TWI509083B - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Description

熱軋鋼板及其製造方法 技術領域
本發明係有關於成形性優異，且剪切加工端面之疲勞特性優異的析出強化熱軋鋼板及其製造方法。
本申請案對日本專利申請案第2012-004554號主張優先權，並藉由參照其內容引用於本說明書中。
 背景技術
近年來，正在進行汽車或各機械零件之輕量化。該輕量化可藉由最適當地設計零件形狀以確保剛性而實現。並且，壓機成形零件等中空成形零件中，減少零件板厚即可直接輕量化。然而，於以一面減少板厚一面維持靜破壊強度及降伏強度為目的時，於前述零件中需使用高強度材料。因此，正使用抗拉強度590MPa以上之鋼板作為低成本且強度特性優異的鋼鐵材料。另一方面，欲高強度化則需兼具高強度與成形斷裂極限、凸出成形性等成形性。並且，於使用前述零件作為底盤零件時，為確保電弧熔接部之韌性，並抑制HAZ軟化，有人開發了一種以利用添加微合金元素之析出強化作為主體的鋼板。又，此外，亦有 人開發了各種鋼板(參照專利文獻1~5)。
前述之微合金元素於小於Ac1之溫度下促進數nm至數十nm左右的整合析出物析出。於熱軋鋼板之製造步驟中，如此之整合析出物雖可大幅地提升強度，但有因產生剪切加工端面之微小破裂造成成形特性下降的課題，例如，非專利文獻1中揭示者。又，前述剪切加工端面之劣化將顯著地降低剪切端面疲勞特性。因此，非專利文獻1中即使使用添加有微合金元素之合金成分，仍係藉由利用組織強化來解決前述課題。然而，於利用有組織強化時，不易達成零件所求之高降伏強度，抑制析出強化熱軋鋼板之剪切端面的劣化係為課題。
先前技術文獻
專利文獻1：日本專利特開2002-161340號公報
專利文獻2：日本專利特開2004-27249號公報
專利文獻3：日本專利特開2005-314796號公報
專利文獻4：日本專利特開2006-161112號公報
專利文獻5：日本專利特開2012-1775號公報
非專利文獻1：鐵與鋼，國重等人，第71號，第9頁，p1140-1146(1985)
 發明概要
本發明係用以解決前述析出強化熱軋鋼板中之剪切加工端面的成形性與疲勞特性下降者，係提供剪切加 工端面之成形性與疲勞特性優異之抗拉強度590MPa以上的熱軋鋼板及其製造方法者。
本發明人等發現藉使微合金元素與碳含量於各適當範圍，並控制結晶方位，即可抑制含有前述析出元素之鋼板的剪切加工端面之劣化。本發明之要旨係如以下所述。
(1)一種熱軋鋼板，以質量%計，C係0.030%以上且0.120%以下、Si係1.20%以下、Mn係1.00%以上且3.00%以下、Al係0.01%以上且0.70%以下、Ti係0.05%以上且0.20%以下、Nb係0.01%以上且0.10%以下、P係0.020%以下、S係0.010%以下、及N係0.005%以下，且剩餘部分係Fe及不純物；0.106≧(C%-Ti%＊12/48-Nb%＊12/93)≧0.012；板厚1/4位置之{112}(110)極密度係5.7以下；舊沃斯田鐵粒之縱橫比(長軸/短軸)係5.3以下；尺寸為20nm以下之(Ti、Nb)C的析出物密度係109 個/mm3 以上；抗拉強度與降伏應力之比，即降伏比YR係0.80以上；抗拉強度係590MPa以上。
(2)如(1)之熱軋鋼板，其以質量%計，更含有B係0.0005%以上且0.0015%以下、Cr係0.09%以下、V係0.01%以上且0.10%以下、Mo係0.01%以上且0.2%以下之1種或2種以上元素，且於含有V時，0.106≧(C%-Ti%＊12/48-Nb%＊12/93-V%＊12/51)≧0.012。
