TWI575082B

TWI575082B - Hot rolled steel sheet

Info

Publication number: TWI575082B
Application number: TW104122737A
Authority: TW
Inventors: Hiroshi Shuto; Tatsuo Yokoi; Daisuke Maeda; Eisaku Sakurada; Takeshi Toyoda
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2014-07-14
Filing date: 2015-07-14
Publication date: 2017-03-21
Also published as: EP3162908B1; EP3162908A4; JP6319442B2; WO2016010004A1; US10226800B2; JPWO2016010004A1; TW201612331A; MX2016016159A; KR101896852B1; CN106661689A; CN106661689B; PL3162908T3; US20170197235A1; EP3162908B8; BR112016029379A2; ES2734741T3; KR20170015461A; EP3162908A1

Description

熱軋鋼板

技術領域

本發明有關於一種熱軋鋼板。

背景技術

以往，以汽車車體之輕量化為目的，底盤零件或車體之構造用構件多使用高強度鋼板。汽車之底盤零件要求無凹痕材料之疲勞特性及凹痕疲勞特性，但以往之高強度鋼板的該等性能不充分，且有無法減少構件之板厚的問題。

為提升無凹痕材料之疲勞特性，使組織微細化係為有效。例如，專利文獻1及專利文獻2中記載了於熱軋下具有平均粒徑小於2μm之超微細肥粒鐵粒，第2相具有變韌鐵等的熱軋鋼板，該鋼板之延性、韌性、疲勞強度等優異，認為該等特性之異向性小。又，疲勞裂痕因自表面附近產生，故使表面附近之組織微細化係為有效。專利文獻3中記載了一種熱軋鋼板，其具有作為主相之多邊形肥粒鐵的平均結晶粒徑自板厚中心朝表層逐漸變小的結晶粒徑傾斜組織，且第2相包含了體積分率計5%以上之變韌鐵等。此外，麻田散鐵組織之細粒化亦可有效提升疲勞特性。專利文獻4中記載了一種機械構造鋼管，其顯微組織面積比之80%以上為麻田散鐵，麻田散鐵組織之平均塊體徑為3μm以下，且最大塊體徑為平均塊體徑之1倍以上且3倍以下。又，專利文獻4中記載了將造管前之扁胚組織經熱軋作成下部變韌鐵或麻田散鐵，均一地分散有碳。但，細粒化雖可提升無凹痕材料之疲勞特性，但無裂痕傳播速度之延遲效果，無助於提升凹痕疲勞特性。

關於凹痕疲勞特性之提升，有利用複合組織化可有效地降低裂痕傳播速度的報告。專利文獻5中，藉使硬質之變韌鐵或麻田散鐵分散於以微細之肥粒鐵作為主相的組織中，可兼具無凹痕材料之疲勞特性與凹痕疲勞特性。專利文獻6及7中，報告了藉由提高複合組織中麻田散鐵之縱橫比，可降低裂痕傳播速度。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本專利特開平11-92859號公報

專利文獻2：日本專利特開平11-152544號公報

專利文獻3：日本專利特開2004-211199號公報

專利文獻4：日本專利特開2010-70789號公報

專利文獻5：日本專利特開平04-337026號公報

專利文獻6：日本專利特開2005-320619號公報

專利文獻7：日本專利特開平07-90478號公報

發明概要

專利文獻5中並未特別記載提升壓機成形性的方法，因未特別注意變韌鐵及麻田散鐵之硬度及形狀，故視為未具有良好之壓機成形性。

專利文獻6及7中，並未考量到進行壓機成形時所需之延性及擴孔性等加工性。

本發明為解決如此之問題所作成，目的在於提供一種軋延方向之疲勞特性及加工性優異，且拉伸強度為780MPa以上的熱軋鋼板。

本發明人等為達成前述目的反覆地致力研究，藉使高強度熱軋鋼板之化學組成及製造條件為最適化，並控制鋼板之顯微組織，成功地製造軋延方向之疲勞特性及加工性優異的鋼板。本發明之要旨如以下所述。

(1)一種熱軋鋼板，其化學組成以質量%計：C：0.03~0.2%、Mn：0.1~3.0%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al+Si：0.2~3.0%、N：大於0%且在0.01%以下、O：大於0%且在0.01%以下、Ti：0~0.3%、 Nb：0~0.3%、Mg：0~0.01%、Ca：0~0.01%、REM：0~0.1%、B：0~0.01%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mo：0~1.0%、V：0~0.3%、及Cr：0~2.0%，且剩餘部分：鐵及雜質；顯微組織以變韌鐵為主體，且以面積分率計，由麻田散鐵及/或沃斯田鐵所構成之硬質相為3%以上且小於20%；存在於板厚中央部之硬質相中縱橫比為3以上者占60%以上；存在於板厚中央部之硬質相之軋延方向的長度小於20μm；自軋延方向所視之<011>方位及<111>方位之X射線隨機強度比的和為3.5以上，且自軋延方向所視之<001>方位之X射線隨機強度比為1.0以下。

(2)如前述(1)之熱軋鋼板，其以質量%計，包含選自於Ti：(0.005+48/14[N]+48/32[S])%以上且在0.3%以下、Nb：0.01~0.3%中之一種以上。

其中，[N]為N之含量(質量%)，[S]為S之含量(質量%) 之意。

(3)如前述(1)之熱軋鋼板，其以質量%計，包含選自於Mg：0.0005~0.01%、Ca：0.0005~0.01%、REM：0.0005~0.1%中之一種以上。

(4)如前述(1)之熱軋鋼板，其以質量%計，包含B：0.0002~0.01%。

(5)如前述(1)之熱軋鋼板，其以質量%計，包含選自於Cu：0.01~2.0%、Ni：0.01~2.0%、Mo：0.01~1.0%、V：0.01~0.3、Cr：0.01~2.0%中之一種以上。

(6)如前述(1)之熱軋鋼板，其表面具有熔融鍍鋅層、或合金化鍍鋅層。

藉由本發明，可提供一種軋延方向之疲勞特性與加工性優異，且拉伸強度為780MPa以上的熱軋鋼板。本發明可適當地利用於板厚8mm以下之鋼板。本發明之熱軋鋼板因可延長汽車用材料之底盤零件等的疲勞壽命，故產業上之貢獻顯著。

