TWI506147B - 高強度熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

高強度熱軋鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種適於汽車或輸送機件、建築機器等構造物的素材，具有780MPa以上的拉伸強度與優異的延伸凸緣加工性(stretch flange formability)，且鋼卷(coil)內的機械性質的變動小的高強度熱軋鋼板、高強度熱軋鍍敷鋼板及其製造方法。
就保護地球環境的觀點而言，為了削減CO2 排出量，一面維持汽車車體的強度一面實現其輕量化以改善汽車的油耗在汽車行業中始終為重要的課題。於一面維持汽車車體的強度一面實現車體的輕量化的方面，有效的是藉由成為汽車零件用素材的鋼板的高強度化而使鋼板的厚度變薄。因此，近年來積極地應用拉伸強度為780MPa以上的高強度熱軋鋼板(薄鋼板)作為汽車零件用素材。
此處，多數以薄鋼板為素材的汽車零件是藉由加壓(press)加工及去毛刺(burring)加工等而成形，因此對汽車零件用鋼板除要求高強度以外，亦要求具有優異的加壓成形性、延伸凸緣加工性等加工性。又，汽車是組合多個零件而構成，故而 對各個零件要求高度的尺寸精度。因此，對汽車零件用鋼板亦要求藉由加壓加工等而可獲得尺寸精度優異的零件。
根據以上理由，於將高強度熱軋鋼板應用於汽車零件等的方面，必須開發兼具強度與加工性且藉由加壓加工等而可獲得尺寸精度優異的零件般的高強度熱軋鋼板，從而至今為止進行了大量研究，提出有各種各樣的技術。
然而，對應於如今越來越高漲的高強度化的要求，高強度鋼板的強度或加工性等機械性質的不均勻、即高強度鋼板的鋼卷內的機械性質的變動卻阻礙高強度鋼板對汽車零件的應用。尤其是鋼板強度於鋼卷內的不均勻會引發加壓加工時產生的回彈量(springback)的變動(即，加壓零件內產生的回彈量於加壓零件內不均勻)，從而使加壓零件的形狀不穩定。又，若鋼板強度不均勻，則延伸凸緣加工性亦不均勻，故而亦成為加壓破裂的原因。
原本，鋼的拉伸強度為300MPa級左右，因此鋼板的高強度化、例如複合組織化或晶粒微細化所造成的高強度化成為產生強度不均的原因。該強度不均是由因鋼板的軋製方向長度、寬度方向上的製造上的溫度歷程或變動、進而加工條件的不同而產生的組織變動引起。因此，為了提供更高品質的汽車零件，除對汽車零件用鋼板賦予所需的強度、加工性以外，亦極其重要的是以在鋼卷內不產生不均的方式遍及鋼板整個區域均勻地賦予這些機械特性(尤其是強度)。
作為改善汽車零件用鋼板的機械特性的技術，例如專利文獻1中提出如下技術：於包含60%以上的肥粒鐵(ferrite)組織且拉伸強度為500MPa以上的高強度鋼板中，藉由包含具有於應 變量20%以上的變形後，該變形區域內排列於一方向上的差排單元結構於兩方向以上交叉的組織的肥粒鐵晶粒50%以上，而抑制高強度鋼板的加壓加工時的回彈量，使高強度鋼板的形狀凍結性(shape fixability)提高。
又，於專利文獻2中提出如下技術：藉由規定高強度熱軋鋼板的集合組織與r值及均勻伸長率的各向異性，而提高鋼板的彎曲加工性，抑制回彈而使高強度鋼板的形狀凍結性提高。又，提出如下技術：針對鋼板組織，藉由將肥粒鐵的體積分率設為80%以下而確保鋼板的形狀凍結性，藉由將麻田散鐵(martensite)或殘留沃斯田鐵(retained austenite)的體積分率設為1%以上且25%以下而確保鋼板的強度及成形性。進而，於專利文獻3中提出如下技術：藉由規定鋼板的集合組織與r值，且將鋼板中具有最大面積率的組織設為肥粒鐵，進而減少晶界的粗大雪明碳鐵(cementite)，從而提高鋼板的彎曲加工性，抑制回彈而確保鋼板的形狀凍結性，並且提高延伸凸緣性。
又，於專利文獻4中提出如下技術：藉由將鋼板組成設為添加有Ti、Mo及W中的1種以上的組成，並使包含這些元素的10nm以下的碳化物分散於肥粒鐵中，而實現高張力熱軋鋼板的寬度方向上的降伏強度(yield strength)的穩定性的提高。又，於專利文獻5中提出如下技術：藉由將鋼板組成設為添加有Ti、Mo及W中的1種以上的組成，並使包含這些元素的10nm以下的碳化物分散於肥粒鐵中，而實現高張力熱軋鋼板的鋼卷長度方向的強度穩定性的提高。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2007-308771號公報
專利文獻2：日本專利特開2004-250743號公報
專利文獻3：日本專利特開2002-363693號公報
專利文獻4：日本專利特開2003-321734號公報
專利文獻5：日本專利特開2003-321735號公報
