TWI502079B

TWI502079B - 高張力熱軋鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI502079B
Application number: TW101150241A
Authority: TW
Inventors: Yoshimasa Funakawa; Hiroshi Owada; Tetsuo Yamamoto; Hiroshi Uchomae
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2011-12-27
Filing date: 2012-12-26
Publication date: 2015-10-01
Also published as: WO2013099196A1; JPWO2013099196A1; JP5700139B2; TW201339321A

Description

高張力熱軋鋼板及其製造方法

本發明是有關於一種具有拉伸強度TS為780MPa以上900MPa以下的高強度的高張力熱軋鋼板及其製造方法，且有關於加工性、尤其彎曲加工性的提高，上述高張力熱軋鋼板適合作為以自動車為首的輸送機械類的零件、建築用等的構造用構件。

近年來，在自動車業界，自保護地球環境(environmental conservation)的觀點考慮，為了削減碳酸氣體CO₂排出量，改善自動車的燃料效率一直為重要的課題。對於提高自動車的燃料效率而言，有效的是實現自動車車體的輕量化，但必須一方面維持自動車車體的強度一方面實現車體的輕量化。若將成為自動車零件用原材料的鋼板高強度化且使原材料薄壁化，則可達成車體的輕量化而不會降低自動車車體的強度。例如，自動車的底部零件(chassis parts)用鋼板的高強度化與自動車車體大幅輕量化相關、且對於提高自動車的燃料效率而言是極為有效的方法。因此，最近，對於該些零件用原材料，高強度化的要求非常強烈。

另一方面，以鋼板為原材料的大部分自動車零件藉由壓製加工而成形，因此自動車零件用鋼板被要求伸長率大、具有優良的加工性、尤其具有優良的彎曲加工性。例如，自動車底部零件中，因使用板厚較厚的鋼板來壓製成形，故對鋼板表面局部地施加彎曲加工。因此，成為自動車底部零件用原材料的鋼板中，強度以及加工性、尤其彎曲加工性一併受到重視。因此，尤其作為自動車底部零件用原材料，需要伸長率大且彎曲加工性優良的高張力鋼板。

然而，一般來說，鋼鐵材料的加工性會隨著高強度化而降低。因此，在將高張力鋼板應用於底部零件時，需要兼備高強度與優良的加工性的高張力鋼板。因此，作為底部零件用原材料，要求兼備高強度與優良的加工性的高張力熱軋鋼板。

針對此種要求，例如，專利文獻1中提出了一種疲勞特性與延伸凸緣性(stretch flange formability)優良，且拉伸強度為490MPa以上的高強度熱軋鋼板，其具有：如下的組成，即，以重量%計含有C：0.03%~0.25%、Si：2.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.1%以下、S：0.007%以下、Al：0.07%以下、Cr：1.0%以下，且(Si+20×P)/(Mn+Cr)滿足0.6~1.5；以及包含肥粒鐵(ferrite)與第2相(波來鐵(pearlite)、變韌鐵(bainite)、麻田散鐵(martensite)、殘留沃斯田鐵(austenite)的1種以上)的組織，其中第2相的硬度、第2相的體積率、第2相的粒徑滿足特定的關係。

而且，專利文獻2中提出了一種拉伸強度為490MPa以上，且延伸凸緣性優良的超微細肥粒鐵組織高強度熱軋鋼板，其具有：如下的組成，即，以重量%計含有C：0.01%~0.10%、Si：1.5%以下、Mn：超過1.0~2.5%、P：0.15%以下、S：0.008%以下、Al：0.01%~0.08%，Ti、Nb的1種或2種的合計：0.10%~0.60%；以及如下的組織，即，肥粒鐵量以面積率計為95%以上，且肥粒鐵的平均晶粒徑為2.0μm~10.0μm，不含有麻田散鐵及殘留沃斯田鐵。專利文獻2所記載的技術中，疲勞強度亦提高。