1‧‧‧疲勞試驗片之衝孔洞

圖1為顯示疲勞試驗中使用之試驗片形狀及尺寸的示意圖。圖1(a)顯示測量無凹痕時之疲勞強度之試驗片的俯視圖及前視圖，圖1(b)顯示測量具凹痕時之疲勞強度之試驗片的俯視圖及前視圖。

用以實施發明之形態

1. 熱軋鋼板之顯微組織

1-1. 構成熱軋鋼板之各相的面積分率

本發明之熱軋鋼板需以變韌鐵作為主體，且由麻田散鐵及/或沃斯田鐵所構成之硬質相存在以面積分率計在3%以上且小於20%。只要使顯微組織為於作為主相之軟質變韌鐵中混合有作為第二相之硬質相的複合組織的話，可提升主相之延性，並提升第二相之強度，成為強度與延性之均衡良好的鋼板。以變韌鐵為主體，係熱軋鋼板中作為主相之變韌鐵的面積分率為最高之意。以往，正廣泛地使用以肥粒鐵作為主相，並以前述硬質相作為第二相的鋼板。特別是，需要拉伸強度780MPa以上之強度時，亦可以變韌鐵作為主相。此外，硬質相將成為軟質相中產生之疲勞裂痕傳播的障礙，有降低疲勞裂痕傳播速度之效果，故具有前述複合組織之鋼板的衝孔疲勞特性優異。由此，將本發明之熱軋鋼板設為混合有以變韌鐵為主體、以由麻田散鐵及/或沃斯田鐵所構成之硬質相為第二相的顯微組織。變韌鐵之面積分率以65~97%為佳。

利用硬質相之疲勞裂痕傳播抑制效果，於硬質相之面積分率為3%以上時顯現。另一方面，硬質相之面積分率為20%以上時，硬質相將成為被稱作孔隙之缺陷起點，使擴孔率下降，無法滿足汽車之懸垂構件所必要的「(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(%))≧35000」。藉此，以變韌鐵為主體之顯微組織中，存在以面積分率計在3%以上且小於20%的由麻田散鐵或沃斯田鐵所構成之硬質相。硬質相以面積分率計存在5%以上為佳，以存在7%以上較佳。

1-2. 存在於板厚中央部之硬質相的縱橫比

接著，說明存在於板厚中央部之硬質相的縱橫比。於軸疲勞試驗中進行衝孔疲勞試驗時，自板厚中央部產生疲勞裂痕，裂痕於板厚方向上傳播而導致斷裂。此時，為抑制裂痕之產生與初期之傳播，板厚中央部之硬質相的形態特為重要。

硬質相之縱橫比定義為(硬質相之長軸長度/硬質相之短軸長度)。本發明之熱軋鋼板中將「硬質相之長軸長度」設為「鋼板之軋延方向上硬質相之長度」、將「硬質相之短軸長度」設為「鋼板之厚度方向上硬質相之長度」。硬質相之縱橫比越大，成為疲勞裂痕傳播之障礙的硬質相遇到裂痕的頻率增加，且裂痕之迂迴．分支距離增大，可有效地降低疲勞裂痕傳播速度。此處，縱橫比小於3之硬質相，因裂痕遇到硬質相時之迂迴．分支距離小，故裂痕傳播抑制效果小。因此，增加縱橫比為3以上之硬質相始為有效。藉此，本發明之熱軋鋼板中，將存在於板厚中央部之硬質相中縱橫比為3以上者設為占有60%以上。存在於板厚中央部之硬質相中縱橫比為3以上者的存在比率以80%以上為佳。

1-3. 存在於板厚中央部之硬質相的軋延方向之長度

說明存在於板厚中央部之硬質相的軋延方向之長度。由變韌鐵與硬質相所構成之複合組織鋼變形時，因軟質之變韌鐵側將優先地塑性變形，故隨著變形，硬質相負擔之應力增加，於變韌鐵．硬質相界面將產生大之應變。

硬質相負擔之應力、或變韌鐵．硬質相界面之應變達一定以上時，將於鋼中產生稱作孔隙之缺陷，該孔隙之連結將導致斷裂。容易產生孔隙材料的局部變形力差、擴孔性低。

硬質相朝軋延方向延伸時，變形時之應力及應變將集中於硬質相，因容易於早期產生孔隙，擴孔性容易劣化。又，相較於表層部，板厚中央部之塑性抑制強，有容易產生孔隙之傾向，故板厚中央部之硬質相的長度特為重要。

依據本發明人等之檢討，藉將存在於板厚中央部之硬質相的軋延方向之長度控制在小於20μm，可抑制孔隙之產生，可達成汽車之懸垂構件所必要的(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(%))≧35000。因此，本發明之熱軋鋼板中，規定存在於板厚中央部之硬質相的軋延方向之長度小於20μm。以板厚中央部之硬質相的軋延方向之長度小於18μm為佳。

硬質相由麻田散鐵及/或沃斯田鐵所構成。換言之，有以下3種形態：僅由麻田散鐵所構成之硬質相、僅由沃斯田鐵所構成之硬質相、由麻田散鐵與沃斯田鐵兩者所構成的硬質相。又，硬質相有由單一之粒(麻田散鐵粒或沃斯田鐵粒)所構成之情形，亦有複數粒集合後一體地構成硬質相的情形。集合有複數粒之硬質相可為複數麻田散鐵粒之集合體、或複數沃斯田鐵粒、單一或複數麻田散鐵粒與單一或複數沃斯田鐵粒之集合體。

1-4. X射線隨機強度比

說明X射線隨機強度比。無凹痕材料之疲勞壽命將大幅影響至產生疲勞裂痕的壽命。疲勞裂痕之產生，眾所周知的需經過以下3階段之過程：(1)差排組織之飽和、(2)突起．插入之形成、(3)疲勞裂痕之形成。

此次，本發明人等全心研究之結果，發現藉由適當地控制疲勞試驗時之應力負載方向的結晶方位，並使X射線隨機強度比滿足預定條件，可延遲3階段過程中(1)之差排組織的飽和，提升無凹痕材料之軋延方向的疲勞壽命。以下說明該機制。

