TWI507539B - 熱軋鋼板及其製造方法 - 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熱軋鋼板及其製造方法。詳盡言之，本發明係有關於一種具優異延伸性及擴孔性之高強度熱軋鋼板及其製造方法。

發明背景

近年來，因世界環境意識高漲，故而於汽車領域係強烈尋求二氧化碳排放量的削減及燃料費提升。對該等課題來說車體的輕量化係極有效的，故而持續推動適用高強度鋼板所帶來的輕量化。而現在，已多在汽車的車盤構件上使用拉伸強度為440MPa級的熱軋鋼板，並且為了對應車體輕量化，還更期待高強度鋼板的適用。

汽車的車盤構件為了確保具高剛性，故多為形狀複雜者。因此在壓製成形上係施加凸出成形加工、延伸凸緣加工、延伸加工等複數之加工，而對要成為素材的熱軋鋼板則係要求要有對應該等之加工性。一般而言，凸出成形加工與延伸凸緣加工係與在擴孔實驗所測定出之擴孔率有關，並且許多為了提升擴孔率之研究亦持續在進行。

雖然由肥粒鐵與麻田散鐵所構成之Dual Phase鋼(以下，表記為DP鋼)係具有高強度並且具有優異延伸性，但擴孔性低。這是因為肥粒鐵與麻田散鐵的強度差大，而伴隨成形，在麻田散鐵附近的肥粒鐵會發生大應變以及應力集中，故而發生裂痕之理由。基於其知見，正持續開發經藉由降低組織間之強度差而提升了擴孔率之高強度鋼板。

專利文獻1中提出了一種以變韌鐵或變韌肥粒鐵為主相來確保強度，而大大提升了擴孔性之鋼板。其係因製成單一組織鋼而不會發生前述的應變及應力集中，故可獲得高擴孔率者。但是，因製成了變韌鐵或變韌肥粒鐵的單一組織鋼，而變得難以確保高延伸性，故不容易高維地兼具延伸性及擴孔性。

近年來係提出了一種鋼板，其係利用以單一組織鋼之組織而具有優異延伸性之肥粒鐵，且利用Ti、Mo等碳化物來謀求高強度化者(例如專利文獻2、3)。但專利文獻2所提出之鋼板含有大量的Mo，而專利文獻3提出之鋼板含有大量的V。

並且專利文獻4提出一種複合組織鋼板，其係以DP鋼中的麻田散鐵作為變韌鐵，來縮小與肥粒鐵之組織間的強度差，藉此而提高了擴孔性。但是，為了確保強度而提高變韌鐵組織之面積率的結果，要確保高延伸性則變得困難，因此不容易高維地兼具延伸性及擴孔性。專利文獻5則提出了一種高強度鋼板，其係為了具備擴孔性與成形 性，不僅進行淬火與淬火後之麻田散鐵的回火，還控制於淬火前肥粒鐵的固熔C量，並且使用了具有優異延伸性的肥粒鐵與回火麻田散鐵來謀求兼具有強度與擴孔性之具優異擴孔性及成形性。但是，近年來仍期待更加提升延伸性及擴孔性的平衡。

先行技術文獻 【專利文獻】

專利文獻1：日本特開2003-193190號公報

專利文獻2：日本特開2003-089848號公報

專利文獻3：日本特開2007-063668號公報

專利文獻4：日本特開2004-204326號公報

專利文獻5：日本特開2007-302918號公報

發明概要

本發明係以提供一種不含高價的元素還可獲得具優異延伸性與擴孔性之高強度鋼板及其製造方法為目的者。

本發明者等針對具有高強度並且具有高延伸性之DP鋼的組織構成與延伸性及擴孔性之關係進行了詳細調查，並對習知的鋼種類針對共同使延伸性與擴孔性提升之方法進行了檢討。結果發現，藉由控制麻田散鐵的分散狀態，而可在維持DP鋼的高延伸性的狀態下使擴孔性提升之 手法。亦即清楚可知，即使是像肥粒鐵與麻田散鐵一樣強度差大，而一般被視為擴孔性低之DP鋼組織，亦可藉由控制麻田散鐵的面積率及平均直徑，並滿足後述R/D_M ² ≧1.00之關係，而在維持高延伸性的狀態下使擴孔性提升。