而且，專利文獻3中提出了拉伸強度為640MPa以上，且去毛刺加工性(burring formability)與疲勞特性優良的熱軋鋼板，其具有：如下的組成，即，以質量%計含有C：0.01%~0.1%、S：0.03%以下、N：0.005%以下、Ti：0.05%~0.5%、Si：0.01%~2%、Mn：0.05%~2%、P：0.1%以下、Al：0.005%~1.0%，進而在(Ti-48/12C-48/14N-48/32S)滿足0%以上的範圍內含有Ti；鋼中的粒子中含有5nm以上的Ti的析出物的平均尺寸為10¹nm~10³nm，最小間隔超過10¹nm且為10⁴nm以下。

而且，專利文獻4中提出了一種省合金型高強度熱軋鋼板，以質量%計含有C：0.02%~0.08%、Si：0.01%~1.5%、Mn：0.1%~1.5%、Ti：0.03%~0.06%，且限制為P：0.1%以下、S：0.005%以下、Al：0.5%以下、N：0.009%以下，進而將Nb、Mo、V的含量的合計限制為0.01%以下，Ti/C：0.375~1.6，晶粒內的TiC析出物的平均直徑為0.8nm~3nm，平均個數密度為1×10¹⁷個/cm³，拉伸強度為540MPa~650MPa。

先前技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本專利特開平04-329848號公報

專利文獻2：日本專利特開2000-328186號公報

專利文獻3：日本專利特開2002-161340號公報

專利文獻4：日本專利特開2011-26690號公報

然而，專利文獻1所記載的技術中，在對鋼板實施壓製加工等而成形為所期望的零件形狀時，軟質的肥粒鐵與硬質的第二相的界面容易成為加工時的裂紋產生起點，難以說是具有優良的彎曲加工性的熱軋鋼板。並且，專利文獻1所記載的技術是關於拉伸強度為490MPa以上的熱軋鋼板，專利文獻1所記載的技術中，在更進一步地兼備高強度化與優良的彎曲加工性的方面仍存在問題。

而且，專利文獻2所記載的技術中，Mn含量高，Mn偏析的部位散布於鋼板中，在對鋼板進行壓製成形時，存在難以穩定地確保彎曲加工性的問題。而且，專利文獻2所記載的技術中，將Ti、Nb的1種或2種的合計量限定在特定範圍內，形成牢固的碳化物而將固溶C量降低至約為零。然而，若相對於C含有過剩的Ti、Nb，則存在碳化物容易粗大化而無法穩定地確保所期望的高強度的問題。

而且，專利文獻3所記載的技術中，因含有5nm以上的Ti的析出物的平均尺寸為10¹nm~10³nm的廣範圍，故存在無法穩定地確保所期望的高強度的問題。

而且，專利文獻4所記載的技術中，所獲得的鋼板的拉伸強度至多為650MPa，在更進一步地兼備高強度化與優良的彎曲加工性的方面仍存在問題。

本發明解決上述現有技術的問題，其目的在於提供一種拉伸強度為780MPa以上900MPa以下的高強度，且具有優良的加工性、尤其具有優良的彎曲加工性的高張力熱軋鋼板及其製造方法。另外，此處所提及的「優良的彎曲加工性」是指，在對頂角為90度的V字區塊使用前端半徑為R的打孔機來彎曲加工板厚為t的鋼板的彎曲試驗中，將彎曲部外側未產生龜裂的最低的彎曲半徑設為R，由R/t定義的極限彎曲半徑比小。

本發明者等人為了達成上述目的，對影響到熱軋鋼板的高強度化與彎曲加工性的各種因素進行了積極研究。結果，在由硬度中存在差異的相複合而成的複合組織中，因彎曲加工性降低，故為了確保優良的彎曲加工性，認為首先需要設為單相組織。單相組織中，自提高加工性的觀點考慮，差排密度低的肥粒鐵相最適合。