鐵之結晶結構為體心立方結構(body-centered cubic，b.c.c.構造)，作用滑移系統有{110}<111>系、{112}<111>系、{123}<111>系等42個。結晶方位之表記如後述。多結晶時，因結晶方位不同變形之容易度相異，變形之難易度由泰勒因子(Taylor factor)所決定。泰勒因子為以(G)式定義之值。

dΣΓ_i=Md_ε．．．(G)

其中，Γ_i為滑移系統i之滑移量，ΣΓ_i為活動後之滑移全體滑移量的總和，M為泰勒因子，ε為全體塑性應變量之意。

泰勒因子越小，各滑移系統之滑移量的總和越小，但全體塑性應變量變大，故可以小之能量塑性變形。泰勒因子將於相對於應力負載方向之結晶方位變化，故泰勒因子小之方位的結晶粒容易變形，泰勒因子大之方位的結晶粒不易變形。

藉由研究員等之計算，於b.c.c.金屬中假設上述42個滑移系統，使<001>方位、<011>方位及<111>方位拉伸變形時的泰勒因子之值分別為2.1、3.2及3.2，眾所周知的是<001>方位最容易變形，差排組織之形成快。另一方面，<011>方位、<111>方位因不易變形，故差排組織之形成慢。換言之，相對於應力負載方向，朝向<001>方位之結晶粒的疲勞裂痕之產生壽命短，朝向<011>方位、<111>方位之結晶粒的疲勞裂痕之產生壽命長。

本發明人等檢討後，發現藉由控制自軋延方向所視之<011>方位及<111>方位的X射線隨機強度比之和為3.5以上，且自軋延方向所視之<001>方位的X射線隨機強度為1.0以下，軋延方向之疲勞特性(疲勞限度)/(拉伸強度)將成為0.55以上的良好之值。此處「疲勞限度」係指後述之無凹痕疲勞試驗片所得之1000萬次時間強度。

依據該觀察所得知識，將本發明之熱軋鋼板之自軋延方向所視之<011>方位及<111>方位的X射線隨機強度比之和設為3.5以上，且自軋延方向所視之<001>方位的X射線隨機強度比設為1.0以下。自軋延方向所視之<011>方位及<111>方位的X射線隨機強度比之和，以4.0以上為佳。又，自軋延方向所視之<001>方位的X射線隨機強度比，以0.8以下為佳。

1-5. 熱軋鋼板之顯微組織、X射線隨機強度的測量方法

(1)變韌鐵與硬質相之面積分率的測量方法

構成如以上之本發明熱軋鋼板的組織之變韌鐵與由麻田散鐵及/或沃斯田鐵所構成之硬質相的面積分率，使用以與鋼板寬度方向垂直之截面作為觀察面所擷取的試料測量。研磨觀察面並硝太蝕劑蝕刻作成試料。以FE-SEM觀察經硝太蝕劑蝕刻之觀察面的板厚1/4厚(自鋼板表面朝鋼板厚度方向上，鋼板厚度之1/4的位置之意。以下相同。)、3/8厚、及1/2厚之範圍。

針對各試料之觀察對象範圍，以1000倍之倍率觀察10視野，測量各視野中變韌鐵與硬質相所占之面積比例。硬質相之面積為麻田散鐵與沃斯田鐵合計的面積。此外，將變韌鐵與硬質相所占之面積比例的全視野之平均值作為變韌鐵與硬質相之面積分率。藉由該方法，除了變韌鐵、麻田散鐵及沃斯田鐵(硬質相)以外，亦可測量肥粒鐵等之面積分率。

(2)存在於板厚中央部之硬質相的縱橫比及軋延方向之長度

存在於板厚中央部之硬質相的縱橫比及軋延方向之長度，由位於上述試料中之板厚1/2厚位置的硬質相求得。使用FE-SEM觀察50個以上位於上述試料中之板厚1/2厚位置的硬質相，測量各硬質相之鋼板軋延方向的長度及鋼板厚度方向之長度。由該等長度之測量結果算出各硬質相的縱橫比。經觀察之硬質相中，算出縱橫比3以上者的比例。又，將經觀察之硬質相之軋延方向長度的平均值作為存在於板厚中央部之硬質相之軋延方向的長度。

板厚中央部為自鋼板表面朝鋼板之厚度方向位於鋼板厚度1/2的位置。例如，任意選擇50個在板厚中央部中位於50μm×200μm之視野範圍內的硬質相，測量各硬質相之軋延方向的長度及鋼板厚度方向的長度。為提高測量精度，亦可測量位於視野範圍內之全部硬質相的軋延方向之長度及厚度方向之長度，取代任意選擇50個的做法。

(3)X射線隨機強度比

自軋延方向所視之<001>方位、<011>方位及<111>方位之X射線隨機強度比，可藉由X射線繞射所測量之反極圖求得。X射線隨機強度比為於相同條件下利用X射線繞射法等測量未具朝特定方位之累積的標準試料與供試材之X射線強度，將所得之供試材的X射線強度除標準試料的X射線強度的數值。

此處，熱軋鋼板之結晶方位，通常，將垂直於板面之方位表示為[hkl]或{hkl}、與軋延方向平行之方位表示為(uvw)或<uvw>。{hkl}、<uvw>為等價之面的總稱，[hkl]、(uvw)指各個結晶面。本發明中，因係以包含b.c.c.構造(肥粒鐵)之變韌鐵為主體的熱軋鋼板為對象，例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面為等價，並無區別。此時，將該等方位總稱為<111>。再者，結晶學中之方位，「-1」為正式地於「1」上加上「-」地標記，但此處為方便記載，標記為「-1」。

X射線繞射用試料之製作係如以下地進行。利用機械研磨或化學研磨等研磨鋼板之軋延方向截面(相對於軋延方向垂直之截面)，藉由拋光成鏡面後，以電解研磨或化學研磨等去除歪曲。X射線繞射之範圍為板厚全體。於無法一次測量全體時，將板厚方向分成數視野後進行測量，亦可平均該等結果後求得。又，不易利用X射線繞射測量時，亦可藉由EBSP(Electron Back Scattering Pattern：電子背向散射圖樣)法或ECP(Electron Channeling Pattern：電子通道圖樣)法等，統計且充分地進行數量測量，求得各方位之X射線繞射隨機強度比。