然而，專利文獻1中提出的技術中，除肥粒鐵以外的硬質相的體積率會影響鋼板強度，相對於不可避免的製造條件的變化敏感的硬質相體積率的變動會使鋼板強度發生變化，導致機械性質的不均勻於鋼卷內變大。因此，即便對藉由此種技術所獲得的鋼板實施加壓加工以使加壓零件成形，亦產生加壓破裂或加壓零件的形狀變得不穩定，從而難以說是工業上具有實現性的技術。又，亦具有如下問題：當對鋼板實施加壓加工等而成形為所需的零件形狀時，軟質的肥粒鐵與硬質的第2相的界面容易成為加工時的破裂發生起點，而加工性不穩定。
又，專利文獻2中提出的技術中，難以遍及鋼卷的長度、寬度方向的整個區域穩定地獲得所需的集合組織，進而因積極地使用麻田散鐵或殘留沃斯田鐵作為鋼板組織，從而強度的穩定性明顯劣化。因此，專利文獻2中提出的技術中亦無法獲得穩定的形狀凍結性，且與專利文獻1中提出的技術同樣地，當對鋼板實施加壓加工以使加壓零件成形時，可見有加壓破裂、加壓零件的形狀不穩定等問題。進而，專利文獻3中提出的技術中亦極其難以遍及鋼卷的長度、寬度方向的整個區域穩定地獲得所需的集合組織，因此無法獲得穩定的強度，可見有與專利文獻2中提出的 技術相同的問題。
又，專利文獻4中提出的技術中，如其實施例所示，藉由在鋼板中添加1%以上的作為固溶強化元素的Mn而確保所需的鋼板強度。因此，根據專利文獻4中提出的技術，因產生Mn的偏析而使強度不均，從而無法抑制寬度方向的強度的變動。又，若為了抑制Mn的偏析而降低作為固溶強化元素的Mn含量，則鋼板強度降低，無法獲得780MPa以上的拉伸強度。
另一方面，於專利文獻5中提出：藉由降低鋼板的Mn含量而減少強度的變動。然而，專利文獻5的實施例中所揭示的鋼板均為了確保所需的鋼板強度而含有1%以上的作為固溶強化元素的Mn。即，專利文獻5中提出的技術中，Mn的偏析依然大，鋼卷長度方向的拉伸強度的穩定性並未得到保證。又，根據鋼卷長度方向的位置差異而寬度方向的強度的變化量亦不同，從而對材質均勻性有改善的餘地。進而，若為了抑制Mn的偏析(segregation of Mn)而降低作為固溶強化元素的Mn含量，則鋼板強度降低，無法獲得780MPa以上的拉伸強度。
如上所述，專利文獻4及專利文獻5中提出的技術中均依然未實現維持所需的鋼板強度並消除因Mn的偏析所引起的強度穩定性的問題。又，於這些技術中，由於鋼板的Mn含量高，故而因Mn偏析而於鋼板的加壓成形加工時引發破裂，因此，難以穩定地確保優異的延伸凸緣加工性，且不一定可獲得充分的延伸凸緣加工性。
如上所述，於上述現有技術中，雖製成高強度且高加工性、高形狀凍結性等機械特性優異的鋼板，但鋼卷內部的機械特 性、尤其是強度的變動大，延伸凸緣加工性的變動亦大，故而未實現製成鋼卷內的強度與加工性的變動經抑制的高強度鋼板。因此，於現有技術中極難以於工業上大量生產具有所需的強度並且尺寸精度穩定的加壓零件。
本發明是在此種狀況下完成，目的在於提供一種鋼卷內部的拉伸特性的變動小、延伸凸緣加工性優異、零件尺寸精度穩定的高強度熱軋鋼板及其製造方法。
為了解決上述課題，本發明者等人除針對影響到熱軋鋼板的高強度化與延伸凸緣加工性等加工性的各種因素以外，亦針對影響到鋼板的鋼卷內的機械特性的均勻性、尤其是鋼板強度的均勻性的各種因素進行潛心研究。
作為一面維持延伸凸緣加工性等加工性一面將鋼板高強度化為拉伸強度780MPa以上的方法，例如可列舉使麻田散鐵組織或變韌鐵(bainite)組織分散於軟質的肥粒鐵中進行複合組織化的方法。然而，於將鋼板組織設為複合組織的情況下，鋼卷內的各相分率的變動或各相的硬度的變化相疊加，從而鋼板強度於鋼卷內大幅變動。因此，本發明者等人認為，為了抑制鋼卷內的鋼板強度變化以確保鋼卷內強度的均勻性，應於使金屬組織(microstructure)單相化後指向高強度化而並非利用複合組織化進行高強度化。又，本發明者等人著眼於延伸凸緣加工性等加工性優異的肥粒鐵相，針對在使鋼板的金屬組織成為肥粒鐵單相組織後實現鋼板的高強度化的方法進行研究。
作為使金屬組織為肥粒鐵單相組織的鋼板高強度化的方法，考慮有基於藉由提高Mn添加量而進行的固溶強化或晶粒微細化的強化方法。然而，由本發明者等人研究的結果可知，這些強化方法均成為鋼卷內的鋼板強度或延伸凸緣加工性的變動的因素，於確保鋼板強度的均勻性的方面不利。
若鋼中的Mn量多則Mn會偏析，沃斯田鐵變態延遲而變得容易形成硬質相，或者固溶強化量變得比其他部分大，由此招致鋼板強度與加工性的不均勻。因此，於欲藉由添加Mn而實現鋼板的高強度化的情況下，本發明者等人發現：上述Mn偏析導致鋼板寬度方向的拉伸強度不均勻，由此延伸凸緣加工性亦不均勻。