本發明係基於所述知見而成者，其要旨如下述。

(1)本發明之第一態樣：一種熱軋鋼板，係具有下述化學組成：以質量%計，含有：C：0.030~0.10%、Mn：0.5~2.5%、Si+Al：0.100~2.5%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Nb：0~0.06%、Ti：0~0.20%、V：0~0.20%、W：0~0.5%、Mo：0~0.40%、Cr：0~1.0%、Cu：0~1.2%、Ni：0~0.6%、B：0~0.005%、REM：0~0.01%、Ca：0~0.01%，且剩餘部份係由Fe及雜質所構成；並且具有下述顯微組織：以面積率計具有肥粒鐵：80%以上、麻田散鐵：3~15.0%、波來鐵：低於3.0%，且自鋼板表面起於鋼板板厚1/4深度位置上圓等效直徑為3μm以上的麻田散鐵的個數密度係5.0個/10000μm² 以下，進而滿足下述式(A)：R/D_M ² ≧1.00‧‧‧式(A)，此處，R：以下述式(B)規定之平均麻田散鐵間隔(μm)，D_M ：麻田散鐵平均直徑(μm)；R={12.5×(π/6V_M )^0.5 -(2/3)^0.5 }×D_M ‧‧‧式(B)，此處，V_M ：麻田散鐵面積率(%)，D_M ：麻田散鐵平均直徑(μm)。

(2)上述(1)所記載之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質 量%計，亦可含有下述至少1種元素：Nb：0.005~0.06%、及Ti：0.02~0.20%。

(3)上述(1)或(2)所記載之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計，亦可含有下述至少1種元素：V：0.02~0.20%、W：0.1~0.5%、及Mo：0.05~0.40%。

(4)上述(1)至(3)中任一項所記載之熱軋鋼板，其中前述化學組成亦可以質量%計，含有下述至少1種元素：Cr：0.01~1.0%、Cu：0.1~1.2%、Ni：0.05~0.6%、及B：0.0001~0.005%。

(5)上述(1)至(4)中任一項所記載之熱軋鋼板，其中前述化學組成亦可以質量%計，含有下述至少1種元素：REM：0.0005~0.01%、及Ca：0.0005~0.01%。

(6)本發明之第二態樣：一種熱軋鋼板之製造方法，係具有下述步驟：粗軋延步驟：將具有如上述(1)至(5)中任一項所記載之化學組成的鋼胚於作成1150~1300℃後供於多道次粗軋延，並於1000~1050℃溫度域且30%以上之合計軋縮率下進行軋延最終4道次以上而製成粗棒；最後軋延步驟：對前述粗棒，於前述粗軋延結束後60秒以內開始軋延的同時，在850~950℃溫度域下施行結束軋延之最後軋延而製得最後軋延鋼板；及，冷卻及捲取步驟：以50℃/s以上的平均冷卻速度於600~750℃溫度域下將前述最後軋延鋼板冷卻，且進行空冷5~10秒後，以30℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至400℃以下溫度域並捲取，而製得熱軋鋼板。

根據本發明，可不含高價的元素，即可製得同時具有優異延展性及擴孔性之高強度熱軋鋼板，而對產業上有極顯著的貢獻。

圖1係顯示麻田散鐵平均直徑(μm)D_M 與麻田散鐵面積分率V_M (%)之關係的圖，而括弧內的數值係表示擴孔率(%)。

圖2係顯示平均麻田散鐵間隔R除以麻田散鐵平均直徑D_M 的二次方之R/D_M ² 與擴孔率(%)之關係的圖。

圖3係顯示自鋼板表面起於鋼板板厚1/4深度位置上圓等效直徑為3μm以上的麻田散鐵的個數密度N_M (個/10000μm² )與擴孔率(%)之關係的圖。

用以實施發明之形態

DP鋼係軟質的肥粒鐵中分散有麻田散鐵之鋼板，其不僅具有高強度還可呈現高延展性。但在變形時會發生由肥粒鐵與麻田散鐵的強度差造成的應變及應力集中，而易生成會引起延性破壞之孔隙。因此DP鋼的擴孔率很低。然而因未對孔隙生成行為進行詳細的調查，故DP鋼的顯微組織與延性破壞之關係並不明確。

因此本發明者等對於具有各種組織構成的DP鋼，就組織與孔隙生成行為的關係及孔隙生成行為與擴孔性的關係進行了詳細的調查。結果清楚可知硬質第二相組織之麻田散鐵的分散狀態對DP鋼的擴孔性會有很大的影 響。進而發現，藉由設以式(1)求出之平均麻田散鐵間隔除以麻田散鐵平均直徑的二次方之值為1.00以上，則即使是像DP鋼一樣為組織間強度差大的組織，亦可獲得高擴孔性。

