非是指單獨的碳化物分別包含在組織中，而是指一個微細碳化物中含有Ti及V的雙方的複合碳化物。
含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑：小於10nm
在對熱軋鋼板賦予所期望的強度方面，微細碳化物的平均粒徑極為重要，本發明的特徵之一在於：將含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑設為小於10nm。
若微細碳化物析出於基質中，則該微細碳化物對變形施加至鋼板時所產生的差排的移動而發揮阻力的作用，藉此熱軋鋼板得以強化。微細碳化物越小，則上述效果越顯著，若將微細碳化物的平均粒徑設為小於10nm，則上述的作用更顯著。因此，含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑較佳為小於10nm。更佳為5nm以下。
含有Ti及V的微細碳化物的相對於組織整體的體積比：0.0020以上
在對熱軋鋼板賦予所期望的強度方面，含有Ti及V的微細碳化物的分散析出狀態亦極為重要，本發明中，以含有Ti及V且平均粒徑小於10nm的微細碳化物的相對於組織整體的組織分率以體積比計為0.0020以上的方式，使該微細碳化物分散析出。在該體積比小於0.0020的情況下，即便含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑小於10nm，亦難以確實地確保所期望的熱軋鋼板強度。因此，上述體積比較佳為0.0020以上。更佳為0.0030以上。
另外，本發明中，作為含有Ti及V的微細碳化物的析出形態，除作為主要的析出形態的列狀析出之外，即便混合存在著無規析出的微細碳化物，亦不會對特性造成任何影響，從而不論析出的形態如何，將各種析出形態一併稱作分散析出。
其次，對本發明熱軋鋼板的成分組成的限定理由進行說明。另外，表示以下的成分組成的%，只要未作特別說明則是指質量%的含義。
C：0.03%以上且小於0.07%
C為於形成微細碳化物而強化鋼方面必需的元素。若C含量小於0.03%則無法確保所期望的組織分率的微細碳化物，從而無法獲得780MPa以上的拉伸強度。另一方面，若C含量為0.07%以上，則強度變得過高，而破壞加工姓(延伸凸緣性)。因此，C含量較佳為0.03%以上且小於0.07%。更佳為0.04%以上0.05%以下。
Si：0.3%以下
Si為固溶強化元素，且為對鋼的高強度化有效的元素。然而，若Si含量超過0.3%，則會促進C自肥粒鐵相析出，且於粒界容易析出粗大的Fe碳化物，從而延伸凸緣性降低。而且，若Si含量過剩，則會對鋼板的鍍敷性造成不良影響。因此，Si含量較佳為0.3%以下。
Mn：0.5%以上2.0%以下
Mn為固溶強化元素，且為對鋼的高強度化有效的元素。而且，Mn為使鋼的Ar3變態點降低的元素。若Mn含量小於0.5%，則Ar3變態點增高，含有Ti的碳化物無法充分微細化，固溶強化量亦不充分，因而無法獲得780MPa以上的拉伸強度。若Mn含量超過2.0%，則偏析變得顯著，且，形成肥粒鐵相以外的相，亦即硬質相，從而延伸凸緣性降低。因此，Mn含量較佳為0.5%以上2.0%以下。更佳為1.0%以上1.8%以下。
P：0.025%以下
P為固溶強化元素，且為對鋼的高強度化有效的元素，若P含量超過0.025%則偏析變得顯著，從而延伸凸緣性降低。因此，P含量較佳為0.025%以下。更佳為0.02%以下。
S：0.005%以下
S為使熱加工性(熱軋性)降低的元素，除提高鋼坯(slab)的熱裂(hot-tearing)敏感性外，在鋼中會作為MnS而存在，從而使熱軋鋼板的加工性(延伸凸緣性)劣化。而且，在鋼中形成TiS，會減少作為微細碳化物析出 的Ti。因此，本發明中較佳為極力降低S，且較佳設為0.005%以下。