(3)一種熱軋鋼板之製造方法，係將下述鋼加熱至1250℃以上，並於Ti含量在0.05%≦Ti≦0.10%之範圍時， 以最後軋延時的最終軋延溫度係960℃以上且倒數2座軋台之軋縮率合計係30%以上進行熱軋延，且於Ti含量在0.10%<Ti≦0.20%之範圍時，以最後軋延時的最終軋延溫度係980℃以上且倒數2座軋台之軋縮率合計係40%以上進行熱軋延，再於450℃以上且650℃以下捲取；該鋼以質量%計，C係0.030%以上且0.120%以下、Si係1.20%以下、Mn係1.00%以上且3.00%以下、Al係0.01%以上且0.70%以下、Ti係0.05%以上且0.20%以下、Nb係0.01%以上且0.10%以下、P係0.020%以下、S係0.010%以下、及N係0.005%以下，且剩餘部分係Fe及不純物；0.106≧(C%-Ti%＊12/48-Nb%＊12/93)≧0.012。
(4)如(3)之熱軋鋼板之製造方法，其中前述鋼以質量%計，更含有B係0.0005%以上且0.0015%以下、Cr係0.09%以下、V係0.01%以上且0.10%以下、Mo係0.01%以上且0.2%以下之1種或2種以上元素，且於含有V時，0.106≧(C%-Ti%＊12/48-Nb%＊12/93-V%＊12/51)≧0.012。
藉由本發明，可提供一種抑制於利用有抗拉強度590MPa以上之析出強化的熱軋鋼板之剪切加工端面產生微小破裂，且剪切端面之成形性及疲勞特性優異的熱軋鋼板。
圖1係顯示過剩C量與分離之產生比率的關係之調查結果的圖。
圖2係調查舊沃斯田鐵粒的縱橫比與板厚1/4位置的{112}(110)極密度對產生分離之影響的圖。
圖3係顯示舊沃斯田鐵粒的縱橫比大於5.3之試作鋼A之剪切端面分離之觀察結果的圖。
圖4係顯示舊沃斯田鐵粒的縱橫比為5.3以下，且板厚1/4位置的{112}(110)極密度為5.7以上之試作鋼B的剪切端面分離之觀察結果的圖。
圖5係顯示滿足：C、Ti、Nb之均衡、板厚1/4位置的{112}(110)極密度、舊沃斯田鐵粒的縱橫比、(Ti、Nb)C尺寸與其析出密度之全部本發明金屬組織的特徵之試作鋼C之剪切端面分離之觀察結果的圖。
圖6係顯示試作鋼A、B、C之衝孔疲勞試驗之結果的圖表。
圖7係比較試作鋼A與試作鋼C之疲勞破裂的圖。
圖8係顯示調查Ti之含量為0.05%以上且0.10%以下時，最後軋延溫度及倒數2座軋台之軋縮率合計對{112}(110)極密度的影響之結果的圖。
圖9係顯示調查Ti之含量為0.05%以上且0.10%以下時，最後軋延溫度及倒數2座軋台的軋縮率合計對舊沃斯田鐵粒之縱橫比的影響之結果的圖。
圖10係顯示調查Ti之含量為大於0.10%且0.20%以下時，最後軋延溫度及倒數2座軋台之軋縮率合計對{112}(110)極密度的影響之結果的圖。
圖11係顯示調查Ti之含量為大於0.10%且0.20%以下 時，最後軋延溫度及倒數2座軋台的軋縮率合計對舊沃斯田鐵粒之縱橫比的影響之結果的圖。
圖12係顯示調查尺寸為20nm以下之析出物密度與捲取溫度的關係之結果的圖。
圖13係顯示調查尺寸為20nm以下之析出物密度與降伏比YR的關係之結果的圖。
圖14係顯示調查依據因均滿足成分及金屬組織特徵而分離受到抑制之發明鋼，與均未滿足成分及金屬組織特徵而產生分離之比較鋼的105 次時間強度σp與抗拉強度TS之關係的本發明效果之結果的圖。
 用以實施發明之形態
以下詳細地說明本發明。
以往，藉由利用微合金元素之析出強化，有產生剪切端面之微小破裂，造成成形性及疲勞特性下降的課題，為求改善，需作成利用有麻田散鐵或下部變韌鐵進行組織強化的鋼板。然而，發明人等藉由探索析出強化鋼板之各微合金元素的含量與碳含量的適當值，控制金屬組織形態與結晶方位，發現可抑制以往視為困難之析出強化鋼的剪切端面劣化，成功地開發熱軋鋼板。