又，於藉由肥粒鐵晶粒微細化(grain size refinement)而使鋼板的拉伸強度成為780MPa以上的情況下，必須使肥粒鐵的結晶粒徑約小於1μm。然而，使肥粒鐵的結晶粒徑遍及鋼板整個區域而約小於1μm並不容易。肥粒鐵的結晶粒徑較大地依賴於鋼板製造條件、尤其是熱軋結束後的冷卻條件。由於冷卻速度在鋼板的長度方向端部(鋼卷的長度方向端部或鋼卷的頂端或底端(end of Longitudinal direction of hot coil or top end and bottom end of hot coil))或寬度方向端部容易變得不穩定，故而鋼板端部的肥粒鐵結晶粒徑亦容易粗大化(coarsening)。
根據此種情況，本發明者等人進而針對不藉由高Mn固溶強化或晶粒微細化而實現金屬組織為肥粒鐵單相組織的鋼板的高強度化的方法進行研究。結果獲得如下見解：作為一面維持鋼板的加工性(延伸凸緣加工性等)一面使鋼板的拉伸強度成為780MPa以上，而且抑制鋼板強度的變動，且遍及鋼板的長度方向及 寬度方向賦予均勻的強度的方法，極有效的是抑制鋼板中的Mn含量並使微細的Ti碳化物於形成肥粒鐵單相組織的各個肥粒鐵晶粒中析出。
又，獲得如下見解：為了一面維持鋼板的加工性(延伸凸緣加工性等)一面使鋼板的拉伸強度成為780MPa以上，必須使Ti碳化物充分微細化；進而，若Ti碳化物的Ti含量以原子比計為C含量以上，則碳化物變得容易粗大化，從而存在對熱軋鋼板特性造成不良影響的情況。另一方面，獲得如下見解：若肥粒鐵的結晶粒徑極小，則會成為鋼板強度的不均勻的因素，因此對抑制鋼板強度的不均勻而言有效的是將肥粒鐵平均晶粒徑設為1μm以上。
進而可知，Ti碳化物是於熱軋鋼板製造步驟中的熱軋結束後的冷卻過程中析出，若鋼中的Mn量多則Mn會偏析，Ti碳化物析出的時間點於Mn偏析的部分變遲，從而與其他部分相比，Mn偏析的部分過度地硬質化，招致鋼板強度的不均勻。又，本發明者等人新發現如下技術：於現有的高強度鋼板中被認作常識的1%以上的Mn添加為上述強度變動的原因，藉由減少Mn添加而可使強度穩定化。
又，Ti碳化物是於熱軋鋼板製造步驟中的熱軋結束後的冷卻過程中，與沃斯田鐵→肥粒鐵變態同時地析出的相界面析出型的析出物。此處，由本發明者等人研究的結果可知，若鋼的肥粒鐵變態點大幅高於熱軋鋼板製造步驟中的捲取溫度，則導致與沃斯田鐵→肥粒鐵變態同時地析出的Ti碳化物於冷卻至捲取溫度的過程中粗大化，從而無法獲得所需的鋼板強度。
因此，本發明者等人想到，藉由將鋼的肥粒鐵變態點調整為與捲取溫度相同的程度，而抑制Ti碳化物的粗大化，從而遍及鋼板的長度方向及寬度方向整個區域使微細的Ti碳化物均勻地析出。而且，獲得如下見解：為了將鋼的肥粒鐵變態點調整為與捲取溫度相同的程度，重要的是規定鋼板中所含的Mn量、及鋼板製造條件、尤其是熱軋結束後的冷卻速度及捲取溫度。
本發明是基於上述見解而完成，其主旨如下所述。
[1]一種高強度熱軋鋼板，其拉伸強度為780MPa以上，該高強度熱軋鋼板具有如下組成：以質量%計，含有C：超過0.035%且0.065%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.65%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、Ti：0.09%以上0.25%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；並具有如下組織：以面積率計超過95%為肥粒鐵相，於該肥粒鐵相的晶粒內微細分散有平均粒徑為5nm以下的Ti碳化物，上述肥粒鐵相的平均晶粒徑為1μm以上。
[2]如上述[1]所述的高強度熱軋鋼板，其中上述Ti碳化物中所含的C與Ti的原子數比滿足下述(1)式：Ti/C<1.0 (1)
Ti/C：Ti碳化物中的C與Ti的原子數比。
[3]如上述[1]或[2]所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成以外，以質量%計，更含有合計1%以下的Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM(Rare Earth Metal，稀土金屬)、Cs、Zr、B、Hf中的任一種以上。
[4]如上述[1]至[3]中任一項所述的高強度熱軋鋼板，其中於鋼板表面具有鍍層。
[5]如上述[4]所述的高強度熱軋鋼板，其中上述鍍層為鍍鋅層或者鍍含鋅合金層。
[6]一種高強度熱軋鋼板的製造方法，上述高強度熱軋鋼板的拉伸強度為780MPa以上，上述高強度熱軋鋼板的製造方法的特徵在於：當對鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，並於精軋結束後進行冷卻、捲取而製成熱軋鋼板時，將上述鋼素材設為如下組成：以質量%計，含有C：超過0.035%且0.065%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.65%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、Ti：0.09%以上0.25%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；並且將上述精軋的精軋溫度設為840℃以上且1050℃以下，將上述冷卻的自精軋結束起至750℃為止的平均冷卻速度設為30℃/s以上，將上述捲取的捲取溫度設為570℃以上且750℃以下。