而且，為了在差排密度低的肥粒鐵單相組織中實現高強度化，考慮使微細碳化物於肥粒鐵晶粒中析出。然而，發現在肥粒鐵晶粒中析出了例如以Ti為主要的碳化物構成元素的微細碳化物的肥粒鐵組織中，存在彎曲加工性未得到提高的情況。

因此，對彎曲加工性未得到提高的理由進行了積極研究。結果發現，粗大化的硫化物會使彎曲加工性降低。在含有Ti的鋼中，作為硫化物，析出單體的硫化物TiS、及TiS與MnS的複合硫化物這2種。鋼中的硫化物比碳化物更容易粗大化，其中，尤其TiS與MnS的複合硫化物(complex sulfide)容易粗大化。

為了防止該複合硫化物的粗大化，本發明者等人想到在瞬間產生再結晶的溫度區進行熱軋較佳。從而發現：藉由在此種特定的溫度範圍內進行軋製，可析出微細的硫化物。

因為，若在瞬間產生再結晶的溫度區進行軋製，則軋製中蓄積的扭曲能量(accumulated distortion energy)會藉由再結晶而瞬間被釋放，因此硫化物的粗大化的驅動力瞬間被釋放而不易產生硫化物的粗大化。並且，若利用串聯軋製(tandem rolling)，則其效果顯著。若在不是再結晶的溫度區進行軋製，則藉由軋製而蓄積的能量成為驅動力，從而硫化物粗大化。

根據上述發現並進而追加研究而完成了本發明。亦即，本發明的主旨為如下所示。

一種高張力熱軋鋼板，其拉伸強度TS：780MPa以上 900MPa以下，該高張力熱軋鋼板具有如下的組成，即，以質量%計含有：C：0.035%~0.065%、Si：0.2%以下、Mn：0.7%以下、P：0.025%以下、S：0.02%以下、N：0.01%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.1%~0.2%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且更具有如下的組織：以面積率計95%以上為包含肥粒鐵晶粒的金屬組織(microstructure)，且在上述肥粒鐵晶粒中分散析出有(dispersively precipitated)平均粒徑小於6nm的Ti碳化物、進而在金屬組織中分散析出有平均粒徑為0.5μm以下的TiS。

如(1)所述的高張力熱軋鋼板，除上述組成外，以質量%計更含有B：0.0035%以下。

如(1)或(2)所述的高張力熱軋鋼板，除上述組成外，以質量%計，更含有合計為1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hf、Zn中的1種或2種以上。

如(1)至(3)中任一項所述的高張力熱軋鋼板，表面具有鍍層。

如(1)至(4)中任一項所述的高張力熱軋鋼板，極限彎曲半徑比為2以下。

一種高張力熱軋鋼板的製造方法，其中該高張力熱軋鋼板的拉伸強度為780MPa以上900MPa以下，該高張力熱軋鋼板的製造方法包括：對鋼原材料進行加熱並實施包含粗軋與精軋的熱軋，在精軋結束後，進行冷卻、捲繞，其中將上述鋼原材料設為如下組成的鋼原材料，即，以質量%計含有：C：0.035%~0.065%、Si：0.2%以下、Mn：0.7%以下、P：0.025%以下、S：0.02%以下、N：0.01%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.1%~0.2%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且上述精軋設為將精軋機5段以上連續地設置而成的串聯(tandem)方式的軋製，且設為將上述精軋機的入側溫度(finishing entry temperature)設為1000℃以上、上述精軋機的出側溫度(finishing delivery temperature)設為900℃以上的軋製，將上述冷卻後的捲繞溫度設為500℃以上700℃以下。

(7)如(6)所述的高張力熱軋鋼板的製造方法，除上述組成外，以質量%計更含有B：0.0035%以下。

(8)如(6)或(7)所述的高張力熱軋鋼板的製造方法，除上述組成外，以質量%計更含有合計為1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hf、Zn中的1種或2種以上。