2. 鋼板之化學組成

本發明之熱軋鋼板的化學組成含有以下元素。以下，亦一併說明該等元素含量之限定理由。元素含量之「%」為「質量%」之意。

C：0.03~0.2%

碳(C)為本發明中重要元素之一。C可使麻田散鐵生成、使沃斯田鐵穩定化，故不僅有助於組織強化帶來的熱軋鋼板之強度提升，亦有抑制裂痕傳播的效果。但，C含量小於0.03%時，無法確保預定之硬質相的體積分率，故未能確認衝孔疲勞特性之提升效果。另一方面，含有大於0.2%時，構成第二相之硬質相的低溫變態生成物之面積分率變得過剩，擴孔性下降。因此，將C含量設為0.03%~0.2%。C含量之下限以0.06%為佳，上限以0.18%為佳。

Mn：0.1~3.0%

錳(Mn)除了固溶強化，亦可提高淬火性，使鋼板組織中麻田散鐵或沃斯田鐵生成而含有。Mn含量於含有大於3%時該效果達到飽和。另一方面，Mn含量小於0.1%時，不易發揮抑制冷卻中之波來鐵生成的效果。因此，將Mn含量設為0.1~3.0%。Mn含量之下限以0.3%為佳，上限以2.5%為佳。

P：0.10%以下

磷(P)為熔鐵中所含之雜質，為於粒界偏析，隨著含量之增加使低溫韌性下降的元素。因此，P含量以越低越佳。又，含有大於0.10%之P時，將對加工性及熔接性造成不良影響。因此，將P含量設為0.10%以下。特別是，考量到熔接性時，P含量之上限以0.03%為佳。

S：0.03%以下

硫磺(S)為熔鐵中所含之雜質，含量過多時，不僅引發熱軋延時之裂痕，亦生成使擴孔性劣化之MnS等夾雜物的元素。因此，應盡力降低S之含量。但，0.03%以下為可容許之範圍。因此，將S含量設為0.03%以下。但，於需要某程度之擴孔性時，S含量之上限以0.01%為佳，以0.005%較佳。

Si+Al：0.2~3.0%

矽(Si)及鋁(Al)均為本發明中重要元素之一。Si及Al有抑制鐵中{112}<111>滑移，藉由延遲差排組織形成以提升疲勞裂痕之產生壽命的效果。於Si及Al之合計含量(Si+Al)為0.2%以上時可得該效果，於0.5%以上為顯著。又，即使含有大於3.0%，效果已達飽和，經濟性惡化。因此，將Si+Al 設為0.2~3.0%。Si+Al之下限以0.5%為佳。再者，本發明之Al含量為酸可溶Al(所謂之「sol.Al」)。可含有僅Si與Al之任一者為0.2~3.0%，亦可含有兩者合計為0.2~3.0%之Si與Al。

N：大於0%且在0.01%以下

氮(N)藉於鋼中作為TiN存在，透過扁胚加熱時結晶粒徑之微細化，有助於提升低溫韌性的元素。因此，亦可含有。但，藉由含有大於0.01%之N，有於鋼板熔接時形成氣孔，減少熔接部之接頭強度的疑慮。因此，將N含量設為0.01%以下。另一方面，N含量小於0.0001%時，經濟性不佳。因此，N含量之下限以設為0.0001%以上為佳，以設為0.0005%較佳。

O：大於0%且在0.01%以下

氧(O)因將形成氧化物，使成形性劣化，故有抑制含量之必要。特別是，O含量大於0.01%時，因成形性之劣化傾向變得顯著。因此，將O含量設為0.01%以下。另一方面，將O含量設為小於0.001%，經濟性不佳。因此，O含量之下限以設為0.001%以上為佳。

Ti：0~0.3%

Nb：0~0.3%

鈦(Ti)為兼具優異之低溫韌性與利用析出強化之高強度的元素。因此，亦可視需要含有Ti。因Ti之碳氮化物、或固溶Ti可延遲熱軋延時之粒成長，可微細化熱軋鋼板之粒徑，有助於提升低溫韌性。但，Ti含量大於0.3%時，前述效果達到飽和，經濟性下降。因此，將Ti含量設為0~0.3%。又，Ti含量小於(0.005+48/14[N]+48/32[S])%時，有未能充分地得到前述效果的疑慮。因此，Ti含量以0.005+48/14[N]+48/32[S](%)以上且在0.3%以下為佳。此處，[N]及[S]分別為N含量(%)及S含量(%)。此外，Ti含量大於0.15%時，有鑄造時漏斗噴嘴容易阻塞的疑慮。因此，Ti含量之上限以設為0.15%為佳。

鈮(Nb)為提升熱軋鋼板之低溫韌性的元素。因此，亦可視需要含有Nb。因Nb之碳氮化物、或固溶Nb可延遲熱軋延時之粒成長，可微細化熱軋鋼板之粒徑，有助於提升低溫韌性。但，含有大於0.3%之Nb含量時，前述效果達到飽和，經濟性下降。因此，將Nb含量設為0~0.3%。又，Nb含量小於0.01%時，有未能充分地得到前述效果的疑慮。因此，Nb含量之下限以設為0.01%為佳，上限以0.1%為佳。

Mg：0~0.01%

Ca：0~0.01%

REM：0~0.1%

鎂(Mg)、鈣(Ca)及稀土類元素(REM)為可控制成為破壞之起點、成為使加工性劣化之原因的非金屬夾雜物之形態，使加工性提升的元素。因此，亦可視需要含有該等任1種以上。但，即使含有大於0.01%之Mg、大於0.01%之Ca、或大於0.1%之REM，前述效果已達飽和，經濟性下降。因此，將Mg含量設為0~0.01%、Ca含量設為0~0.01%、REM 含量設為0~0.1%。藉由含有Mg、Ca及REM各含量為0.0005%以上，前述效果將變得顯著。因此，以分別將Mg含量之下限設為0.0005%、Ca含量之下限設為0.0005%、REM含量之下限設為0.0005%為佳。再者，REM為Sc、Y及鑭等合計17種元素的總稱，REM之含量為前述元素合計量之意。

B：0~0.01%

B為藉於粒界偏析提高粒界強度，以提升低溫韌性之元素。因此，亦可視需要於鋼板中含有。然而，B含量大於0.01%時不僅前述效果達到飽和，經濟性亦差。因此，將B含量設為0~0.01%。又，前述效果於鋼板之B含量為0.0002%以上時變為顯著。因此，B含量之下限以0.0002%為佳，以0.0005%較佳。B含量之上限以0.005%為佳，以0.002%較佳。