[7]如上述[6]所述的高強度熱軋鋼板的製造方法，其中除上述組成以外，以質量%計，更含有合計1%以下的Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、B、Hf中的任一種以上。
根據本發明，藉由不添加多量的Mn或合金元素且將組 織最佳化，而可提供一種先前未實現的機械性質的變動小的780MPa級(拉伸強度：780MPa~900MPa左右)的高強度熱軋鋼板及其製造方法，從而於工業上發揮顯著的效果。
D‧‧‧直徑
t‧‧‧厚度
圖1是表示Ti碳化物的概略形狀的圖。
以下，對本發明進行詳細說明。
首先，對本發明鋼板的組織及碳化物的限定理由進行說明。
本發明的熱軋鋼板具有如下組織：以面積率計超過95%為肥粒鐵相，於該肥粒鐵相的晶粒內微細分散有平均粒徑為5nm以下的Ti碳化物，且上述肥粒鐵相的平均晶粒徑為1μm以上。即，本發明的鋼板的特徵在於：實質上具有肥粒鐵單相的金屬組織，並以微細的Ti碳化物將該肥粒鐵相的結晶高強度化。又，藉由未積極地進行肥粒鐵的晶粒微細化而將細粒化強化量設為固定，進而為了消除偏析的原因、即引發成為強度變動的原因的碳化物的大小或析出量的變動的碳化物的析出的時間點的不均的原因，而降低Si及Mn量。藉此，可藉由將鋼板內部的Ti碳化物的析出量與大小保持為固定而使強度變動極小化，進而亦提高加壓成形品的形狀精度。
肥粒鐵相：以面積率計超過95%(相對於金屬組織整體 的面積率)
於本發明中，重要的是將熱軋鋼板的金屬組織設為肥粒鐵單相。於將熱軋鋼板的金屬組織設為除肥粒鐵相以外亦包含麻田散鐵或變韌鐵等硬質相的二相鋼板的情況下，因硬質相的體積分率導致強度發生變化，從而招致鋼板強度的不均勻。又，於確保熱軋鋼板的加工性(延伸凸緣加工性等)的方面亦較佳為將金屬組織設為肥粒鐵單相。然而，即便熱軋鋼板的金屬組織並非完全的肥粒鐵單相，只要實質上為肥粒鐵單相、即相對於金屬組織整體的以面積率計超過95%為肥粒鐵相，便可充分發揮上述效果。因此，為了抑制強度變動而將金屬組織設為以面積率計超過95%的肥粒鐵相。較佳為98%以上。
再者，於本發明的熱軋鋼板中，作為除肥粒鐵相以外的相，可列舉雪明碳鐵、波來鐵(pearlite)、變韌鐵相、麻田散鐵相、殘留沃斯田鐵相等，這些相的合計只容許為以面積率計小於5%。較佳為2%以下。此處所謂的金屬組織，意指使用光學顯微鏡或掃描式電子顯微鏡以100~5000倍受到觀察的組織。
Ti碳化物
Ti為強力的碳化物形成元素，包含Ti的碳化物成為平均粒徑極小的微細碳化物的傾向強。因此，於藉由使微細碳化物於熱軋鋼板中分散析出(dispersively precipitation)而實現熱軋鋼板的高強度化的本發明中，將分散析出的微細碳化物設為Ti碳化物。如上所述，根據活用析出強化的本發明，即，藉由僅以碳化物控制來提高鋼板強度而容易進行控制，從而可獲得穩定的強度。此處，於本發明中Ti碳化物是以TixMyCz(0<x≦1、0≦y <1、0<z≦1；M：除Ti以外的合金元素；x+y≦1)的化學式表示，且於碳化物中亦可包含除Ti以外的V或Mo等碳化物形成元素。其中，y亦可實質上為零。
Ti碳化物的平均粒徑：5nm以下
於對熱軋鋼板賦予所需的強度(拉伸強度：780MPa以上)的方面，極其重要的是於上述肥粒鐵相的晶粒內分散析出的Ti碳化物的平均粒徑，於本發明中將Ti碳化物的平均粒徑設為5nm以下。若於基質中析出微細碳化物，則該微細碳化物作為針對在對鋼板施加變形時產生的差排的移動的阻力發揮作用，藉此，熱軋鋼板得以強化。此處，若將微細碳化物的平均粒徑設為5nm以下，則上述作用更顯著。另一方面，若微細碳化物的平均粒徑超過5nm，則難以確保780MPa級的鋼板強度。因此，Ti碳化物的平均粒徑設為5nm以下。
圖1中表示Ti碳化物的概略形狀。於Ti碳化物如圖1般呈圓盤狀的情況下，若將圓盤的直徑設為D、厚度設為t，則Ti碳化物的平均粒徑d設為以下式算出的值。
d=(D+t)/2
另一方面，於Ti碳化物為橢圓狀的情況下，將長軸與短軸的算術平均設為Ti碳化物的平均粒徑。又，於Ti碳化物為球狀的情況下，將球的直徑設為Ti碳化物的平均粒徑。
Ti碳化物中所含的Ti與C的原子數比
Ti碳化物中所含的Ti與C的原子數比較佳為滿足下述(1)式。
Ti/C<1.0 (1)
(Ti/C：Ti碳化物中的C與Ti的原子數比)