根據本發明，可容易地製造如下的高張力熱軋鋼板，從而實現產業上明顯的效果，該高張力熱軋鋼板適合作為以自動車為首的輸送機械類的零件、建築用等的構造用構件，具有拉伸強度TS：780MPa以上900MPa以下的高強度，且彎曲加工性優良。而且，成為本發明的高張力熱軋鋼板尤其適合作為壓製成形時的剖面形狀複雜、表面受到彎曲加工的自動車底部零件等的原材料。

本發明熱軋鋼板具有如下組成，即，以質量%計含有C：0.035%~0.065%、Si：0.2%以下、Mn：0.7%以下、P：0.025%以下、S：0.02%以下、N：0.01%以下、Al：0.1%以下、以及Ti：0.1%~0.2%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。

首先，對本發明高張力熱軋鋼板的組成限定理由進行說明。以下，只要未作特別說明，則質量%僅記作%。

C：0.035%~0.065%

C具有形成微細碳化物而增加鋼板的強度的作用。為了確保所期望的拉伸強度即780MPa以上的高強度，必須含有0.035%以上。另一方面，若含有超過0.065%，則強度增加得過多，並且容易形成波來鐵。波來鐵在彎曲加工時成為龜裂產生的起點，因而波來鐵的形成成為降低彎曲加工性的因素。因此，C限定在0.035%~0.065%的範圍內。另外，較佳為0.040%~0.055%。

Si：0.2%以下

若超過0.2%而含有Si，則軋製時在表面形成含有Si的低熔點氧化物，表面性狀降低，彎曲加工時容易從表面產生龜裂，且彎曲加工性降低。因此，Si限定為0.2%以下。另外，較佳為0.05%以下。即便Si含量為零亦不會有問題。

Mn：0.7%以下

若超過0.7%而含有Mn，則容易產生Mn的偏析。在Mn偏析部，彎曲加工時容易產生龜裂，因此，彎曲加工性降低。而且，因TiS的析出加快，故存在容易粗大化且彎曲加工性容易降低的傾向。因此，Mn限定為0.7%以下。另外，較佳為0.5%以下。即便Mn含量為零亦不會有問題。

P：0.025%以下

若超過0.025%而大量地含有P，則偏析顯著，彎曲加工性降低。因此，P限定為0.025%以下。另外，較佳為0.02%以下。即便P含量為零亦不會有問題。

S：0.02%以下

在含有Mn、Ti的本發明中，S與Ti結合而形成TiS，與Mn結合而形成MnS。該些硫化物容易粗大化，存在粗大化至數μm左右的情況。此種粗大的硫化物在彎曲加工時容易成為龜裂產生的起點，從而成為使彎曲加工性降低的因素。若超過0.02% 而含有S，則無法抑制粗大的硫化物的產生，且彎曲加工性降低。因此，S限定為0.02%以下。另外，較佳為0.01%以下，進而較佳為0.004%以下。即便S含量為零亦不會有問題。

N：0.01%以下

N為本發明中使彎曲加工性降低的有害的元素，理想的是儘可能地減少。尤其含有超過0.01%，會生成粗大的氮化物，從而使彎曲加工性降低。因此，N限定為0.01%以下。另外，較佳為0.006%以下。即便N含量為零亦不會有問題。

Al：0.1%以下

Al為用作去氧劑的元素。為了獲得此種效果，理想的是含有0.001%以上。另一方面，若超過0.1%而過剩地含有，則去氧生成物(deoxidation products)會凝聚、粗大化，因而彎曲加工性降低。因此，Al限定為0.1%以下。

Ti：0.1%~0.2%

Ti為本發明中最重要的元素。Ti藉由形成微細的碳化物，一方面維持優良的延伸凸緣性，一方面有助於鋼板的高強度化。為了獲得此種效果，必須含有0.1%以上，但若超過0.2%而含有，則存在容易產生粗大的硫化物且彎曲加工性降低的傾向。因此，Ti限定為0.1%~0.2%的範圍。另外，較佳為0.14%~0.18%。