說明限定本發明特徵之熱軋鋼板成分的理由。
C之含量小於0.030%時，除了未能得到目的之強度以外，相對於用以得到目的強度之Ti、Nb的下限含量，C不足時，因於粒界析出之C亦不足，結晶粒界強度下降，剪切端 面之粗度顯著地變高，於剪切端面產生分離。
若C含量大於0.120%時，藉由增加雪明碳鐵密度，將使延性或凸出成形性劣化，且因出現波來鐵組織，造成剪切端面分離。因此，將C之含量設為0.030%以上且0.120%以下。
Si係抑制雪明碳鐵之粗大成長，有效顯現固溶強化的元素。另一方面，Si之含量大於1.20%時，將於剪切端面產生分離。因此，將Si之含量設為1.20%以下。另，Si將顯現固溶強化，亦有作為脫氧劑的效果，故以含有0.01%以上為佳。
Mn之含量係設為1.00%以上且3.00%以下。Mn係固溶強化元素，為顯現590MPa以上之強度，需含有1.00%以上。另，Mn之含量大於3.00%時，將於Mn偏析部形成Ti硫化物，顯示延性顯著地下降。因此，將Mn之含量設為3.00%以下。
Al係添加作為脫氧元素，除了可降低鋼中之氧，亦可促進肥粒鐵變態，係有效提升延性的元素。因此，將Al之含量設為0.01%以上。又，Al之含量大於0.70%時，不僅未能達成590MPa以上的抗拉強度，亦未能達成0.80以上之降伏比YR。因此，將Al之含量設為0.01%以上且0.70%以下。
Ti藉由形成碳化物，顯現析出強化。為得590MPa以上之鋼板強度，需含有大於0.05%。特別是，於小於Ac1之溫度析出時，雖藉由整合析出顯現微細之析出強化，但 於C之含量少時，因固溶C量下降，結晶粒界強度下降，剪切端面的粗度顯著地變高，於剪切端面產生分離。
因此，本發明發現藉使Ti含量與C含量滿足式(1)，且滿足後述金屬組織形態之特徵，可抑制剪切加工端面的劣化，並抑制前述分離。另，於下述式(1)中，「＊」係表示「×(乘法)」。
0.106≧(C%-Ti%＊12/48-Nb%＊12/93)≧0.012‧‧‧(1)
於圖1顯示分離之產生率與過剩C的關係。過剩C小於0.012時，或大於0.106時，分離的產生率係100%，可知過剩C之適當範圍。另，於適當過剩C範圍內者，即使其他元素之含量超出規定範圍，分離之產生頻率仍係50%以下，確認藉由滿足式(1)之過剩C量的抑制分離效果。另，即使於本發明之成分範圍內仍確認有分離產生率大於0%者，可知該等係因金屬組織而產生分離。詳細內容係如後述。
另外，過剩C係表示自「(C%-Ti%＊12/48-Nb%＊12/93)」算出之過剩C含量。
分離之產生率係將熱軋鋼板切出100mm×100mm×板厚的坯料，並使用10mm之圓柱衝頭實施10次間隙10%的衝孔試驗，藉由觀察衝孔剪切面後測定之值。又，於剪切端面產生分離時，剪切端面之斷裂面性狀係呈棚狀之段，因以粗度計於剪切方向測定時的最大高度係50μm以上，故本發明中將棚狀剪切端面性狀且最大高度為50μm以上者定義為產生分離。另，分離之產生率係10 次衝孔試驗中分離的產生次數之比率。
Ti含量大於0.20%時，即使藉由溶態化處理Ti仍未能完全固溶，於含有大於0.20%時，於扁鋼胚階段形成未固溶之Ti與C及N的粗大碳氮化物，藉於製品板殘留該粗大之碳氮化物，造成韌性顯著地劣化，產生前述剪切端面之分離。因此，將Ti之含量設為0.05%以上且0.20%以下。另，為確保熱軋扁鋼胚之韌性，Ti之含量以0.15%以下為佳。