N：0.0060%以下
N為本發明中有害的元素，較佳為極力降低。尤其若N含量超過0.0060%，則因鋼中生成粗大的氮化物，而使得延伸凸緣性降低。因此，N含量較佳為0.0060%以下。
Al：0.1%以下
Al為作為去氧劑發揮作用的元素。為了獲得此種效果，理想的是含有0.001%以上，超過0.1%的含有會使延伸凸緣性降低。因此，Al含量較佳為Al：0.1%以下。
Ti：0.07%以上0.11%以下
Ti為本發明中重要的元素之一。Ti為藉由與V形成複合碳化物，而確保優異的伸長性及延伸凸緣性，並且有助於鋼板的高強度化的元素。若Ti含量小於0.07%，則無法確保所期望的熱軋鋼板強度。另一方面，若Ti含量超過0.11%，則粗大的含有Ti的碳化物容易析出，從而鋼板的強度變得不穩定。因此，Ti含量較佳為0.07%以上0.11%以下。
V：0.08%以上且小於0.15%
V為本發明中重要的元素之一。如上述般，V為藉由與Ti形成複合碳化物，而確保優異的伸長性及延伸凸緣性，並且有助於鋼板的高強度化的元素。而且，V為藉由與Ti形成複合碳化物而穩定地實現本發明鋼板的優異的強度，且有助於鋼板的材質均一性的極為重要的元素。若 V含量小於0.08%，則無法充分地獲得鋼板的強度。另一方面，若V含量為0.15%以上，則強度變得過高，從而導致加工性(延伸凸緣性)的降低。因此，V含量較佳為0.08%以上且小於0.15%。
本發明的熱軋鋼板以在上述範圍內且滿足(1)式的方式含有Ti及V。
0.18≦Ti+V≦0.24...(1)
(Ti、V：各元素的含量(質量%))
上述(1)式是為了對鋼板賦予穩定的強度及加工性(延伸凸緣性)而應滿足的要件。若Ti與V的合計含量小於0.18%，則難以將含有Ti及V的微細碳化物的相對於組織整體的體積比設為0.0020以上。另一方面，若Ti與V的合計含量超過0.24%，則鋼板強度變得過高而導致加工性(延伸凸緣性)的降低。因此，本發明中，Ti與V的合計含量較佳為0.18%以上0.24%以下。藉此，含有Ti及V的微細碳化物按照所期望的體積比生成，從而鋼板強度穩定，加工性(延伸凸緣性)亦穩定化。
以上為本發明的基本組成，但除上述基本組成外，亦可進而含有合計為1%以下的選自由Nb、Mo所組成之群組中的至少1種。Nb及Mo連同Ti及V一起複合析出而形成複合碳化物，從而有助於獲得所期望的強度，因而可視需要而含有。在獲得上述效果方面，較佳為含有合計為 0.005%以上的Nb及Mo。然而，若過剩地含有Nb及Mo，則存在伸長性劣化的傾向，因而較佳為以合計量計將Nb、Mo中的1種或2種設為1%以下。
而且，除上述基本組成外，亦可進而含有合計為1%以下的選自由Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、B、Pb、Ta、Sb所組成之群組中的至少1種。更佳為0.5%以下。上述以外的成分中包含Fe及不可避免的雜質。
本發明中，亦可於具有如上述般組織、組成的熱軋鋼板的表面具有鍍層。鍍層的種類不作特別限定，可使用電鍍層、熔融鍍鋅層、合金化熔融鍍鋅層等先前公知的任一種。
其次，對本發明的熱軋鋼板的製造方法進行說明。
對鋼原材料實施包含粗軋與精軋的熱軋，精軋結束後，進行冷卻、捲繞，而形成熱軋鋼板。此時，本發明的熱軋鋼板的製造方法的特徵在於：將精軋的精軋溫度設為880℃以上，自精軋結束至捲繞為止的冷卻的平均冷卻速度設為10℃/s以上，捲繞溫度設為550℃以上且小於700℃。而且，亦可對如上述般獲得的熱軋鋼板實施鍍敷處理。
本發明中，鋼原材料的熔化方法不作特別限定，可採用轉化爐、電爐等公知的熔化方法。而且，在熔化後，較佳為因偏析等的問題而藉由連續鑄造法形成鋼坯(鋼原材料)，但亦可利用造塊-分塊軋製法、薄鋼坯連鑄法等公知的鑄造方法來形成鋼坯。另外，亦可在鑄造後對鋼坯進行熱軋時，利用加熱爐對鋼坯進行重新加熱，然後進行軋製， 從而在保持著規定溫度以上的溫度的情況下，亦可不加熱鋼坯而進行直送軋製。