擴孔加工中龜裂的發生及進展係因以孔隙的生成、成長、連結為基本過程之延性破壞所引起。在如同DP鋼一樣強度差大的組織中，會因硬質的麻田散鐵而發生高應變及應力集中，故會易形成孔隙，而擴孔性低。

但是，詳細調查組織與孔隙生成行為之關係及孔隙生成行為與擴孔性之關係後，清楚可知因硬質第二相的麻田散鐵的分散狀態，孔隙的生成、成長、連結會延遲，而有可能獲得高擴孔性。

具體來說係清楚明白了因麻田散鐵大小的微細化，孔隙生成會延遲。該原因可推測麻田散鐵變小的同時，形成於其附近的應變、應力集中區域亦會變窄。並且還發現若因麻田散鐵的個數密度與平均直徑而產生變化之麻田散鐵間的間隔大時，以麻田散鐵為起點所形成的孔隙間的距離亦會同時擴大，而變得難以連結。

基於上述知見，而對具有高擴孔性之DP鋼組織進行了檢討。結果可知，如同圖1所示之麻田散鐵平均直徑(μm)D_M 與麻田散鐵面積分率V_M (%)之關係，藉由將麻田散鐵的面積率與大小控制在一定範圍可獲得高擴孔性。此外，圖1中括弧內的數值係表示擴孔率(%)。

進而顯示平均麻田散鐵間隔R除以麻田散鐵平均直徑D_M 的二次方之R/D_M ² 與擴孔率(%)之關係。如同圖2 所示可知，下述式(1)左邊的R/D_M ² 係與擴孔率(%)有著明確的相關關係，而藉由設R/D_M ² 為1.00以上則即使為DP鋼組織，亦可獲得高擴孔性、且具優異延展性與擴孔性之熱軋鋼板。

R/D_M ² ≧1.00‧‧‧式(1)，此處，R：以下述式(2)規定之平均麻田散鐵間隔(μm)，D_M ：麻田散鐵平均直徑(μm)；R={12.5×(π/6V_M )^0.5 -(2/3)^0.5 }×D_M ‧‧‧式(2)，此處，V_M ：麻田散鐵面積率(%)，D_M ：麻田散鐵平均直徑(μm)。

式(1)表現出了孔隙生成、連結的困難度，並且呈現從麻田散鐵的面積率、平均直徑藉由式(2)所求之平均麻田散鐵間隔R除以麻田散鐵平均直徑的二次方之形式。本說明書中，麻田散鐵的平均直徑係意指對圓等效直徑1.0μm以上之麻田散鐵的算術平均。這是因為低於1.0μm的麻田散鐵不會對孔隙的生成．連結造成影響。並且還表示麻田散鐵間的距離越擴大，以麻田散鐵為起點而生成的孔隙越難連結，以及孔隙生成、連結會因麻田散鐵的微細化而被抑制。

雖然孔隙生成、連結會因麻田散鐵的微細化而被抑制的理由還不明確，但可推測係因孔隙的成長大大的延遲。若麻田散鐵小，則以麻田散鐵為起點而生成的孔隙亦會微細化。而可推測其原因為所生成的孔隙會成長而連結，而隨著孔隙的微細化孔隙表面積/孔隙體積的比會變 大，亦即因表面張力變大故孔隙的成長會延遲。

然而，如同圖3顯示自鋼板表面起於鋼板板厚1/4深度位置上圓等效直徑為3μm以上的麻田散鐵的個數密度N_M (個/10000μm² )與擴孔率(%)之關係可清楚知道，即使有滿足式(1)，若有粗大的麻田散鐵存在，則會發生局部性地不破壞，而擴孔性會降低。為避免該狀況，則必須設於鋼板板厚1/4深度位置上圓等效直徑為3μm以上的麻田散鐵的個數密度為5.0個/10000μm² 以下。此外，圖3還表示若圓等效直徑為3μm以上的麻田散鐵的個數密度(個/10000μm² )為5.0以上則擴孔性會降低。而該圖表只記載有R/D_M ² 為1.00以上之資料。