Nb不僅形成Nb單體之碳化物，藉於TiC中作為(Ti、Nb)C固溶，將碳化物之尺寸微細化，而發揮極高的析出強化能。Nb小於0.01%時，將無法確認該析出強化效果。又，Nb之含量大於0.10%時，該效果係飽和。因此，將Nb之含量設為0.01%以上、0.10%以下。
P係固溶強化元素。另一方面，於鋼中含有大於0.020%之P時，因於結晶粒界偏析，導致粒界強度下降，鋼板產生如前述之分離，並造成韌性下降及增加耐二次加工脆性。因此，將P之含量設為0.020%以下。另，並未特別限制P含量的下限值，但由脫P之成本及生產性的觀點來看，以設為0.001%為佳。
S因將形成Mn之化合物，使延伸凸緣性劣化。因此，S之含量越低越佳。又，S之含量大於0.010%時，因MnS係帶狀地偏析，故產生前述之剪切端面的分離。因此，將S之含量設為0.010%以下。另，並未特別限制S之含量的下限值，但由脫S之成本及生產性的觀點來看，以設為0.001%為佳。
N將於熱軋延前形成TiN。結晶構造係NaCl型，因與基質鐵之界面係非整合，故於剪切加工中將產生以TiN作為起點的裂縫，助長前述剪切端面之分離，於含有大於0.005%的N時，將無法抑制剪切端面之分離。因此，將N之含量設為0.005%以下。另，並未特別限制N之含量的下限值，但由N之成本及生產性的觀點來看，以設為5ppm%為佳。
接著，說明選擇元素。
B藉於粒界固溶，抑制P朝粒界的偏析，提升粒界強度，可降低剪切端面之粗度。藉將B之含量設為0.0005%以上，可達成1080MPa以上之強度，且可抑制前述之剪切端面的分離，而為佳。另，B之含量即使大於0.0015%仍未見因含有所得的改善效果。因此，B之含量以設為0.0005%以上、0.0015%以下為佳。
Cr除了與V同樣地於MC中固溶以外，藉由形成Cr單體之碳化物顯現強度。Cr之含量大於0.09%時該效果係飽和。因此，將Cr之含量設為0.09%以下。另，由確保製品強度之觀點來看，Cr之含量以設為0.01%以上為佳。
V藉由取代TiC作為(Ti、V)C析出，可作為高強度之鋼板。V之含量小於0.01%時將未顯現該效果。又，V之含量大於0.10%時，將助長熱軋鋼板的表面破裂。因此，將V之含量設為0.01%以上且0.10%以下。另，於未滿足0.106≧(C%-Ti%＊12/48-Nb%＊12/93-V%＊12/51)≧0.012時，因固溶C量下降，結晶粒界強度下降，剪切端面之粗度顯著地變高，於剪切端面產生分離。
Mo雖亦係析出元素，但其含量小於0.01%時將未能顯現該效果，於含有大於0.2%時，延性下降。因此，將Mo之含量設為0.01%以上、0.2%以下。
接著，說明作為本發明特徵之微觀組織及集合組織。
本發明之鋼板藉由滿足前述成分範圍，且將板厚1/4位置之{112}(110)極密度設為5.7以下，可抑制前述之剪切端面的分離。
{112}(110)係軋延時發達之結晶方位，係利用5%之過氯酸電解研磨鋼板軋延方向的截面，於經去除測定面之表面應變的試樣，由利用25kV以上之加速電壓產生的電子之電子背向散射圖樣(利用EBSP法之電子背向散射圖樣)所測定的結晶方位。另，測定係以軋延方向1000μm以上、板厚方向500μm作為範圍，測定間隔3μm以上且5μm以下測定者為佳。其他，因以TEM之繞射圖樣或利用X射線繞射的識別方法無法特定測定位置，故該等不適合作為測定方法。
發現將舊沃斯田鐵粒之形態將其縱橫比(長軸/短軸)設為5.3以下，可抑制前述剪切端面的分離。因此，將前述縱橫比設為5.3以下。
圖2係顯示縱橫比及{112}(110)極密度與產生分離的關係。圖中之“○”係表示於前述分離的判定方法中，分離之產生率係0%，“×”係大於0%者。即使各成分之含量於適當的範圍，於縱橫比大於5.3時，仍將於任一極密度中 產生分離。又，於各成分之含量於適當範圍且縱橫比為5.3以下、極密度為5.7以下時，未發現分離之產生。另，舊沃斯田鐵粒的顯現方法以使用十二烷基苯磺酸、苦味酸、或乙二酸為佳。