Cu：0~2.0%

Ni：0~2.0%

Mo：0~1.0%

V：0~0.3%

Cr：0~2.0%

銅(Cu)、鎳(Ni)、鉬(Mo)、釩(V)及鉻(Cr)為具有藉析出強化或固溶強化提升熱軋鋼板強度之效果的元素。因此，亦可視需要含有該等元素中任1種以上。但，即使含有Cu含量大於2.0%、Ni含量大於2.0%、Mo含量大於1.0%、V含量大於0.3%、Cr含量大於2.0%，前述效果已達飽和，經濟性下降。因此，將Cu含量設為0~2.0%、Ni含量設為0~2.0%、Mo含量設為0~1.0%、V含量設為0~0.3%、Cr含量設為 0~2.0%。又，Cu、Ni、Mo、V及Cu各別之含量小於0.01%時，未能充分地得到前述效果。因此，Cu含量之下限以0.01%為佳，以0.02%較佳。以分別將Ni含量之下限設為0.01%、Mo含量之下限設為0.01%、V含量之下限設為0.01%、Cr含量之下限設為0.01%為佳。又，以分別將Cu含量之上限設為1.2%、Ni含量之.上限設為0.6%、Mo含量之上限設為0.7%、V含量之上限設為0.2%、Cr含量之上限設為1.2%為佳。

以上為本發明之熱軋鋼板的基本化學組成。本發明之熱軋鋼板的化學組成之剩餘部分由鐵及雜質所構成。再者，雜質為工業上製造鋼材時，因礦石、廢料等原料以外之其他因素混入的成分之意。

再者，經確認作為前述元素以外之元素，取代鐵之一部分，即使含有合計1%以下的Zr、Sn、Co、Zn及W中之1種以上，仍無損本發明之熱軋鋼板之優異軋延方向的疲勞特性及加工性以及780MPa以上之拉伸強度。該等元素中，Sn因有於熱軋延時產生瑕疵之疑慮，故Sn含量之上限以0.05%為佳。

具有如以上組織與組成的本發明之熱軋鋼板，藉於表面具有經熔融鍍鋅處理之熔融鍍鋅層，甚至是經鍍敷後合金化處理之合金化鍍鋅層，可提升耐蝕性。又，鍍敷層並未限定為純鋅，亦可含有Si、Mg、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等元素，期待更加提升耐蝕性。具有如此之鍍敷層，並無損於本發明之熱軋鋼板之優異衝孔疲勞特性及加工性。

又，本發明之熱軋鋼板再具有機皮膜形成、薄膜積層、利用有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等之表面處理層之任幾者均可得本發明效果。

3. 本發明之熱軋鋼板之製造方法

只要可得具前述顯微組織之熱軋鋼板，並未特別限制其製造方法，例如，藉由具有以下步驟[a]~[h]之製造方法，即可穩定地得到本發明之熱軋鋼板。以下，舉一例說明各步驟之詳細內容。

[a]扁胚鑄造步驟

並未特別限定熱軋延之前的扁胚之製造方法。換言之，可為經高爐或電爐等熔製鋼後，進行各種2次熔煉，調整至上述之化學組成，接著，以通常之連續鑄造、薄扁胚鑄造等之方法鑄造扁胚即可。此時，若可控制於本發明之成分範圍內的話，亦可於原料中使用廢料。

[b]扁胚加熱步驟

經鑄造之扁胚於熱軋延時加熱至預定溫度。連續鑄造時可於暫時冷卻至低溫後，再度加熱後進行熱軋延，亦可未特別冷卻地連續鑄造後，立刻直接加熱後進行熱軋延。將扁胚之加熱時間設為(A)式規定之時間t₁(s)以上。

t₁(s)=1.4×10^-6×Exp{3.2×10⁴/(T₁+273)}…(A)

其中，T₁(℃)：均熱帶中扁胚之平均溫度。

如此地規定加熱時間之理由係如下述。鑄造後之扁胚組織中，於扁胚之中央存在有Mn之偏析。因此，於扁胚之加熱未充分時，Mn之偏析將殘留於由軋延所得之熱軋鋼板的板厚中央部。Mn因可使沃斯田鐵穩定化，軋延後之冷卻中隨著Mn偏析，形成容易殘留沃斯田鐵的區域。藉此，低溫下自沃斯田鐵變態之麻田散鐵或殘留之沃斯田鐵容易隨著Mn偏析存在，使熱軋鋼板之板厚中央部的硬質相之軋延方向長度增加。

本發明人等反覆地致力研究後，發現為使硬質相之軋延方向的長度為20μm以下，需將扁胚之加熱時間設為(A)式規定之時間t₁(s)以上。藉由充分地延長扁胚之加熱時間，可促進Mn之擴散，視為可減少硬質相之軋延方向的長度。不用特別限定扁胚加熱溫度之上限即可發揮本發明效果，但若加熱溫度過高時，經濟性不佳。因此，扁胚加熱溫度以設為小於1300℃為佳。又，扁胚加熱溫度之下限以設為1150℃為佳。扁胚之加熱時間並非自加熱開始之經過時間，而為將扁胚保持於預定之加熱溫度(例如，1150℃以上且小於1300℃之溫度)的時間。

[c]粗軋延步驟

扁胚加熱步驟後，對自加熱爐抽出之扁胚不需特別等待即開始熱軋延之粗軋延步驟，得到粗輥(rough bar)。粗軋延步驟中，將粗軋延中之合計軋縮率設為50%以上，且粗軋延中將扁胚表層冷卻至下述(B)式所表示之Ar₃變態點以下2次以上，以3次以上為佳。具體而言，粗軋延步驟為多道次熱軋延，將經過先前道次之扁胚之表層暫時冷卻至Ar₃變態點以下，再復熱至較Ar₃變態點高之溫度。將表層經復熱之扁胚於之後的道次軋延，再將扁胚之表層冷卻至Ar₃變態點以下。反覆該過程。再者，本發明中之扁胚表層的溫度為自扁胚表面朝深度方向1mm之部分的扁胚之溫度，例如，可由傳熱計算推測。不僅扁胚最表面，藉將扁胚內部之溫度冷卻至Ar₃點以下，復熱之效果將變大。