以下，將就本發明熱軋鋼板的化學組成進行詳細說明。並且，表示各元素含量的「%」係表示質量%之意。

(C：0.030~0.10%)

C係可使麻田散鐵生成，且對強化有幫助之重要的元素。若C含量低於0.030%，則難使麻田散鐵生成。因此，設C含量為0.030%以上。又宜為0.04%以上。另一方面，若C含量超過0.10%，則麻田散鐵的面積率會變高，擴孔性會降低。因此，設C含量為0.10%以下。又宜為0.07%以下。

(Mn：0.5~2.5%)

Mn係對肥粒鐵的強化及淬火性相關之重要的元素。若Mn含量低於0.5%，則會提高淬火性而難使麻田散鐵生成。因此，設Mn含量為0.5%以上。又宜為0.8%以上，並且以1.0%以上為佳。另一方面，若Mn含量超過2.5%，則難使肥粒鐵 充分地生成。因此，設Mn含量為2.5%以下。又宜為2.0%以下，且以1.5%以下為佳。

(Si+Al：0.100~2.5%)

Si及Al係對肥粒鐵的強化及肥粒鐵的生成相關之重要的元素。若Si及Al的合計含量低於0.100%，則會使肥粒鐵的生成不充分，而難以獲得所欲之顯微組織。因此，設Si及Al的合計含量為0.100%以上。又宜為0.5%以上，並且以0.8%以上為佳。另一方面，若Si及Al含量超過2.5%，則其效果會飽和，而使成本增加。因此，設Si及Al的合計含量為2.5%以下。又宜為1.5%以下，且以1.3%以下為佳。

在此，Si與Al相較之下，係可使肥粒鐵的強化能力變高、且可使肥粒鐵更有效地強化。因此，以謀求使肥粒鐵有效地強化之觀點來看，Si含量宜設為0.30%以上。又以0.60%以上更佳。另一方面，若Si含量高，則恐有鋼板表面生成紅色鐵銹，喪失美觀性的可能。因此，以抑制紅色鐵銹的觀點來看，Si含量宜為2.0%以下。又以1.5%以下為佳。

此外，Al因與Si同樣具有可促進肥粒鐵的強化及肥粒鐵的生成之作用，故可藉由提高Al的含量來抑制Si的含量，則結果可易抑制上述紅色鐵銹的生成。因此，以該觀點來看，宜設Al的含量為0.010%以上。又宜為0.040%以上。另一方面，如同上述從肥粒鐵強化的觀點來看，一提高Si的含量。因此，由該觀點來看，Al的含量宜設為低於0.300%。又以低於0.200%為佳。

(P：0.04%以下)

P一般係作為雜質所含之元素，若超過0.04%則熔接部的脆化會變的顯著。因此，設P含量為0.04%以下。雖並無特別規定P含量的下限值，但若低於0.0001%則會有經濟上地不利。因此，宜設P含量為0.0001%以上。

(S：0.01%以下)

S一般係作為雜質所含之元素，其會對熔接性、鑄造時及熱軋時之製造性帶來不良的影響。因此，設S含量為0.01%以下。並且，若過剩地含有S，則會形成粗大的MnS，而使擴孔性降低，故為提升擴孔性，宜降低S的含量。雖未特別規定S含量的下限值，但若低於0.0001%則會有經濟上的不利。因此，宜設S含量為0.0001%以上。

(N：0.01%以下)

N一般係作為雜質所含之元素，而若N的含量超過0.01%，則會形成粗大的氮化物，而使彎曲性及擴孔性降低。因此，設N含量為0.01%以下。並且，因N含量增加的話會成為熔接時的氣孔發生的原因，故降低為佳。雖N含量宜少為佳但未特別規定，而N含量若低於0.0005%則製造成本會上升。因此，宜設N含量為0.0005%以上。

本發明鋼板的化學組成進而亦可含有Nb、Ti、V、W、Mo、Cr、Cu、Ni、B、REM、Ca作為任意成份。因該等元素係作為任意成份含於鋼中，故並未特別規定下限值。

(Nb：0~0.06%)

(Ti：0~0.20%)