圖3中舊沃斯田鐵粒之縱橫大於5.3的試作鋼板A，藉由前述之舊沃斯田鐵粒的顯現方法，顯示觀察剪切端面之分離的結果。剪切端面之分離係於與剪切方向相交的方向呈棚狀之裂縫面，詳細觀察之結果，可知裂縫延著舊沃斯田鐵粒界延伸。又，舊沃斯田鐵粒之縱橫比係5.3以下，板厚1/4位置之{112}(110)極密度為5.7以上之試作鋼板B中，如圖4所示，分離之面積隨著縱橫比降低，但尚未完全抑制。然而，完全滿足本發明金屬組織之特徵的C、Ti、Nb均衡、板厚1/4位置之{112}(110)極密度、舊沃斯田鐵粒之縱橫比、(Ti、Nb)C尺寸與其析出物密度之試作鋼板C中，如圖5所示，可知抑制了分離，且於特定結晶粒界未發現裂縫的傳播。
於圖6顯示試作鋼板A、B、C之衝孔疲勞試驗的結果。疲勞試驗係使用申克(Schenck)型疲勞試驗機，使用依據JISZ2275於平滑試驗片中央部施行有單側間隙10%、10mm之衝孔剪切加工的試驗片，進行評價。試作鋼板A、B及C之抗拉強度均係980MPa左右，相對於經抑制分離的試作鋼板C，發現試作鋼板A及B之105 次時間強度約下降50MPa左右。於圖7顯示試作鋼板A之疲勞破裂與試作鋼板C之疲勞破裂的比較。試作鋼板C中自分離部產生疲勞裂縫， 可知時間強度之下降係因分離產生之故。剪切加工時，產生自衝頭與模具的肩部之裂縫與衝頭之衝程一同於板厚方向上傳播、合體，而形成剪切端面。於以Ti作為主體之整合性析出物而強化的鋼板中，因韌性下降，故無法抑制分離之產生，但本發明中發現藉由詳細地觀察分離與確定產生機構，更作成適當之成分組成，可作成結晶方位與結晶粒形態適當的金屬組織，可抑制剪切端面之分離，且提升剪切端面的疲勞強度。
金屬組織中之尺寸為20nm以下之(Ti、Nb)C的析出物密度需為109 個/mm3 以上。這是因為，析出物之尺寸為20nm以下之析出物密度小於109 個/mm3 時，將無法達成抗拉強度與降伏應力之降伏比YR0.80以上之故。另一方面，析出物密度以1012 個/mm3 以下為佳。析出物之測定以使用利用日本專利特開2004-317203的方法作成之複製試樣，使用透射電子顯微鏡以10000倍以上之高倍率觀察5視野以上為佳。另，析出物之尺寸係析出物的圓等效直徑。又，作為析出物密度之測定對象的析出物之尺寸係1nm以上20nm以上的析出物。
接著，說明本發明鋼板之製造方法的特性。於本發明之熱軋鋼板的製造方法中，以將扁鋼胚加熱溫度設為1250℃以上為佳。這是因為，可使含有之析出元素充分地溶體化之故。另一方面，加熱溫度大於1300℃時，因沃斯田鐵粒界粗大化，故加熱溫度以設為1300℃以下為佳。於本發明中，發現最後軋延條件可隨著Ti量存在於適當之範 圍。於Ti含量為0.05%≦Ti≦0.10%之範圍中，最後軋延時之最終軋延溫度需為960℃以上、倒數2座軋台之軋縮率合計需為30%以上。又，於Ti含量為0.10%<Ti≦0.20%之範圍中，最後軋延時之最終軋延溫度需為980℃以上且倒數2座軋台之軋縮率合計需為40%以上。若超出任一條件範圍外，將無法利用沃斯田鐵之軋延促進再結晶，未能滿足板厚1/4位置之{112}(110)極密度為5.7以下且舊沃斯田鐵粒之縱橫比(長軸/短軸)為5.3以下的要件。該最後軋延時之最終軋延溫度(有時稱最後軋延溫度。)係指，藉於最後軋延機之最終軋台的出口側15m以內設置之溫度計測定的溫度。