上述成分為基本的成分，但除基本組成外，作為選擇元素，可視需要選擇性地含有B：0.0035%以下，及/或合計為1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hf、Zn中的1種或2種以上。例如，從礦石或廢料(scrap)混入的元素(Cu等)只要為上述合計含量以下，則無須特別地減少。

B：0.0035%以下

B為具有在沃斯田鐵粒界偏析而使硫化物微細化的作用的元素，為了獲得此種效果，理想的是含有0.0005%以上。另一方面，若含有超過0.0035%，則Fe₂₃(CB)₆析出，從而彎曲加工性降低。因此，在含有B的情況下，B較佳為限定為0.0035%以下。

除上述成分外，本發明中，亦可含有Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hf、Zn中的1種或2種以上，在含有的情況下，較佳為合計為1%以下。另外，更佳為合計為0.5%以下。

上述成分以外的剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質。

然後，對本發明熱軋鋼板的組織限定理由進行說明。

本發明熱軋鋼板具有如下的組織，該組織為以面積率計95%以上由肥粒鐵晶粒佔據的金屬組織，且是在構成該基質的肥粒鐵晶粒內分散析出平均粒徑小於6nm的Ti碳化物、進而在金屬組織中分散析出平均粒徑為0.5μm以下的TiS而成。

以面積率計95%以上包含肥粒鐵晶粒的金屬組織

本發明中，為了確保優良的彎曲加工性，有效的是由差排密度低且富延性的肥粒鐵晶粒佔據金屬組織。尤其為了確保優良的延伸凸緣性，而設為肥粒鐵單相組織。另外，此處所謂的「單相」，無須以面積率計為100%，只要實質上為單相即可。此處「實質上為單相」是指包含肥粒鐵晶粒的肥粒鐵相以相對於組織整體的面積率計為95%以上，較佳為97%以上的情況。此處所謂的「金屬組織」，是指使用光學顯微鏡或掃描式電子顯微鏡以500倍~5000倍的倍率觀察的金屬組織。

另外，肥粒鐵相以外的第二相可列舉雪明碳鐵、波來鐵、變韌鐵相、麻田散鐵相、殘留沃斯田鐵相等。該些第二相的合計只要以面積率計為5%左右以下，較佳為3%左右以下，則可被容許。

Ti碳化物：平均粒徑小於6nm

Ti碳化物作為其平均粒徑極小的微細碳化物而析出的傾向強。本發明中，使微細的Ti碳化物分散析出於構成實質上為肥粒鐵單相的金屬組織的肥粒鐵晶粒中，確保所期望的高強度。微細地析出於肥粒鐵晶粒中的Ti碳化物對於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，從而有助於熱軋鋼板的強化。因此，析出於肥粒鐵晶粒中的Ti碳化物的平均粒徑設為小於6nm。另外，若平均粒徑為3nm以下，則該作用更顯著。因此，Ti碳化物的平均粒徑設為小於6nm。另外，較佳為4nm以下。而且，有時在Ti碳化物中，亦固溶有除Ti之外的鋼中所含的元素作為碳化物構成元素，而本發明的Ti碳化物包含此種固溶了其他元素的Ti碳化物、及除Ti以外不包含碳化物構成元素的Ti碳化物這兩者。另外，Ti為較廉價而可添加的元素，有利的是使用除Ti以外實質上不含有碳化物構成元素的Ti碳化物。該情況下，較佳為將上述選擇元素中，碳化物形成傾向強的Mo、W、Nb、V設為無添加(雜質程度的含量)。

TiS：平均粒徑為0.5μm以下

含有Ti的本發明熱軋鋼板中，在金屬組織中，除析出微細的含有Ti的碳化物外，亦析出含有Ti的硫化物。作為析出的含有Ti的硫化物，有單獨的TiS，進而有TiS與MnS的複合硫化物。含有Ti的硫化物相較於碳化物而容易粗大化，TiS與MnS的複合硫化物尤其容易粗大化。若含有Ti的硫化物粗大地析出，則會對彎曲加工性造成不良影響。本發明中，析出不與MnS複合的單獨的TiS，並且析出微細的TiS。析出TiS的平均粒徑設為0.5μm以下。藉此，可排除對彎曲加工性造成的不良影響。若平均粒徑超過0.5μm而TiS粗大化，則在彎曲加工時成為龜裂產生的起點，從而使彎曲加工性降低。因此，TiS的平均粒徑限定為0.5μm以下。