於實現Ti碳化物的微細化的方面，亦有效的是控制Ti碳化物中的Ti/C的原子數比，藉由使上述Ti/C小於1而可穩定地獲得大小5nm以下的Ti碳化物。Ti碳化物的粗大化會因Ti於鋼中的擴散而被限速。即，Ti碳化物的粗大化受到Ti固溶量較大影響，故而若Ti/C為1以上則Ti碳化物容易粗大化，從而有無法獲得穩定的強度的情況。因此，較佳為將上述Ti/C原子數比設為小於1。再者，上述Ti/C原子數比可藉由調整鋼板組成或鋼板的製造條件而控制為所需的比率。先前，可認為於將Ti作為主要的碳化物形成元素予以添加的情況下，亦有容易相對於C過量地添加的情況，從而Ti/C超過1.0。
肥粒鐵相的平均晶粒徑：1μm以上
通常，若將晶粒微細化，則鋼板強度會提高。然而，於本發明中，為了使鋼板強度穩定，必須儘量排除除析出強化以外的成為強度變動因素的要素。此處，若肥粒鐵平均晶粒徑低於1μm，則細粒化強化量會急遽增大，從而強度較大地依賴於結晶粒徑，而強度變得不穩定。因此，於本發明中，將肥粒鐵相的平均晶粒徑的下限設為1μm。較佳為1.5μm以上。另一方面，若肥粒鐵相的平均晶粒徑超過10μm，則擔心韌性降低，故而較佳為將肥粒鐵相的平均晶粒徑設為10μm以下。
繼而，對本發明的熱軋鋼板的成分組成的限定理由進行說明。再者，表示以下的成分組成的%只要未特別說明則表示質量%。
C：超過0.035%且0.065%以下
C為於鋼板中形成Ti碳化物而使拉伸強度上升至780MPa以上的方面必需的元素。若C含量為0.035%以下，則無法實現780MPa級的拉伸強度。另一方面，若C含量超過0.065%，則容易生成波來鐵，從而強度的穩定性劣化。又，因波來鐵的生成故延伸凸緣加工性亦劣化。因此，C含量設為超過0.035%且0.065%以下。較佳為0.04%以上且0.06%以下。再者，為了使滿足上述(1)式的Ti碳化物析出，較佳為將C含量設為0.04%以上且0.065%以下。
Si：0.2%以下
Si於先前的高強度鋼板中作為提昇強度且不降低伸長率的固溶強化元素而添加，這件事是被認為常規方法。然而，Si會提高淬火性且使麻田散鐵相或變韌鐵相等硬質相的生成變得容易，故而會阻礙肥粒鐵單相組織的形成。因此，將Si含量的上限設為0.2%。較佳為0.1%以下。進而較佳為0.05%以下。Si含量即便為零亦無問題。
Mn：0.65%以下
Mn與Si同樣地於先前的高強度鋼板中作為固溶強化元素而被積極地添加。然而，Mn與Si同樣地會提高淬火性且使麻田散鐵相或變韌鐵相等硬質相的生成變得容易，故而會阻礙肥粒鐵單相組織的形成。因除肥粒鐵相以外的硬質相混合存在(混合存在以面積率計5%以上)而招致鋼板強度的不均勻或延伸凸緣加工性的劣化。又，若大量含有Mn則容易產生偏析，因該偏析而使肥粒鐵變態點局部低溫化。此處，作為本發明的強化機制的Ti碳化物的析出與沃斯田鐵→肥粒鐵變態同時地析出。然而，若如上 所述般肥粒鐵變態點於鋼板中變得不均勻，則Ti碳化物的析出量或大小亦不均勻，結果強度的穩定性劣化。因此，Mn含量設為0.65%以下。較佳為0.5%以下。Mn含量即便為零亦無問題。
P：0.03%以下
若P的含量超過0.03%則偏析變得顯著，而阻礙Ti碳化物的微細析出。因此，P含量設為0.03%以下。較佳為0.02%以下，更佳為0.01%以下。P含量即便為零亦無問題。
S：0.02%以下
S於鋼中形成TiS，亦成為強度變動的原因。尤其是TiS於延伸凸緣加工時會成為破壞的基點，故而使拉伸強度降低，成為強度變動的原因。因此，於本發明中較佳為儘量降低S，設為0.02%以下。較佳為0.005%以下，更佳為0.001%以下。S含量即便為零亦無問題。
Al：0.1%以下
Al為發揮去氧劑的作用的元素。為了獲得此種效果，理想的是含有0.01%以上，但若其含量超過0.1%則會產生粗大的氧化鋁，成為破壞的起點，由此延伸凸緣加工性劣化。因此，Al含量設為0.1%以下。
N：0.01%以下
N於本發明中為有害的元素，較佳為儘量降低。N於鋼中會與Ti鍵結而形成TiN。此處，若N含量超過0.01%，則粗大的TiN量變多，鋼板的拉伸強度的變動尤其於低強度側變大。因此，N含量設為0.01%以下。較佳為0.006%以下。N含量即便為零亦無問題。
Ti：0.09%以上且0.25%以下
Ti為形成Ti碳化物而使鋼高強度化所必不可少的元素，於本發明中為最重要的元素之一。若Ti含量低於0.09%，則Ti碳化物的析出量不充分，難以獲得所需的鋼板強度(拉伸強度780MPa以上)。另一方面，若Ti含量超過0.25%，則固溶Ti變多而無法抑制Ti碳化物的粗大化，故而難以獲得所需的鋼板強度(拉伸強度780MPa以上)。因此，Ti含量設為0.09%以上且0.25%以下。
再者，為了使滿足上述(1)式的Ti碳化物析出，較佳為將Ti含量設為0.12%以上且0.20%以下。