又，該倒數2座軋台之軋縮率合計(有時將倒數2座軋台稱作最終2座軋台、或將軋縮率合計稱作合計軋縮率)係指將最終軋台單獨之軋縮率的值與最終軋台之前一軋台單獨之軋縮率的值相加之合計值(單純和)。分別於圖8及9顯示Ti含量為0.05%≦Ti≦0.10%之範圍中最後軋延條件與板厚1/4位置之{112}(110)極密度之關係及舊沃斯田鐵粒縱橫比之關係。可知Ti含量為0.05%≦Ti≦0.10%之範圍中，最後軋延溫度或倒數2座軋台之合計軋縮率超出本發明條件時，舊沃斯田鐵粒縱橫比大於5.3。接著，於圖10及11顯示對0.10%<Ti≦0.20%進行同樣之調查結果。0.10%<Ti≦0.20%之範圍中最後軋延溫度即使為960℃以上仍出現板厚1/4位置之{112}(110)極密度大於5.7者，藉將最後軋延溫度設為980℃以上，板厚1/4位置之{112}(110)極密度成5.7以下。又，可知最終軋延溫度為980℃以上且倒數2座軋台之軋縮 率合計為40%以上時，均可滿足極密度及縱橫比的條件。這是藉由Ti之抑制沃斯田鐵再結晶效果，表示存在可藉由Ti量顯現效果之最適合的最後軋延條件，自以上調查可明確地知道本發明之成分範圍內的最適合之最後軋延條件。另，於Ti含量為0.05%≦Ti≦0.10%之範圍及0.10%<Ti≦0.20%之範圍的任一範圍內，最後軋延時之最終軋延溫度以1080℃以下且倒數2座軋台之軋縮率合計以70%以下為佳。
最後軋延後之捲取溫度需為450℃以上。小於450℃時不易製造經析出強化的均質組織之熱軋鋼板，不易達成0.80以上的降伏比YR。熱軋鋼板主要適用於懸垂零件，因此需提高構件之斷裂應力，且亦需降低構件的永久變形。本發明之熱軋鋼板係藉由(Ti,Nb)C之析出提高降伏比YR。又，於以大於650℃捲取時，將進行析出物之粗大化，未能得到對應於Ti含量的鋼板強度。另，以大於650℃之捲取溫度，因(Ti,Nb)C的粗大化，歐羅萬機構變弱，降伏應力下降，未能達成目的之降伏比0.80以上。
圖12係顯示Ti量為0.05%以上、0.20%以下之熱軋鋼板的捲取溫度與20nm以下之析出物密度的關係。捲取溫度小於450℃或大於650℃時，析出物密度小於109 個/mm3 。結果，如圖13所示，可知未能達成前述降伏比YR0.80以上，無法製造高降伏應力之熱軋鋼板。
另外，本發明之熱軋鋼板中，亦可舉例如：C之含量係0.36%以上且0.100%以下之範圍、 Si之含量係0.01%以上且%1.19以下之範圍、Mn之含量係1.01%以上且2.53%以下之範圍、Al之含量係0.03%以上且0.43%以下之範圍、Ti之含量係0.05%以上且0.17%以下之範圍、Nb之含量係0.01%以上0.04%以下之範圍、P之含量係0.008%以下之範圍、S之含量係0.003%以下之範圍、及N之含量係0.003%以下之範圍，且「(C%-Ti%＊12/48-Nb%＊12/93)」係0.061以上且0.014以下之範圍，極密度係1.39以上且5.64以下之範圍，舊沃斯田鐵粒之縱橫比係1.42以上且5.25以下之範圍，析出物密度係1.55×109 個/mm3 以上且3.10×1011 個/mm3 以下之範圍。
又，於本發明之熱軋鋼板中，亦可舉例如：Ti含量係0.05%≦Ti≦0.10%之範圍的最後軋延時最終軋延溫度係963℃以上且985℃以下之範圍、Ti含量係0.05%≦Ti≦0.10%之範圍的倒數2座軋台之軋縮率合計係32.5%以上且43.2%以下之範圍、Ti含量係0.10%<Ti≦0.20%之範圍的最後軋延時之最終軋延溫度係981℃以上且1055℃以下之範圍、Ti含量係0.10%<Ti≦0.20%之範圍的倒數2座軋台之軋縮率合計係40.0%以上且45.3%以下之範圍、 捲取溫度係480℃以上且630℃之範圍。