本發明中，亦可在鋼板表面形成鍍膜。藉由形成鍍膜，熱軋鋼板的耐腐蝕性提高，可形成適合於暴露於嚴酷的腐蝕環境的零件，例如自動車的底部零件等的用途的熱軋鋼板。另外，作為鍍膜，可例示熔融鍍鋅膜、合金化熔融鍍鋅膜、電鍍膜等。

繼而，對本發明高張力熱軋鋼板的較佳的製造方法進行說明。本發明中，對具有上述組成的鋼原材料進行加熱並實施包含粗軋與精軋的熱軋，在精軋結束後進行冷卻、捲繞，從而形成熱軋鋼板(鋼帶)。

具有上述組成的鋼坯(slab)等的鋼原材料的製造方法無須作特別限定。作為熔製方法，可使用轉爐、電爐等的常用的熔化方法中的任一種。經熔製的鋼液因偏析等的問題，較佳為藉由連續鑄造方法而製成鋼坯等的鋼原材料，即便使用造塊-分塊軋製法、薄鋼坯連鋳法等的公知的鑄造方法亦不會有任何問題。

對所獲得的鋼原材料實施熱軋而形成熱軋板。另外，每當對鋼原材料實施熱軋時，即便裝入到加熱爐中再加熱至特定的溫度為止，或者在鋼原材料保有特定溫度以上的熱的情況下，無須再加熱；或者只要進行短時間的保持，即便實施熱軋即進行所謂的直接、直送軋製亦不會有任何問題。

鋼原材料的再加熱溫度較佳為1150℃以上1300℃以下。使用含有作為碳化物形成元素的Ti的鋼原材料的本發明中，需要在粗軋前預先完全熔解鋼原材料中的碳化物，進而硫化物，因而較佳為加熱至可完全熔解TiS與MnS的複合硫化物的1150℃以上。另一方面，若加熱溫度超過1300℃而成為過高溫，則沃斯田鐵晶粒界異常受到氧化，所獲得的熱軋鋼板的表面性狀降低，彎曲加工性降低。因此，較佳為將用以進行鋼原材料的熱軋的加熱溫度限定於1150℃~1300℃的範圍。

經加熱的鋼原材料繼而被實施粗軋及精軋，而成為熱軋板。

粗軋的條件只要為可獲得特定尺寸形狀的粗軋棒(Bar)的條件即可，無須作特別限定。

精軋設為串聯方式的軋製，該串聯方式的軋製是將精軋機連續地設置5段以上且朝一方向連續地軋製。藉由設為串聯方式的軋製，短時間內改變沃斯田鐵晶粒界的位置，從而達成析出於沃斯田鐵粒界的硫化物的微細化。亦即，在硫化物析出於沃斯田鐵粒界之前，藉由軋製及繼軋製之後的再結晶，來改變沃斯田鐵粒界的位置，藉此可防止顯著的硫化物的粗大化。藉由使該效果與促進沃斯田鐵再結晶所帶來的效果加以配合，而可有效地使硫化物微細化。另外，精軋機的設置小於5段時，沃斯田鐵的再結晶次數少，無法促進硫化物的微細化，從而無法期待所期望的效果。另外，串聯方式的精軋機的每1段的壓下率雖未作特別限定，但較佳為5%以上的壓下。