Ar₃(℃)=901-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×Ni…(B)

其中，各元素記號為各元素之含量(質量%)之意。

如以上地規定粗軋延條件之理由係如下述。為得可得軋延方向之疲勞特性良好的熱軋鋼板之本發明效果，於熱軋鋼板中，自軋延方向所視之<011>方位及<111>方位之X射線隨機強度比的和需為3.5以上，且自軋延方向所視之<001>方位之X射線隨機強度比需小於1.0。為如此地控制結晶方位，藉於鋼板作用剪力，盡量增強<011>方位及<111>方位，使至靠近板厚中心之部分變得發達是為重要。通常，藉由粗軋延中剪力之作用對所形成之組織的影響將被粗壓延後之再結晶消除。但，藉由本發明人等之檢討，發現粗軋延中藉由暫時將扁胚表層冷卻至Ar₃變態點以下，粗軋延中之組織將對最終之組織帶來好的影響。以下記載本發明人等所認為之機制。

於粗軋延中施加充分之剪力，並將扁胚表層暫時冷卻至Ar₃變態點以下時，表層周邊組織之一部分將自沃斯田鐵變態成肥粒鐵。此時之肥粒鐵因容易受粗軋延中之剪力影響，自軋延方向來看，<111>方位與<011>方位增大，<001>方位減少。

至下個道次前復熱表層之肥粒鐵，使其逆變態成沃斯田鐵。此時，沃斯田鐵將逆變態成與變態前之肥粒鐵的結晶方位具有一定之方位關係的方位。更加粗軋延經逆變態之表層沃斯田鐵，使其再次冷卻至Ar₃變態點以下時，表層組織之一部分將再次自沃斯田鐵變態成肥粒鐵。變態前之沃斯田鐵的結晶方位因受以前之肥粒鐵的結晶方位影響，故變態後之肥粒鐵的<111>方位與<011>方位較之前道次後更加增大。

如此，粗軋延中反覆於各道次施加充分之剪力，且冷卻至Ar₃變態點以下使表層變態，表層附近之<111>方位與<011>方位增大，<001>方位減少。為充分地發揮該效果，需充分地施加剪力，使粗軋延中之軋縮率為50%以上，本步驟中，將扁胚表層冷卻至Ar₃變態點以下2次以上，以3次以上為佳。

[d]完工軋延步驟

緊接粗軋延步驟之完工軋延步驟中，以1100℃以下之扁胚表層溫度進行由下述(C)式所求之形狀比X為2.3以上的軋延2道次以上，將合計軋延率設為40%以上。

其中，L：軋輥之直徑，h_in：軋輥入側之板厚，h_out：軋輥出側之板厚。

本發明人等發現，為以1100℃以下之軋延使熱軋延之剪力作用至鋼板之最深處，熱軋延之總道次數中，需至少2道次內前述(C)式規定之形狀比X滿足2.3以上。如下述(C1)~(C3)式所示，形狀比X為軋輥及鋼板之接觸弧長l_d與平均板厚h_m的比。

X=l_d/h_m…(C1)

l_d=(L×(h_in-h_out)/2)^1/2…(C2)

h_m=(h_in+h_out)/2…(C3)

由前述(C)式所求之形狀比X為2.3以上，但軋延之道次數為1道次時，剪切應變之導入深度仍不充分。剪切應變之導入深度不充分時，自軋延方向所視之肥粒鐵朝<111>方位與<011>方位的配向變弱，結果，軋延方向之疲勞特性下降。因此，將形狀比X為2.3以上之道次數設為2道次以上。

完工軋延步驟中軋延之道次數越多越佳。將道次數設為3以上時總道次中亦可將形狀比X設為2.3以上。為增加剪切層之厚度，亦以形狀比X之值大為佳。形狀比X之值以2.5以上為佳，以3.0以上較佳。

形狀比X為2.3以上之軋延，於高溫下進行時，有因之後的再結晶使可提高楊氏模數之集合組織受到破壞的情形。因此，於扁胚表層溫度為1100℃以下的狀態下進行，限定將形狀比X設為2.3以上之道次數的軋延。又，剪切應變之導入量越大，使鋼板之軋延方向的疲勞特性提升之自軋延方向所視的<111>方位及<011>方位之結晶粒將發達。該效果於1100℃以下之合計軋縮率為40%以上時係為顯著，故將1100℃以下之合計軋縮率設為40%以上。

將完工軋延之最終道次的軋縮設為(T₂-100)℃以上且小於(T₂+20)℃，以(T₂-100)℃以上且小於T₂(℃)，且其軋縮率為3%以上且小於40%為佳。軋縮率以10%以上且小於40%為佳。T₂為下述(D)式所規定之溫度。

T₂(℃)=870+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V…(D)

其中，各元素記號為各元素之含量(質量%)之意。

該最終道次之軋縮條件對於控制板厚中央部硬質相之縱橫比極為重要。於(T₂-100)℃以上且小於(T₂+20)℃之溫度域下進行軋延，板厚中央部硬質相之縱橫比將增大的原因，可視為藉於再結晶受到抑制之狀態下進行軋延，沃斯田鐵的縱橫比增大，該形狀亦影響到硬質相之故。為發揮增大該硬質相之縱橫比的效果，需將最終軋縮之軋縮率設為3%以上。40%以上之軋延因將對軋延機造成大的負擔，故以3%以上且小於40%之軋縮率為佳。

於小於(T₂-100)℃之溫度域進行最終道次下之軋縮時，將成為肥粒鐵與沃斯田鐵之二相域下的軋延。因此，藉由加工誘發變態促進肥粒鐵之生成，變韌鐵無法成為顯微組織之主體。又，此時，因生成之肥粒鐵為延性低的未再結晶肥粒鐵，故鋼板之延性低，不滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長(%))≧18000。又，於(T₂+20)℃以上之溫度域中進行時，板厚中央部之硬質相的縱橫比變小。這可視為沃斯田鐵之再結晶受到促進，沃斯田鐵之縱橫比減少，亦會影響硬質相之形態。因此，於(T₂-100)℃以上且小於(T₂+20)℃之溫度域下進行最終道次下的軋縮。藉於該條件下軋縮，硬質相之縱橫比將為3以上。