對如上述般獲得的鋼原材料實施粗軋及精軋，本發明中，較佳為在粗軋前將鋼原材料中的碳化物熔解。在含有作為碳化物形成元素的Ti及V的本發明中，較佳為將鋼原材料的加熱溫度設為1150℃以上1280℃以下。如上述般，粗軋前的鋼原材料保持規定溫度以上的溫度，在鋼原材料中的碳化物熔解的情況下，可省略加熱粗軋前的鋼原材料的步驟。另外，無須對粗軋條件進行特別限定。
精軋溫度：880℃以上
精軋溫度的適當化對於提高熱軋鋼板的延伸凸緣性而言重要。若精軋溫度小於880℃，則熱軋鋼板表層的結晶粒變得粗大，鋼板的加工性(延伸凸緣性)被破壞。因此，精軋溫度較佳設為880℃以上。更佳為900℃以上。另外，若精軋溫度變得過高，則容易產生鋼板表面的二次銹皮(secondary scale)所引起的瑕疵，因而精軋溫度理想的是設為1000℃以下。
平均冷卻速度：10℃/s以上
精軋結束後，若自精軋溫度至捲繞溫度為止的平均冷卻速度小於10℃/s，則Ar3變態點增高，從而含有Ti的碳化物未能充分微細化。因此，上述平均冷卻速度較佳設為10℃/s以上。更佳為30℃/s以上。
捲繞溫度：550℃以上且小於700℃
捲繞溫度的適當化對於如下方面極為重要，即，將熱 軋鋼板的組織設為於遍及鋼板寬度方向整個區域為所期望的組織，亦即，設為如下的組織：含有Ti及V且平均粒徑小於10nm的微細碳化物分散析出於肥粒鐵相以相對於組織整體的面積率計為95%以上的基質中，從而抑制了粗大的碳化物。
若捲繞溫度小於550℃，則含有Ti及V的微細碳化物未能充分析出，因而無法形成所期望的鋼板強度。另一方面，若捲繞溫度為700℃以上，則含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑變大，仍然無法形成所期望的鋼板強度。因此，捲繞溫度較佳設為550℃以上且小於700℃。更佳為600℃以上650℃以下。
而且，本發明中，亦可對如以上般所獲得的熱軋鋼板實施鍍敷處理，從而於熱軋鋼板的表面形成鍍層。鍍敷處理的種類不作特別限定，可依據先前公知的方法實施熔融鍍鋅處理、合金化熔融鍍鋅處理等的鍍敷處理。
如以上般，在製造如下的高張力熱軋鋼板方面，重要的是使含有Ti及V且平均粒徑小於10nm的微細碳化物遍及鋼板的寬度方向整個區域而分散析出，上述高張力熱軋鋼板拉伸強度為拉伸強度為780MPa以上，具有對於剖面形狀複雜的汽車零件用等的原材料而言適合的優異的加工性(延伸凸緣性)，並且具有均一且穩定的材質。本發明中，對作為熱軋鋼板的原材料的鋼中的Ti、V各自的含量加以規定，並且將該些的合計含量(Ti+V)規定為0.18%以上0.24%以下，從而抑制了粗大的碳化物的析出，並控 制成平均粒徑小於10nm的微細碳化物充分地分散析出的組成。因此，根據本發明，在製造熱軋鋼板時，在精軋結束後的冷卻過程中材質易變得不穩定的鋼板寬度方向端部，亦可使平均粒徑小於10nm的微細碳化物充分地分散析出。亦即，根據本發明，可遍及熱軋鋼板的寬度方向整個區域而使平均粒徑小於10nm的微細碳化物分散析出，從而遍及熱軋鋼板的寬度方向整個區域地賦予均一且良好的特性(拉伸強度、延伸凸緣性)。
實例
藉由通常公知的方法來熔化、連續鑄造表1所示的組成的鋼液，形成厚度為250mm的鋼坯(鋼原材料)。將該些鋼坯加熱至1250℃後，實施粗軋及精軋，精軋結束後，進行冷卻並捲繞，從而形成板厚2.3mm、板寬1400mm的熱軋鋼板。上述精軋的精軋溫度、冷卻的平均冷卻速度(自精軋溫度至捲繞溫度為止的平均冷卻速度)及捲繞溫度如表2所示。