實施例
以下顯示本發明之實施例。
熔製具有表1所示之化學成分的鋼，得到扁鋼胚。將扁鋼胚加熱至1250℃以上，並以表2所示之最後軋延溫度進行6道次(pass)的最後軋延後，以冷卻帶之平均冷卻速度5℃/s冷卻，於450℃~630℃之捲取重現爐溫度中保持1小時，之後，以空氣冷卻製造2.9mmt的鋼板，並以7%鹽酸水溶液去除表面鏽皮作成熱軋鋼板。另，表2中之軋縮率合計係顯示前述熱軋鋼板之製造步驟中第5道次、6道次的軋縮率之合計作為倒數2座軋台的軋縮率合計值。各別之熱軋鋼板的抗拉強度TS、延性El係製作JIS-Z2201記載之5號試驗片，並依據JIS-Z2241記載的試驗方法評價。又，凸出成形性λ係依據JIS-Z2256記載之試驗方法評價。凸出成形性λ係依據JIS-Z2256記載之試驗方法評價。又，剪切端面之性狀調查係使用10mm之圓柱衝頭與間隙10%之模具施行衝孔剪切加工後，以目視觀察圓周方向，調查有無產生剪切分離。剪切分離之產生率的定義、測定係如前述。為調查鋼板剪切端面的疲勞特性，將全部試驗號碼之鋼板加工成平面試驗片，並以前述衝孔條件加工成剪切端疲勞評價試驗片，使用申克型平面彎曲疲勞試驗機，進行於105 次斷裂之時間強度σp的評價。
另外，鋼板號碼10之鋼板因未滿足式(1)(參照表2)故作為比較鋼板。
表2記載了全試驗號碼之降伏應力、抗拉強度、全伸長、凸出成形性λ、有無產生剪切端面之分離、剪切端面之105 次時間強度σp、105 次時間強度與抗拉強度之比σp/TS。
因試驗號碼1、4、6、9、12，16之鋼板成分的組成超出本發明之範圍，故抗拉強度係590MPa以下。試驗號碼2、10因式(1)之Ti、Nb及C的均衡超出本發明的成分規定，故產生剪切端面之分離。試驗號碼3因過度地含有Si，強度及成形特性雖未劣化，但化學轉化處理性下降，並確認產生分離。又，試驗號碼7、8中可確認以P及S之偏析及夾雜物作為起點而產生剪切端面的分離。試驗號碼2中因過度地含有C，可確認起因於波來鐵帶組織之分離，且可確認凸出成形性λ顯著地下降。另，含有B之鋼板藉由本發明適當之製造條件，可製成具1080MPa以上之強度的鋼板，且亦可抑制分離。又，含有V、Mo、Cr之試驗號碼中，藉由添加Ti、Nb的複合效果，將無損伸長與凸出成形性，可得高抗拉強度。另，即使含有V、Mo、Cr、B時，若未含有規定量之本發明的必須元素，於試驗號碼15、16、17、18、19中確認產生分離。
由以上可知，因超出本發明之規定成分範圍，未能顯現金屬組織特徵的抑制剪切端面分離效果，可知本發明之成分範圍係可利用板厚1/4位置之{112}(110)極密度與舊沃斯田鐵粒之縱橫比顯現抑制分離效果之適當範圍。接著，於表2之試驗號碼15至56顯示相對於適當之成分範圍的各種鋼板號碼，以本發明之熱軋鋼板的製造方法之範圍內及範圍外的條件，進行改變板厚1/4位置之{112}(110)極密度與舊沃斯田鐵粒之縱橫比的熱軋鋼板之試驗結果。於最後軋延溫度及倒數2座軋台之合計軋縮率未於適當範圍 時，於超出板厚1/4位置之{112}(110)極密度係5.7以下、舊沃斯田鐵粒之縱橫比係5.3以下之任一條件時，於剪切端面確認有分離。又，於捲取溫度條件超出本發明之範圍時，未產生降伏比分離。然而，析出物密度係109 個/mm3 以下，YR低於0.80，不適合作為本發明之熱軋鋼板。由以上可知，藉由使用本發明成分範圍之鋼板，並以適當之製造條件，板厚1/4位置之{112}(110)極密度與舊沃斯田鐵粒之縱橫比係於適當的範圍，抑制剪切端面之分離。於圖14顯示剪切端面之105 次時間強度σp與抗拉強度的關係。本發明鋼之剪切端面的105 次時間強度σp相對於抗拉強度TS均係0.35倍以上，相對於此，產生有分離之比較鋼係小於0.35倍。