[e]第1冷卻步驟

緊接著完工軋延步驟之第1冷卻步驟中，將自完工軋延之最終軋縮溫度至750℃為止的平均冷卻速度設為60℃/s以上。這是因為冷卻速度小於60℃/s時，有板厚中央部硬質相之板厚方向的長度為20μm以上的情形。冷卻速度與硬質相之板厚方向的長度相關之原因尚未確定，但冷卻速度60℃/s以上時完工軋延之最終軋縮所導入的差排將不易回復，作為肥粒鐵變態之核作用，故板厚中央部之未變態沃斯田鐵將被肥粒鐵所切斷，結果有硬質相之板厚方向的長度減少的可能性。

鋼板之厚板領域中，有利用硬質相之縱橫比控制抑制疲勞裂痕傳播的例，但無兼具擴孔性等加工性的報告文獻。推測這是因為厚板領域中軋延應變不易到達板厚中央部，且因板厚厚而未能確保板厚中央部之冷卻速度，差排回復進展的結果，未能充分地導入肥粒鐵變態之核，無法減少硬質相之長度的緣故。

[f]第2冷卻步驟

緊接著第1冷卻步驟之第2冷卻步驟中，相對於下述(E)式所規定之溫度T₃(℃)，將T₃(℃)以上且小於750℃之溫度域的平均冷卻速度設為50℃/s以上。該理由因平均冷卻速度小於50℃/s時，冷卻中之肥粒鐵變態量多，變韌鐵無法成為顯微組織之主體，故熱軋鋼板之拉伸強度未能成為780MPa以上之故。

T₃(℃)=830-270×C-90×Mn-37×Ni-70×Cr-83×Mo…(E)

其中，各元素記號為各元素之含量(質量%)之意。(E)式中記載之元素含量為0時，代入0。

[g]均熱步驟

緊接著第2冷卻步驟之均熱步驟中，相對於前述(E)式所規定之溫度T₃(℃)與下述(F)式所規定之溫度T₄(℃)，於T₃(℃)以上且小於T₄(℃)之溫度域中保持5s以上。均熱步驟為用以使變韌鐵作為顯微組織主體所需之步驟。將保持時間設為5s以上是因為保持時間為5s以下時硬質相之面積分率將為20%以上，延性或擴孔率減少之故。

T₄(℃)=561-474×C-33×Mn-17×Ni-17×Cr-21×Mo…(F)

其中，各元素記號為各元素之含量(質量%)之意。(F)式中記載之元素含量為0時，代入0。

[h]捲取步驟

均熱步驟後，進行鋼板之捲取。將捲取時之鋼板溫度(捲取溫度)設為前述(F)式所規定之T₄(℃)以下。這是因為，於以大於T₄(℃)之高溫度捲取時，組織中之變韌鐵的體積分率變得過剩，不易確保硬質相之分率，而產生衝孔疲勞特性劣化。

藉由以上之製造步驟，製造本發明之熱軋鋼板。

再者，自前述步驟[a]至[h]之全步驟結束後，以藉由鋼板形狀之矯正或可動差排導入等提升延性為目的，以施行軋縮率在0.1%以上且在2%以下之鑄皮道次軋延為佳。又，全步驟結束後，以去除附著於所得之熱軋鋼板表面之鏽皮為目的，亦可視需要對所得之熱軋鋼板進行酸洗。此外，酸洗後，亦可於產線上或產線外對所得之熱軋鋼板施行軋縮率在10%以下的鑄皮道次或冷軋延。

本發明之熱軋鋼板除了軋延步驟以外，亦經通常之熱軋步驟的連續鑄造、酸洗等所製造，即使去除通常之熱軋步驟之一部分地進行製造，仍可確保本發明效果之優異軋延方向的疲勞特性及加工性。

又，暫時於製造熱軋鋼板後，以提升延性為目的，於產線上或產線外以100~600℃之溫度範圍進行熱處理，仍可確保本發明效果之優異軋延方向的疲勞特性及加工性。

亦可添加以下步驟：於經前述步驟所製造之熱軋鋼板進行熔融鍍鋅處理或合金化熔融鍍鋅處理、或進行有機皮膜形成、薄膜積層、利用有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等之表面處理。

4. 熱軋鋼板特性之評定方法

(1)拉伸強度特性

熱軋鋼板之機械性質中拉伸強度特性(拉伸強度、總伸長)係依據JIS Z 2241 2011評定。試驗片使用JIS Z 2241 2011之5號試驗片，自鋼板板寬之1/4W(自鋼板之寬度方向端部朝鋼板寬度方向鋼板寬度之1/4長度的位置之意。以下相同)或3/4W位置將軋延方向作為長度。

(2)擴孔率

熱軋鋼板之擴孔率藉由依據日本鐵鋼聯盟規格JFS T 1001-1996記載之試驗方法的擴孔試驗評定。自與拉伸試驗片擷取位置相同之位置擷取試驗片，設置以圓筒衝孔之衝孔洞。本發明中的加工性優異之鋼板係指滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長(%))≧18000且(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(%))≧35000的鋼板。

(3)疲勞特性

圖1為顯示疲勞試驗中使用之試驗片形狀及尺寸的示意圖，圖1(a)顯示測量無凹痕時之疲勞強度之試驗片的俯視圖及前視圖，圖1(b)顯示測量具凹痕時之疲勞強度之試驗片的俯視圖及前視圖。

熱軋鋼板之軋延方向疲勞特性的評定係使用圖1顯示之形狀及尺寸的試驗片。試驗片係自與拉伸試驗片擷取位置相同之位置擷取使軋延方向為長邊。圖1(a)所示之試驗片為無凹痕時用以得到疲勞強度的試驗片。圖1(b)所示之試驗片為用以得到凹痕材之疲勞強度的衝孔試驗片，為了接近汽車構件之實際使用下的疲勞特性評定，衝孔係與擴孔試驗片同樣地以圓筒衝孔打出衝孔洞1。將衝孔間隙設為10%。於任一疲勞試驗片，自最表層至0.05mm左右之深度，以表面粗度完工記號施行徹底之完工研磨。

使用該試驗片，以應力比R=0.1、頻率15~25Hz 之條件進行應力控制的拉伸-拉伸疲勞試驗。本發明中之軋延方向的疲勞特性優異之鋼板係指，上述無凹痕疲勞試驗片所得之1000萬次時間強度除拉伸試驗所得之拉伸強度的值(疲勞限度比)為0.55以上，衝孔疲勞試驗所得之1000萬次時間強度除拉伸試驗所得之拉伸強度的值(衝孔疲勞限度比)為0.30以上之鋼板。