Nb及Ti係對肥粒鐵的析出強化相關之元素。因此，亦可使其含有該等元素之1種或2種。但，若使其含有Nb超過0.06%，則肥粒鐵變態會大幅地延遲，而延展性會劣化。因此，設Nb含量為0.06%以下。又宜為0.03%以下，並且以0.025%以下為佳。此外，若使其含有Ti超過0.20%，則肥粒鐵變態會過剩地被強化，而無法獲得高延展性。因此，設Ti含量為0.20%以下。又宜為0.16%以下，並且以0.14%以下為佳。為使肥粒鐵更確實地強化，宜設Nb含量為0.005%以上，又宜為0.01%以上，並且以0.015%以上特佳。並且，宜設Ti含量為0.02%以上，又宜為0.06%以上，並且以0.08%以上特佳。

(V：0~0.20%)

(W：0~0.5%)

(Mo：0~0.40%)

V、W及Mo係對強化有幫助之元素。因此，亦可使其含有該等元素之至少1種。但，若過剩地含有，則恐有成形性劣化之虞。因此，設V含量為0.20%以下、設W含量為0.5%以下、設Mo含量為0.40%以下。為更確實地獲得高強度化的效果，宜設V含量為0.02%以上，且宜設W含量為0.02%以上，並且宜設Mo含量為0.01%以上。

(Cr：0~1.0%)

(Cu：0~1.2%)

(Ni：0~0.6%)

(B：0~0.005%)

Cr、Cu、Ni及B係具有可使鋼高強度化之作用的元素。因此，亦可使其含有該等元素之至少1種。但，若過剩地含有，則恐有造成成形性劣化之虞。因此，設Cr含量為1.0%以下、設Cu含量為1.2%以下、設Ni含量為0.6%以下、且設B含量為0.005%以下。為更確實地獲得高強度化的效果，宜設Cr含量為0.01%以上、宜設Cu含量為0.01%以上、宜設Ni含量為0.01%以上、且宜設B含量為0.0001%以上。

(REM：0~0.01%)

(Ca：0~0.01%)

REM及Ca係對氧化物及硫化物的形態之控制有效的元素。因此，亦可使其含有該等元素之1種或2種。但，其中之一的元素若其含量過剩則恐有成形性受損之虞。因此，設REM含量為0.01%以下，且設Ca含量為0.01%以下。為更確實地控制氧化物及硫化物的形態，宜設REM含量為0.0005%以上，且宜設Ca含量為0.0005%以上。此外，於本發明中，REM係指La及鑭族元素，且多以美鈰合金作添加，並複合含有La或Ce等系列的元素。且亦可涵有金屬La及金屬Ce。

剩餘部分係Fe及雜質。

以下，將就本發明的顯微組織進行詳細說明。

(肥粒鐵：80%以上)

肥粒鐵在確保延展性上來說是最重要的組織。若肥粒鐵面積率低於80%則無法獲得習知之DP鋼所具有的 高延展性。因此設肥粒鐵的面積率為80%以上。另一方面，肥粒鐵面積率的上限係如同後述由麻田散鐵的面積率所決定，若肥粒鐵面積率超過97%，則麻田散鐵會變得過少，故而難以活用麻田散鐵帶來的強化。此外，因即使以其他手法，例如藉由提高析出強化量來確保強度，均一延展性亦會降低，故難以獲得高延展性。

(麻田散鐵：3~15.0%)

(平均直徑為3μm以上的麻田散鐵的個數密度：5.0個/10000μm² 以下)

麻田散鐵在確保強度及延展性上來說係重要的組織。若麻田散鐵的面積率低於3%，則難以確保優異的均一延展性。因此，設麻田散鐵面積率為3%以上。另一方面，若麻田散鐵面積率超過15%則擴孔性會劣化。因此，設麻田散鐵面積率為15.0%以下。

此外，若存在有粗大的麻田散鐵，則會產生局部性的破壞，而造成擴孔性降低。為抑制其而設平均直徑為3μm以上的麻田散鐵的個數密度為5.0個/10000μm² 以下。

(波來鐵：低於3.0%)

波來鐵會使擴孔性劣化故宜不存在。但若面積率低於3.0%則不會有實際上的危害，故可容許其為上限。

(其他組織)

變韌鐵可作為其他組織而存在。變韌鐵非為必須，故面積率亦可為0%。變韌鐵係對高強度化有幫助之組 織。但，若多量地活用而高強度化，則難以確保上述肥粒鐵面積率，而變得難以達成高延展性。