進而在精軋中，將精軋機的入側溫度設為1000℃以上，出側溫度設為900℃以上。本發明中，使精軋為在瞬間產生再結晶的溫度區中進行的軋製，以阻止硫化物的粗大化。若在瞬間產生再結晶的溫度區中進行軋製，則在軋製的蓄積能量瞬間被釋放，硫化物的粗大化的驅動力消失，從而可阻止粗大化。另外，當入側溫度小於1000℃時，未再結晶的溫度區的軋製變長，硫化物粗大化的危險增大。另一方面，當出側溫度小於900℃時，在未再結晶的溫度區的滯留時間變長，在未再結晶的溫度區的壓下量增多，從而硫化物的粗大化變得顯著。因此，將精軋機的入側溫度限定為1000℃以上，出側溫度限定為900℃以上。另外，精軋的溫度範圍較佳為1050℃~920℃。結束精軋後，進行冷卻，以特定的捲繞溫度進行捲繞。精軋結束後的冷卻無須作特別限定，自確保拉伸強度的觀點而言，至700℃為止的平均冷卻速度計較佳設為50℃/s以上。若平均冷卻速度小於50℃/s，則無法確保實質上為肥粒鐵單相的組織。因此，較佳為以平均冷卻速度計為50℃/s以上。

捲繞溫度設為500℃以上700℃以下。

為了確保所期望的鋼板組織或者為了抑制硫化物的粗大化，重要的是捲繞溫度的適當化。在捲繞溫度超過700℃的高溫下，捲繞後硫化物粗大化，彎曲加工性降低。另外，自確保肥粒鐵單相組織的觀點考慮，捲繞溫度設為500℃以上。當捲繞溫度小於500℃時，變韌鐵大量地生成而彎曲加工性劣化。另外，較佳為580℃以上680℃以下。

亦可對上述步驟中製造的熱軋鋼板實施鍍敷處理，例如熔融鍍鋅處理，從而於表面形成鍍膜。另外，亦可在熔融鍍鋅處理後實施合金化處理，而形成合金化熔融鍍鋅膜。而且，亦可實施電鍍而形成電鍍膜。

實施例

將表1所示的組成的熔鋼在轉爐中熔製出，並連續鑄造而形成厚度：280mm的鋼坯(鋼原材料)。對該些鋼坯加熱至表2所示的加熱溫度，實施粗軋後，將精軋機連續地設置7段的串聯方式的連續軋製作為精軋而在表2所示的條件下實施後，在表2所示的條件下進行冷卻，以表2所示的捲繞溫度進行捲繞，從而獲得板厚：2.9mm的熱軋鋼板。另外，對一部分熱軋鋼板進行酸洗而除去表層的銹皮(scale)後，實施熔融鍍鋅處理(浸漬在490℃的鍍鋅浴(0.1%Al-Zn浴)中)，形成附著量：48g/m²的熔融鍍鋅膜，進而在550℃下實施合金化處理，從而形成合金化熔融鍍鋅鋼板。

從所獲得的熱軋鋼板中採取試驗片，實施組織觀察、拉伸試驗、彎曲試驗。試驗方法為如下所示。

組織觀察

自所獲得的熱軋鋼板中採取組織觀察用試驗片，對與軋製方向平行的剖面(L剖面)進行機械研磨，在硝酸浸蝕液(nital)中腐蝕後，由掃描式電子顯微鏡(倍率：3000倍)進行組織觀察並進行攝像。使用所獲得的組織照片，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組織分率(面積率)。

而且，自所獲得的熱軋鋼板製作穿透式電子顯微鏡觀察用薄膜，以穿透式電子顯微鏡(倍率：120000倍~260000倍)進行觀察，求出微細Ti碳化物的粒徑。另外，微細Ti碳化物的粒徑以260000倍進行30視野以上的觀察，對合計為100個以上的Ti碳化物求出各粒子的粒徑。使用所獲得的組織照片，藉由圖像解析，以近似圓求出各粒子的粒徑，並將該些值進行算術平均，從而作為該鋼板(試驗片)的Ti碳化物的平均粒徑。

而且，對TiS以10000倍進行30視野以上的觀察並進行攝像。對所獲得的組織，藉由圖像解析而對合計為20個以上的TiS以近似圓算出各粒子的粒徑。將所獲得的值進行算術平均，而作為該鋼板(試驗片)的TiS的平均粒徑。