以往，雖說明於含有Ti之析出強化鋼板中，隨著促進析出，韌性將下降而產生分離，但於本發明中，藉由各自適當地設定C與Ti及Nb之含量，且將金屬組織作為0.106≧(C%-Ti%＊12/48-Nb%＊12/93)≧0.012，並將板厚1/4位置之{112}(110)極密度作為5.7以下、將舊沃斯田鐵粒之縱橫比作為5.3以下，可抑制以往無法解決的剪切端面之分離，結果，可知可開發剪切端面之105 次時間強度σp優異的熱軋鋼板。

Claims (4)

  1. 一種熱軋鋼板，以質量%計，C：0.030%以上且0.120%以下、Si：1.20%以下、Mn：1.00%以上且3.00%以下、Al：0.01%以上且0.70%以下、Ti：0.05%以上且0.20%以下、Nb：0.01%以上且0.10%以下、P：0.020%以下、S：0.010%以下、及N：0.005%以下，且剩餘部分：Fe及不純物；0.106≧(C%-Ti%*12/48-Nb%*12/93)≧0.012；板厚1/4位置之{112}(110)極密度係5.7以下；舊沃斯田鐵粒之縱橫比(長軸/短軸)係5.3以下；尺寸為20nm以下之(Ti、Nb)C的析出物密度係109 個/mm3 以上；抗拉強度與降伏應力之比，即降伏比YR係0.80以上；抗拉強度係590MPa以上。
  2. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，其以質量%計，更含有B：0.0005%以上且0.0015%以下、Cr：0.09%以下、V：0.01%以上且0.10%以下、及Mo：0.01%以上且0.2%以下之1種或2種以上元素，且於含有V時，0.106≧(C%-Ti%*12/48-Nb%*12/93-V%*12/51)≧0.012。
  3. 一種熱軋鋼板之製造方法，其係製造板厚1/4位置之{112}(110)極密度係5.7以下；舊沃斯田鐵粒之縱橫比(長軸/短軸)係5.3以下；尺寸為20nm以下之(Ti、Nb)C的析出物密度係109 個/mm3 以上；抗拉強度與降伏應力之比，即降伏比YR係0.80以上；且抗拉強度係590MPa以上之熱軋鋼板，該方法係將下述鋼加熱至1250℃以上，並於Ti含量在0.05%≦Ti≦0.10%之範圍時，以最後軋延時的最終軋延溫度係960℃以上且倒數2座軋台之軋縮率合計係30%以上進行熱軋延，且於Ti含量在0.10%<Ti≦0.20%之範圍時，以最後軋延時的最終軋延溫度係980℃以上且倒數2座軋台之軋縮率合計係40%以上進行熱軋延，再於450℃以上且650℃以下捲取；該鋼以質量%計，C：0.030%以上且0.120%以下、Si：1.20%以下、Mn：1.00%以上且3.00%以下、Al：0.01%以上且0.70%以下、Ti：0.05%以上且0.20%以下、Nb：0.01%以上且0.10%以下、P：0.020%以下、S：0.010%以下、及N：0.005%以下，且剩餘部分：Fe及不純物；0.106≧(C%-Ti%*12/48-Nb%*12/93)≧0.012。
  4. 如申請專利範圍第3項之熱軋鋼板之製造方法，其中前述鋼以質量%計，更含有B：0.0005%以上且0.0015%以下、Cr：0.09%以下、V：0.01%以上且0.10%以下、及Mo：0.01%以上且0.2%以下之1種或2種以上元素，且於含有V時，(C%-Ti%*12/48-Nb%*12/93-V%*12/51)≧0.012。
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