本發明之熱軋鋼板宜拉伸強度為590MPa以上。又以630MPa以上為佳，以740MPa以上特佳。

以下，將就本發明之熱軋鋼板之製造方法進行說明。

首先，以一般方法熔製鋼並鑄造，並且依情況進行分塊軋延而製造鋼胚。

將具有上述化學組成之鋼胚製成1150~1300℃後供予多道次粗軋延。供予粗軋延之鋼胚的溫度若低於1150℃，則粗軋延時的軋延荷重會顯著提高而阻害生產性。因此，設供予粗軋延之鋼胚的溫度為1150℃以上。另一方面，若設供予粗軋延之鋼胚的溫度高於1300℃則在製造成本上不適宜。因此，設供予粗軋延之鋼胚溫度為1300℃以下。此外，供予粗軋延之鋼胚亦可將已鑄造之鋼胚在熱軋狀態下就直接送予軋延。為了獲得藉由析出強化帶來的高強度化效果，係必須將Nb、Ti等元素熔體化，故宜將供予粗軋延之鋼胚的溫度設在1200℃以上。

上述鋼胚係供予多道次粗軋延，並於1000~1050℃溫度域且30%以上之合計軋縮率下進行軋延最終4道次以上而製成粗棒。

要抑制粗大的麻田散鐵的生成，在熱軋步驟中將沃斯田鐵微細化係很重要的。而於最後軋延前之粗軋延步驟中使沃斯田鐵反覆再結晶對其係很有效的。在此，以高於1050 ℃溫度域的軋延來說，因在結晶後的粒成長非常快，故難以將沃斯田鐵微細化。另一方面，以低於1000℃溫度域軋延來說，係在完全未再結晶之狀態下進行之後的軋延，故未再結晶部分與再結晶部分的粒徑會不均一。結果，平均直徑為3μm以上的麻田散鐵的個數密度會增加。而，若合計軋縮率低於30%則無法充分地微細化。並且，即使於30%以上之合計軋縮率下進行軋延，若軋縮道次數少於4次則沃斯田鐵粒徑會不均一，而結果會生成粗大的麻田散鐵。

因此，上述鋼胚係藉由多道次軋延，於1000~1050℃溫度域且30%以上之合計軋縮率下進行軋延最終4道次以上而製成粗棒。

上述粗棒係於上述粗軋延結束後60秒以內開始軋延的同時，施行於850~950℃溫度域下結束軋延之最後軋延而製得最後軋延鋼板。

如同上述，要抑制粗大的麻田散鐵的生成，在熱軋步驟中將沃斯田鐵微細化係很重要的，但即使進行了上述粗軋延，若粗軋延結束後至最後軋延開始為止之時間超過60秒，沃斯田鐵亦會粗大化。因此，設粗軋延結束後至最後軋延開始為止之時間在60秒以內。

最後溫度若超過950℃則最後軋延結束後的握田鐵會粗大化，故肥粒鐵變態的核生成點會減少而使肥粒鐵變態大幅延遲。因此，設最後溫度在950℃以下。另一方面，若最後溫度低於850℃，則軋延負荷會變大。因此，設最後溫度在850℃以上。

之後，對最後軋延鋼板進行一次冷卻，並於空冷後進而進行二次冷卻並捲取。設一次冷卻速度為50℃/s以上的平均冷卻速度。一次冷卻速度若低則肥粒鐵粒徑會粗大化。而麻田散鐵係肥粒鐵變態已進行後之殘餘部分沃斯田鐵變態而得者。若肥粒鐵粒徑粗大化則殘餘部分的麻田散鐵亦會粗大化。雖並未特別規定一次冷卻速度的上限，但因若高於100℃/sec時設備成本會過剩而不適宜。

設一次冷卻停止溫度為600~750℃。若低於600℃則於空冷時無法充分地進行肥粒鐵變態。又若高於750℃則肥粒鐵變態會過度進展，而於其之後冷卻時發生波來鐵變態，並且擴孔性亦會劣化。

設空冷時間為5~10秒。若少於5秒則無法充分地進行肥粒鐵變態。又若多於10秒則進行了空冷後會發生波來鐵變態，且擴孔性劣化。

設二次冷卻速度為30℃/sec以上的平均冷卻速度為。二次冷卻速度若低於30℃/sec則於冷卻中變韌鐵變態會過度進展，而無法充分獲得肥粒鐵的面積率，故均一延展性會劣化。雖未特別規定上限，但若超過100℃/sec時則因設備成本會超過而不適宜。