(2)拉伸試驗

自所獲得的熱軋鋼板，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(GL：50mm)，依據JIS Z 2241的規定實施拉伸試驗，從而求出拉伸強度TS。

(3)彎曲試驗

自所獲得的熱軋鋼板採取彎曲試驗片(大小：30mm×150mm)。以試驗片的長度方向中央與V字區塊(頂角：90°)的頂點一致的方式，將彎曲試驗片載置於V字區塊，改變打孔機前端半徑而進行由打孔機(前端半徑R)將彎曲試驗片的中央位置按壓至V字區塊的彎曲試驗。試驗後，對試驗片的彎曲部外側進行目視觀察來調查有無裂紋。將重複數設為3次。將3次彎曲試驗中，彎曲部外側均未目視到產生龜裂的情況設為合格，將即便產生一次龜裂的情況設為不合格。而且，將由合格的最小的前端半徑R除以板厚t所得的R/t定義為極限彎曲半徑比，且作為彎曲加工性的評估基準。在R/t為2以下的情況下，評估為彎曲加工性優良。

將所獲得的結果表示於表3。

本發明例均為兼備拉伸強度TS：780MPa以上的高強度、及良好的彎曲特性的熱軋鋼板。另一方面，超出本發明的範圍的比較例無法確保所期望的高強度，或者極限彎曲半徑比大而無法確保所期望的彎曲加工性。

Claims

一種高張力熱軋鋼板，其拉伸強度TS：780MPa以上900MPa以下，該高張力熱軋鋼板具有如下的組成，即，以質量%計含有：C：0.035%~0.065%、Si：0.2%以下、Mn：0.7%以下、P：0.025%以下、S：0.02%以下、N：0.01%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.1%~0.2%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且更具有如下的組織：以面積率計95%以上為包含肥粒鐵晶粒的金屬組織，且在上述肥粒鐵晶粒中分散析出有平均粒徑小於6nm的Ti碳化物、進而在上述金屬組織中分散析出有平均粒徑為0.5μm以下的TiS。
如申請專利範圍第1項所述之高張力熱軋鋼板，其中除上述組成外，以質量%計，更含有B：0.0035%以下。
如申請專利範圍第1項或第2項所述之高張力熱軋鋼板，其中除上述組成外，以質量%計，更含有合計為1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hf、Zn中的1種或2種以上。
如申請專利範圍第1項或第2項所述之高張力熱軋鋼板，其中表面具有鍍層。
如申請專利範圍第1項或第2項所述之高張力熱軋鋼板，其中極限彎曲半徑比為2以下。
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5項中任一項所述之高張力熱軋鋼板的製造方法，其中該高張力熱軋鋼板的拉伸強度為780MPa以上900MPa以下，該高張力熱軋鋼板的製造方法包括：對鋼原材料進行加熱並實施包含粗軋與精軋的熱軋，在精軋結束後，進行冷卻、捲繞，其中將上述鋼原材料設為如下組成的鋼原材料，即，以質量%計含有：C：0.035%~0.065%、Si：0.2%以下、Mn：0.7%以下、P：0.025%以下、S：0.02%以下、N：0.01%以下、Al：0.1%以下、Ti：0.1%~0.2%，剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；且上述精軋設為將精軋機5段以上連續地設置而成的串聯方式的軋製，且設為將上述精軋機的入側溫度設為1000℃以上、上述精軋機的出側溫度設為900℃以上的軋製，將上述冷卻後的捲繞溫度設為500℃以上700℃以下。
如申請專利範圍第6項所述之高張力熱軋鋼板的製造方法，其中除上述組成外，以質量%計，更含有B：0.0035%以下。
如申請專利範圍第6項或第7項所述之高張力熱軋鋼板的製造方法，其中除上述組成外，以質量%計，更含有合計為1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、Mo、Sb、W、Nb、Pb、Ta、REM、V、Cs、Zr、Hf、Zn中的1種或2種以上。