以上為本發明中的基本組成，除上述基本組成以外亦可更含有合計1%以下的Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、B、Hf中的任一種以上。這些的含量只要為合計1%以下，則不會對上述本發明的效果造成影響。除上述以外的成分為Fe及不可避免的雜質。例如，自礦石或碎屑混入的元素(Cu等)只要為上述合計含量以下，則不必特別降低。其中，由於本申請案中使用價格相對便宜的Ti作為主要的碳化物形成元素，故而碳化物形成傾向強的Mo、W、Nb、V為無添加(雜質程度的含量)即可。
本發明的鋼板亦可於表面具有鍍層。藉由在鋼板表面形成鍍層，熱軋鋼板的耐蝕性會提高，可獲得適於暴露在嚴酷的腐蝕環境中的汽車零件的素材的熱軋鋼板。又，即便對本發明的鋼板的表面實施鍍敷，亦不會對本發明的鋼板特性造成任何影響，依然表現上述本發明的優異效果。該鍍層的種類並無特別限定， 可為電鍍亦可為熔融鍍敷。若為熔融鍍敷，則作為較佳的例可列舉熔融鍍鋅。亦可為鍍敷後經合金化的合金化熔融鍍鋅。又，本發明的鍍層中亦包含進行對化學處理有利的預處理，使金屬或其氧化物分散於表面。
繼而，對本發明的熱軋鋼板的製造方法進行說明。
本發明是對上述組成的鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，並於精軋結束後進行冷卻、捲取而製成熱軋鋼板。此時，特徵在於：將上述精軋的精軋溫度設為840℃以上且1050℃以下，將上述冷卻的自精軋結束起至750℃為止的平均冷卻速度設為30℃/s以上，且將上述捲取的捲取溫度設為570℃以上且750℃以下。
於本發明中，鋼素材的熔製方法並無特別限定，可採用轉爐、電爐等公知的熔製方法。又，於熔製後，就偏析等問題考慮較佳為藉由連續鑄造法製成鋼坯(鋼素材)，但亦能以造塊-分塊軋製法、薄鋼坯連鑄法等公知的鑄造方法製成鋼坯。再者，於鑄造後對鋼坯進行熱軋時，可於以加熱爐對鋼坯進行再加熱後進行軋製，於保持規定溫度以上的溫度的情況下，亦可不加熱鋼坯而直送至軋製。
對如此獲得的鋼素材實施加熱、粗軋及精軋，於本發明中，必須於粗軋前預先熔解鋼素材中的碳化物。於含有作為碳化物形成元素的Ti的本發明中，較佳為將鋼素材的加熱溫度設為1150℃以上。然而，若鋼素材的加熱溫度變得過高，則表面被過度氧化，產生TiO2 而消耗Ti，於製成鋼板的情況下容易發生表面附近的硬度的降低，故而上述加熱溫度較佳為設為1350℃以下。又，如上所述，於粗軋前的鋼素材保持規定溫度以上的溫度，鋼 素材中的碳化物已熔解的情況下，可省略將粗軋前的鋼素材進行加熱的步驟。再者，關於粗軋條件不必特別限定。
精軋溫度：840℃以上且1050℃以下
若精軋溫度超過1050℃，則最終獲得的肥粒鐵晶粒容易粗大化至所需以上，從而鋼板強度明顯降低。因此，精軋溫度設為1050℃以下。較佳為980℃以下。然而，若精軋溫度變得極低，則最終獲得的肥粒鐵的平均晶粒徑會小於1μm。進而，擔心肥粒鐵區域產生藉由軋製而於軋製方向上伸展的晶粒，故而精軋溫度設為840℃以上。較佳為880℃以上。
自精軋結束起至750℃為止的平均冷卻速度：30℃/s以上
冷卻速度的適當化在如下方面極其重要：使熱軋鋼板的組織遍及熱軋鋼板的長度方向及寬度方向整個區域而成為所需的組織，即，於肥粒鐵的晶粒內微細分散有平均粒徑為5nm以下的Ti碳化物的組織。
於熱軋結束後，若自精軋結束起至750℃為止的平均冷卻速度低於30℃/s，則在高於下述捲取溫度的溫度區域內便開始肥粒鐵變態。藉此，極難以於肥粒鐵的晶粒內使平均粒徑為5nm以下的微細的Ti碳化物遍及鋼板的長度方向及寬度方向均勻地分散析出而成為所需的鋼板強度。因此，將自精軋結束起至750℃為止的平均冷卻速度設為30℃/s以上。較佳為60℃/s以上。
再者，Mn具有如下效果：於CCT圖(Continuous Cooling Transformation diagram，連續冷卻變態線圖)中使鋼的肥粒鐵變態的鼻部(nose)向長時間側移位。因此，於鋼中的Mn含量高的 情況下，即便熱軋結束後的冷卻速度相對較慢(例如，10℃/s~30℃/s左右)，亦可於開始肥粒鐵變態前冷卻至捲取溫度，與肥粒鐵變態大致同時地進行捲取。然而，隨著鋼中的Mn含量變低，CCT圖中的鋼的肥粒鐵變態的鼻部會向短時間側移位。即，於低Mn鋼的情況下，為了於熱軋結束後未進行肥粒鐵變態便冷卻至捲取溫度且與肥粒鐵變態大致同時地進行捲取，而必須將自熱軋結束後起到冷卻至捲取溫度為止的時間短時間化，即，加快熱軋結束後的冷卻速度。
因此，於本發明中，例如於Mn含量為0.5%以下的情況下，較佳為自精軋結束起至750℃為止的平均冷卻速度設為50℃/s以上，更佳為設為100℃/s以上。
然而，若上述平均冷卻速度過度變大，則有鋼板寬度方向的溫度不均變得顯著且寬度方向上的機械特性變得不均勻的擔心，故而上述平均冷卻速度較佳為設為500℃/s以下，更佳為設為300℃/s以下。