繼而，對如上述般獲得的熱軋鋼板的一部分(表2的熱軋編號3、9、11)進行酸洗而將表面銹皮除去後，進行退火(退火溫度：680℃，退火溫度下的保持時間：120s)，並浸漬在熔融鍍鋅浴中(鍍敷組成：0.1%Al-Zn，鍍敷浴溫度：480℃)，在熱軋鋼板的兩面形成每單面附著量為45g/m2的熔融鍍鋅膜從而形成熔融鍍鋅鋼板。進而，對所獲得的熔融鍍鋅鋼板的一部分(表2的熱軋編號9)進行合金化處理(合金化溫度：520℃)，從而形成合金化熔融鍍 鋅鋼板。
自藉由上述獲得的熱軋鋼板(熱軋鋼板、或熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板)採取試驗片，進行組織觀察、析出物觀察、拉伸試驗、擴孔試驗，求出肥粒鐵相的面積率、含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑及體積比、拉伸強度、擴孔率(延伸凸緣性)。試驗方法為如下所示。
(i)組織觀察
自所獲得的熱軋鋼板採取試驗片，對試驗片的軋製方向剖面進行機械研磨，在硝酸浸蝕液(Nital)中腐蝕後，使用由掃描式電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)以倍率：3000倍拍攝到的組織照片(SEM照片)，並藉由圖像解析裝置求出肥粒鐵相、肥粒鐵相以外的組織的種類、及該些的面積率。
(ii)析出物觀察
藉由穿透式電子顯微鏡(Transmission Electron Microscope，TEM)以倍率260000倍觀察自所獲得的熱軋鋼板(板厚中心的位置)製作的薄膜，求出含有Ti及V的微細碳化物的平均粒徑與體積比。
就含有Ti及V的微細碳化物的粒徑而言，根據以260000倍的30視野的觀察結果，在圖像處理中求出每個粒子的面積，並利用近似圓求出粒徑。對所求出的各粒子的粒徑進行算術平均，從而設為平均粒徑。
使用10%乙醯丙酮-1%氯化四甲基銨-甲醇溶液(AA溶液)對基底鐵進行電解，藉由過濾捕獲的殘渣的抽出殘渣分析求出含有Ti及V的碳化物的重量，將其除以含有Ti及V的碳化物的密度而求出體積，從而將該體積除以熔解的基底鐵的體積，藉此求出含有Ti及V的微細碳化物的體積比。
將TiC的密度(4.25g/cm3)修正成TiC結晶的Ti原子的一部分以V原子取代而成的密度，而求出含有Ti及V的碳化物的密度。亦即，藉由抽出殘渣分析而測定含有Ti 及V的碳化物中的Ti及V，求出Ti與取代的V的比例，並考慮Ti與V的原子量而進行修正。
(iii)拉伸試驗
自所獲得的熱軋鋼板的板寬中央位置與1/4寬位置，採取將相對於軋製方向為直角的方向設為拉伸方向的JIS 5號拉伸試驗片(JIS Z 2201)，進行依據JIS Z 2241的規定的拉伸試驗，而測定出拉伸強度(TS)。
(iv)擴孔試驗
自所獲得的熱軋鋼板的板寬中央位置與1/4寬位置採取試驗片(大小：130mm×130mm)，藉由打孔機並利用衝壓加工而在該試驗片上形成初始直徑d0：10mmΦ的孔。使用該些試驗片，實施擴孔試驗。將頂角：60°的圓錐打孔機插入該孔中，將該孔擴展開，對龜裂貫通鋼板(試驗片)時的孔的直徑d進行測定，並利用下式算出擴孔率λ(%)。
擴孔率λ(%)={(d-d0)/d0}×100
將所獲得的結果表示於表3中。
*2)熔融鍍鋅鋼板*3)合金化熔融鍍鉛鋼板*4)熔融鍍鋅鋼板*5)F為肥粒鐵，P為波來鐵，B為變韌鐵*6)肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率(%)
本發明例的熱軋鋼板均兼備拉伸強度為780MPa以上的高強度與擴孔率λ：60%以上的優異的加工性，從而顯示出優異的機械特性。並且，本發明例的熱軋鋼板均為鋼板的板寬中心部(中央部)與1/4寬位置的強度差為15MPa以內，鋼板的板寬中心部(中央部)與1/4寬位置的擴孔率差為15%以內，從而顯示出機械特性的穩定性及材質均一性。