設捲取溫度為400℃以下。若捲取溫度高於400℃則變韌鐵變態會過度進展而無法充分獲得麻田散鐵，故無法確保高均一延展性。較佳範圍係250℃以下，又以100℃以下為佳，而亦可為室溫。

實施例

實驗例1~48，係將具有示於表1、表2之化學成分的鋼A~AJ熔解並鑄造而得之鋼胚以示於表3、表4之條件進行軋延。

自所製得之鋼板採取試樣，用光學顯微鏡觀察於板厚1/4厚之金屬組織。試樣的調整係以軋延方向的板厚截面作為觀察面進行研磨，並以硝酸乙醇腐蝕液(NITAL)試藥、苦味酸乙醇腐蝕液(REPERA)試藥進行蝕刻。自經以硝酸乙醇腐蝕液試藥進行蝕刻且倍率為500倍的光學顯微鏡照片以影像解析求出肥粒鐵的面積率及波來鐵的面積率。並自經以苦味酸乙醇腐蝕液試藥進行蝕刻且倍率為500倍的光學顯微鏡照片以影像解析求出麻田散鐵的面積率及平均直徑。而所謂的平均直徑係將各麻田散鐵粒的圓等效直徑進行個數平均者。並對低於1.0μm的麻田散鐵粒自個數倒數排除。變韌鐵的面積率係以肥粒鐵、波來鐵及麻田散鐵的剩餘部分而求得。

拉伸強度(TS)係使用自板寬方向1/4位置起與軋延方向垂直之方向所採取之JIS Z 2201：1998的5號試驗片，以JIS Z 2241：2011為準而進行評價。均一延伸(u-El)及總延伸(t-El)係與拉伸強度(TS)一同進行測定。擴孔試驗係依日本鋼鐵聯盟規格JFS T 1001-1996記載之試驗方法為準而進行評價。並於表5、表6展示鋼板的組織及機械特性。於表5、表6中，V_F 係肥粒鐵的面積率%、V_B 係變韌鐵的面積率%、V_P 係波來鐵的面積率%、V_M 係麻田散鐵的面積率%。D_M 係麻田散鐵平均直徑(μm)，NM係自鋼板表面起於鋼板板厚1/4深度位置上圓等效直徑為3μm以上之平均為10000μm² 的麻田散鐵的個數密度。

就結果予以說明。實驗例3~8、16、18、19、21、22、24、26~28、30~32、37、39、40、42~48係本發明之實驗例。該等實施例中，鋼成的化學組成、製造條件節顯微組織係滿足本發明之要件，且同時具有優異延伸性與擴孔性。另一方面，實驗例1、2、9~15、17、20、23、25、29、33~36、38、41係本比較例。該等比較例因其次所示理由而無法獲得效果。