又，為了使滿足上述(1)式的Ti碳化物析出，較佳為將上述平均冷卻速度設為60℃/s以上且300℃/s以下。
捲取溫度：570℃以上且750℃以下
若捲取溫度低於570℃，則產生變韌肥粒鐵(bainitic ferrite)或變韌鐵，難以使金屬組織實質上成為肥粒鐵單相。因此，捲取溫度設為570℃以上。另一方面，若捲取溫度超過750℃，則雖容易獲得肥粒鐵，但生成波來鐵或粗大的Ti碳化物，從而強度降低。因此，捲取溫度設為750℃以下。為了更切實地抑制波來鐵或粗大的Ti碳化物的生成，較佳為設為700℃以下。又，為了使 滿足上述(1)式的Ti碳化物析出，更佳為將捲取溫度設為600℃以上且680℃以下。又，除上述精軋溫度以外藉由將捲取溫度設為570℃以上，可使肥粒鐵平均晶粒徑成為1μm以上。
如上所述，根據本發明的方法，可獲得具有如下組織且拉伸強度為780MPa以上的熱軋鋼板：以面積率計超過95%為肥粒鐵相，於該肥粒鐵相的晶粒內微細分散有平均粒徑為5nm以下的Ti碳化物，且上述肥粒鐵相的平均晶粒徑為1μm以上。
又，根據本發明，尤其藉由降低Mn含量並且規定熱軋結束後的冷卻、捲取條件，從而遍及鋼板的長度方向與寬度方向微細分散有上述所需的Ti碳化物，故而可獲得強度的不均勻得以抑制的材質均勻性優異的鋼板。具體而言，於板寬為600mm~1600mm的鋼板中，可獲得鋼板寬度方向中央部的拉伸強度TSc與距離鋼板寬度方向端部為50mm的位置上的拉伸強度TSe的差△TS為20MPa以下的強度變動小的鋼板。再者，就抑制△TS的觀點而言，較佳為本發明的鋼板成為780MPa級。
再者，於本發明中，亦可藉由對以上述方式製造的熱軋鋼板實施鍍敷處理而於鋼板表面形成鍍層。鍍敷處理可為電鍍、熔融鍍敷的任一種。例如，可實施熔融鍍鋅處理作為鍍敷處理，或者亦可於熔融鍍鋅處理後進而實施合金化處理。
實施例
對具有表1所示的組成的厚度250mm的鋼素材(鋼坯)實施熱軋，而製作板厚2.6mm、板寬1200mm的熱軋鋼板。鋼素材的加熱溫度、精軋溫度、自精軋結束起至750℃為止的平均冷卻速度及捲取溫度如表2所示。繼而，以酸洗去除表層的鏽皮(scale) 後，對其中一部分(熱軋鋼板No.16、17、18)實施熔融鍍鋅處理(鍍浴組成：0.1%Al-Zn，鍍浴溫度：470℃)，進而實施合金化處理(合金化溫度：520℃)。再者，鍍敷附著量設為每面45g/m2 。
自藉由上述所獲得的熱軋鋼板(熱軋鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板)獲取試驗片，進行組織觀察、拉伸試驗、擴孔試驗(hole expanding test)，求出肥粒鐵相的面積率及平均晶粒徑、Ti碳化物的平均粒徑、拉伸強度、擴孔率(延伸凸緣加工性)及鋼板寬度方向中央部與端部的強度差。試驗方法如下所述。再者，試驗片的獲取位置設為距離鋼卷的尾端(外側的端部)為20m(其中，將用以下述鋼卷長度方向的機械特性的變動調查的試驗片獲取除外)。
(1)組織觀察
自所獲得的熱軋鋼板獲取組織觀察用試驗片，對其與軋製方向平行的剖面(L剖面)進行研磨，並以硝酸浸蝕液(nital)腐蝕，以光學顯微鏡(倍率500倍)及掃描式電子顯微鏡(倍率3000倍)觀察組織並辨別組織，求出肥粒鐵相及除肥粒鐵相以外的組織的面積率。
又，對平行於軋製方向的剖面進行鏡面研磨，並以硝酸浸蝕液腐蝕，使肥粒鐵晶粒現出，以光學顯微鏡(倍率：100倍)拍攝組織。對於所獲得的組織照片，分別於軋製方向、板厚方向上以100μm以上的間隔畫出10條直線，計數晶界與直線的交點數。將全長除以交點數所得的值設為一個肥粒鐵晶粒的線段長度，再乘以1.13而求出ASTM肥粒鐵粒徑。
繼而，使用自鋼板獲取的薄膜，以穿透式電子顯微鏡(倍率340000倍)觀察100個以上Ti碳化物，依照上述規定而求出Ti碳化物的平均粒徑。
Ti碳化物中的C與Ti的原子數比Ti/C是收集萃取殘留物，以EDX(Energy Dispersive X-ray analysis，能量分散型X射線分析)定量Ti濃度，以EELS(Electron Energy Loss Spectroscopy，電子能量損失光譜法)定量C濃度而算出。
(2)拉伸試驗
自所獲得的熱軋鋼板獲取拉伸試驗用試驗片，依據JIS Z2241的規定進行拉伸試驗，測定拉伸特性(拉伸強度TS)。拉伸試驗片是自長度方向的寬度中央及距離端部為50mm的位置且以軋製方向與拉伸方向平行的方式獲取，對各試驗片測定拉伸強度。又，求出鋼板寬度中央部的拉伸強度TSc與距離鋼板寬度端部為50mm的位置的拉伸強度TSe的差△TS。將寬度方向中央部的拉伸強度TSc及△TS示於表3。拉伸強度的大小關係均為TSc>TSe。
(3)擴孔試驗