另一方面，超出本發明的範圍的比較例的熱軋鋼板無法獲得所期望的拉伸強度、或擴孔率，或者鋼板寬度方向上的材質差增大。

Claims (9)

  1. 一種高張力熱軋鋼板，其拉伸強度為780MPa以上，且具有如下的成分組成，即，以質量%計含有：C：0.03%以上且小於0.07%，Si：0.03%以下，Mn：1.0%以上1.8%以下，P：0.025%以下，S：0.005%以下，N：0.0060%以下，Al：0.001%以上0.055%以下，Ti：0.07%以上0.11%以下，V：0.08%以上且小於0.15%，Ti含量及V含量滿足下述(1)式，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且具有如下的組織，即，含有Ti及V且平均粒徑(particle size)小於10nm的微細碳化物分散析出於肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率為95%以上的基質中，且該微細碳化物的相對於組織整體的體積比為0.0020以上，0.18≦Ti+V≦0.24...(1)(Ti、V：各元素的含量(質量%))。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之高張力熱軋鋼板，其 中上述成分組成進而以質量%計含有合計為1%以下的選自由Nb、Mo所組成之群組中的至少1種。
  3. 如申請專利範圍第1項所述之高張力熱軋鋼板，其中上述成分組成進而以質量%計含有合計為1%以下的選自由Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、B、Pb、Ta、Sb所組成之群組中的至少1種。
  4. 如申請專利範圍第2項所述之高張力熱軋鋼板，其中上述成分組成進而以質量%計含有合計為1%以下的選自由Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、B、Pb、Ta、Sb所組成之群組中的至少1種。
  5. 如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高張力熱軋鋼板，其中於表面具有鍍層。
  6. 如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高張力熱軋鋼板，其中擴孔率為60%以上。
  7. 如申請專利範圍第6項所述之高張力熱軋鋼板，其中鋼板的板寬中心部(中央部)與1/4寬位置處的拉伸強度的差為15MPa以下，上述鋼板的板寬中心部(中央部)與1/4寬位置處的擴孔率的差為15%以下。
  8. 一種高張力熱軋鋼板的製造方法，其是如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高張力熱軋鋼板的製造方法，其中上述高張力熱軋鋼板的拉伸強度為780MPa以上，上述高張力熱軋鋼板的製造方法包括：準備具有如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高張力熱軋鋼板的成分組成的鋼原材料，對上述鋼原材料實施包含粗軋與軋製溫度為880℃以上的精軋的熱軋而形成熱軋鋼板，上述精軋結束後，將上述熱軋鋼板以平均冷卻速度10℃/s以上進行冷卻，以550℃以上且小於700℃進行捲繞。
  9. 如申請專利範圍第8項所述之高張力熱軋鋼板的製造方法，其中在上述捲繞後，對上述熱軋鋼板的表面進行鍍敷處理。
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