實驗例1因使用Mn含量高的鋼No.A而肥粒鐵變態無法充分進行。因此，肥粒鐵分率低於80%，而均一延伸低。

實驗例2因使用Nb含量高的鋼No.B而肥粒鐵變態無法充分進行。因此，肥粒鐵分率低於80%，而均一延伸低。

實驗例9因空冷時間過長，而波來鐵的生成超出適確範圍。因此，擴孔性低。

實驗例10因最後溫度過高而肥粒鐵變態無法充分進行。因此，肥粒鐵分率低於80%，而均一延伸低。

實驗例11因空冷時間過短而肥粒鐵變態無法充分進行。因此，肥粒鐵分率低於80%，而均一延伸低。

實驗例12因一次冷卻速度慢，而麻田散鐵的平均直徑大，故不滿足其結果式1。因此，擴孔性低。

實驗例13及實驗例20因於1000~1050℃下之軋縮道次少，而粗大麻田散鐵的個數密度高．因此，擴孔性低。

實驗例14因於1000~1050℃下之軋縮率小，而麻田散鐵的平均直徑大，故不滿足其結果式1。因此，擴孔性低。

實驗例15因自粗軋延結束至最後軋延開始為止之時間長，故沃斯田鐵粗大化，且麻田散鐵平均直徑大。因此，R/D_M ² 小，而擴孔性低。

實驗例17因使用C含量高的鋼No.I，故麻田散鐵面積率高。因此，擴孔性低。

實驗例23因使用Si+Al含量低的鋼No.O而肥粒鐵變態無法充分進行。因此，均一延伸低。

實驗例25因一次冷卻速度慢，而麻田散鐵的平均直徑大，故不滿足其結果式1。因此，擴孔性低。

實驗例29因使用Ti含量高的鋼No.U，而肥粒鐵被過度強化。因此，均一延伸低。

實驗例33因一次冷卻停止溫度過高，而幾乎無法使波來鐵生成。因此，擴孔性低。

實驗例34因捲取溫度過高，而幾乎無法使麻田散鐵生成。因此，均一延伸低。

實驗例35因一次冷卻停止溫度過高，而肥粒鐵變態無法充分進行。因此，肥粒鐵分率低於80%，而均一延伸低。

實驗例36因二次冷卻停止速度慢，而生成變韌鐵。因此，肥粒鐵分率低於80%，而均一延伸低。

實驗例38因使用C含量低的鋼No.Y，而麻田散鐵 的面積率低於3%。因此，均一延伸低。

實驗例41因使用Mn含量低的鋼No.AC，而無生成麻田散鐵。因此，均一延伸低。

產業上之可利用性

依據本發明，可提供一種不含高價的元素還可獲得具優異延伸性與擴孔性之高強度鋼板及其製造方法。

Claims (10)

1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於具有下述化學組成：以質量%計，含有：C：0.030~0.10%、Mn：0.5~2.5%、Si+Al：0.100~2.5%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Nb：0~0.06%、Ti：0~0.20%、V：0~0.20%、W：0~0.5%、M0：0~0.40%、Cr：0~1.0%、Cu：0~1.2%、Ni：0~0.6%、B：0~0.005%、REM：0~0.01%、Ca：0~0.01%，且剩餘部份係由Fe及雜質所構成；並且具有下述顯微組織：以面積率計具有肥粒鐵：80%以上、麻田散鐵：3~15.0%、波來鐵：低於3.0%，且自鋼板表面起於鋼板板厚1/4深度位置上圓等效直徑為 3μm以上的麻田散鐵的個數密度係5.0個/10000μm² 以下，進而滿足下述式(1)，並且其均一延伸為11.5%以上且擴孔率為83%以上，R/D_M ² ≧1.00．．．式(1)，此處，R：以下述式(2)規定之平均麻田散鐵間隔(μm)，D_M ：麻田散鐵平均直徑(μm)；R={12.5×(π/6V_M )^0.5 -(2/3)^0.5 }×D_M ．．．式(2)，此處，V_M ：麻田散鐵面積率(%)，D_M ：麻田散鐵平均直徑(μm)。
2. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計，含有下述至少1種元素：Nb：0.005~0.06%、及Ti：0.02~0.20%。
3. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計，含有下述至少1種元素：V：0.02~0.20%、W：0.1~0.5%、及Mo：0.05~0.40%。
4. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計，含有下述至少1種元素：Cr：0.01~1.0%、Cu：0.1~1.2%、Ni：0.05~0.6%、及B：0.0001~0.005%。
5. 如申請專利範圍第3項之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計，含有下述至少1種元素：Cr：0.01~1.0%、Cu：0.1~1.2%、Ni：0.05~0.6%、及B：0.0001~0.005%。
6. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計，含有下述至少1種元素：REM：0.0005~0.01%、及Ca：0.0005~0.01%。
7. 如申請專利範圍第3項之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計，含有下述至少1種元素：REM：0.0005~0.01%、及Ca：0.0005~0.01%。
8. 如申請專利範圍第4項之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計，含有下述至少1種元素：REM：0.0005~0.01%、及Ca：0.0005~0.01%。
9. 如申請專利範圍第5項之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計，含有下述至少1種元素：REM：0.0005~0.01%、及Ca：0.0005~0.01%。
10. 一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於具有下述步驟：粗軋延步驟：將具有如申請專利範圍第1至9項中任 一項之化學組成的鋼胚於作成1150~1300℃後供於多道次粗軋延，並於1000~1050℃溫度域且30%以上之合計軋縮率下進行軋延最終4道次以上而製成粗棒；最後軋延步驟：對前述粗棒，於前述粗軋延結束後60秒以內開始軋延的同時，在850~950℃溫度域下施行結束軋延之最後軋延而製得最後軋延鋼板；及冷卻及捲取步驟：以50℃/s以上的平均冷卻速度於600~750℃溫度域下將前述最後軋延鋼板冷卻，且進行空冷5~10秒後，以30℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至400℃以下之溫度域並捲取，而製得均一延伸為11.5%以上且擴孔率為83%以上的熱軋鋼板。