自所獲得的熱軋鋼板切取130mm見方的樣品(sample)，於中央以間隙(clearance)12.5%沖裁10mm的孔，自衝頭(punch)側以頂角60度的圓錐衝頭擴孔。於產生貫穿板厚的明確的龜裂的階段使衝頭停止，取出試驗片並測定該孔的直徑。將擴孔後的孔徑與擴孔前的孔徑的差除以擴孔前的值並乘以100所得的數字設為擴孔率λ，是作為延伸凸緣加工性的指標而求出。
將所獲得的結果示於表3。
本發明例均成為如下熱軋鋼板：兼具拉伸強度TS為780MPa以上的高強度、以及擴孔率λ超過90%的延伸凸緣加工性，而且鋼板寬度中央部的拉伸強度與距離鋼板寬度端部為50mm的位置的拉伸強度的差△TS小於20MPa，且強度變動小。另一方面，本發明的範圍外的比較例無法確保規定的高強度，或是無法確保擴孔率λ或鋼板強度均勻性。
對於表2所示的No.4、No.7的熱軋鋼板(鋼卷)，於表4所示的長度方向的各位置(距離鋼卷的尾端(鋼卷的外側的端部)為40m、100m、300m、500m、700m的位置)，自板寬度方向中央部獲取JIS 5號拉伸試驗片、擴孔試驗片，藉由與上述(2)、(3)相同的方法實施拉伸試驗、擴孔試驗。將所獲得的結果示於表4。再者，亦一併表示以長度方向的40m位置為基準的長度方向各位置上的拉伸強度的差△TSL 。又，將差△TSL 小於20MPa者設為良好(○)。
於表4所示的任一鋼卷中，均成為長度方向的拉伸強度 的差△TSL 小於20MPa、強度變動小的熱軋鋼板。
D‧‧‧直徑
t‧‧‧厚度

Claims (7)

  1. 一種高強度熱軋鋼板，其拉伸強度為780MPa以上，該高強度熱軋鋼板具有如下組成：以質量%計，含有C：超過0.035%且0.059%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.49%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、Ti：0.09%以上0.25%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；並具有如下組織：以面積率計超過95%為肥粒鐵相，於該肥粒鐵相的晶粒內微細分散有平均粒徑為5nm以下的Ti碳化物，上述肥粒鐵相的平均晶粒徑為1μm以上。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的高強度熱軋鋼板，其中上述Ti碳化物中所含的C與Ti的原子數比滿足下述(1)式：Ti/C<1.0 (1)Ti/C：Ti碳化物中的C與Ti的原子數比。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的高強度熱軋鋼板，其中除上述組成以外，以質量%計，更含有合計1%以下的Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、B、Hf中的任一種以上。
  4. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的高強度熱軋鋼板，其中於鋼板表面具有鍍層。
  5. 如申請專利範圍第4項所述的高強度熱軋鋼板，其中上述鍍層為鍍鋅層或者鍍含鋅合金層。
  6. 一種高強度熱軋鋼板的製造方法，上述高強度熱軋鋼板的 拉伸強度為780MPa以上，上述高強度熱軋鋼板的製造方法的特徵在於：當對鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，並於精軋結束後進行冷卻、捲取而製成熱軋鋼板時，將上述鋼素材設為如下組成：以質量%計，含有C：超過0.035%且0.059%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.49%以下、P：0.03%以下、S：0.02%以下、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、Ti：0.09%以上0.25%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；並且將上述精軋的精軋溫度設為840℃以上且1050℃以下，將上述冷卻的自精軋結束起至750℃為止的平均冷卻速度設為30℃/s以上，將上述捲取的捲取溫度設為570℃以上且750℃以下。
  7. 如申請專利範圍第6項所述的高強度熱軋鋼板的製造方法，其中除上述組成以外，以質量%計，更含有合計1%以下的Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、B、Hf中的任一種以上。
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