以下，藉由實施例具體地說明本發明，但本發明並未受該等實施例所限定。

實施例

製造具有表1所示之化學組成的熔鋼。

參照表1，鋼A~I之化學組成於本發明所規定之化學組成範圍內。另一方面，鋼a之C含量過低，鋼b之C含量過高。鋼c之P含量過高，鋼d之S含量過高。鋼e之Si與Al的合計含量過低。底線表示成分量超出發明範圍外。

使用鋼A~H及鋼a~e之化學組成的熔鋼，藉由上述步驟[a]~[h]製造熱軋鋼板。各步驟之實施條件為表2及表3所示之條件。步驟[d]中，將1100℃以下之軋延設為P1~P6之6道次。表2及表3所示之鋼A~H及鋼a~e與表1所示之化學組成的熔鋼相對應，為使用之熔鋼之意。T₁(℃)為測量加熱爐均熱帶之平均溫度，均熱帶之扁胚的平均溫度。P1~P6為完工軋延步驟之第1道次~第6道次之意。

對於製造之熱軋鋼板，求出肥粒鐵、變韌鐵、及硬質相(麻田散鐵及沃斯田鐵)之各組織的面積分率，並測量硬質相之形狀、X射線隨機強度比。又，測量拉伸強度特性、擴孔率及疲勞特性。該等各特性之測量條件適用上述之測量條件。疲勞試驗片為圖1所示之形狀及尺寸，試驗片之厚度為3mm。於表4及表5顯示各特性之測量結果。熱軋鋼板之鋼種類有：未施行鍍敷之熱軋鋼板(HR)、鍍敷後未施行合金化處理之熔融鍍鋅鋼板(GI)或合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)。

如表2~5所示，鋼A-1、B-1、C-1、C-3~C-5、C-7、C-8、C-10、C-12、C-14、C-16、D-1、E-1、E-2、E-4、E-6、E-9、E-10、F-1、G-1、H-1及I-1為鋼之化學組成及顯微組織滿足本發明規定的例，另一方面，鋼C-2、C-6、C-9、C-11、C-13、C-15、C-17、E-3、E-5、E-7、E-8、E-11、a-1、b-1、c-1、d-1及e-1為鋼之化學組成或顯微組織不滿足本發明規定的例。

鋼A-1等本發明例之熱軋鋼板中，任一者的硬質相之面積分率、存在於板厚中央部之硬質相中縱橫比為3以上者的比例、存在於板厚中央部之硬質相的軋延方向長度、及X射線隨機強度比均滿足本發明規定。又，本發明例之熱軋鋼板的拉伸強度均為780MPa以上。此外，滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長(%))≧18000且(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(%))≧35000，疲勞限度為0.55以上且衝孔疲勞限度為0.30以上。

比較例之鋼C-2之步驟[d]的完工軋延之最終道次的軋縮溫度為946℃，較(D)式所規定之T₂(903℃)高出20℃以上。鋼C-9之步驟[d]的完工軋延之最終道次的軋縮率低至2%。因此，任一板厚中央部之硬質相中，縱橫比3以上者的比例低至小於60%，軋延方向之衝孔疲勞限度比為低至小於0.3之值。

鋼C-6之步驟[d]的完工軋延之最終道次的軋縮溫度為782℃，較(D)式所規定之T₂(903℃)低超過100℃。鋼C-13之步驟[f]之T₃(℃)以上且小於750℃的溫度域之平均冷卻速度過低至25℃/s。於是，均促進肥粒鐵之生成，為68%以上之高面積分率，變韌鐵之面積分率低至23%，未能成為顯微組織的主體。結果，拉伸強度均小於780MPa。特別是，鋼C-6生成之肥粒鐵為未再結晶肥粒鐵，延性亦低，不滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長(%))≧18000。

鋼C-11之步驟[e]中自最終軋縮溫度至750℃為止的平均冷卻速度過低至49℃。因此，板厚中央部之硬質相的軋延方向長達22.4μm，不滿足(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(%))≧35000。

鋼C-15因步驟[g]之T₃(℃)以上且小於T₄(℃)的溫度域之保持時間過短至3.1s，硬質相之面積分率高達86.4%，變韌鐵未能成為顯微組織的主體。於是，延性低，不滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長(%))≧18000。

鋼C-17之步驟[h]的捲取溫度為533℃，較(F)式所規定之T₄(475℃)高。因此，熱軋鋼板組織中之變韌鐵的面積分率為91.5%而過剩，硬質相之面積分率則低至小於3%。結果，拉伸強度低至小於780MPa，軋延方向之衝孔疲勞限度比為低至小於0.3之值。

鋼E-3之步驟[b]的扁胚加熱時間為1809s，較(A)式所規定之時間t₁(1919s)短。因此，板厚中央部之硬質相的軋延方向長達23.9μm，不滿足(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(%))≧35000。

鋼E-5之步驟[c]的粗軋延中之合計軋縮率低至41%。鋼E-7之步驟[c]的粗軋延中將扁胚表層冷卻至Ar₃變態點以下的次數僅1次。鋼E-8之步驟[d]6次軋延道次中，形狀比X滿足2.3以上者僅1道次。鋼E-11之步驟[d]的1100℃以下軋延之軋縮率低至34%。因此，該等鋼中自軋延方向所視之<011>方位及<111>方位的X射線隨機強度比之和低至小於3.5，另一方面，自軋延方向所視之<001>方位的X射線隨機強度大於1.0。結果，任一軋延方向之疲勞限度比均為小於0.55之低值。

鋼a-1之C含量過低至0.016%。因此，拉伸強度低至小於780MPa，軋延方向之衝孔疲勞限度比為小於0.3之低值。

鋼b-1之C含量過高達0.254%。又，鋼d-1之S含量過高達0.0243%。因此，擴孔性均低，不滿足(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(%))≧35000。

因鋼c-1之P含量過高達0.133%，故加工性低，均不滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長(%))≧18000及(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(%))≧35000。

鋼e-1之Si與Al的合計含量過低至0.19%。因此，疲勞裂痕之產生壽命短，軋延方向之疲勞限度比為0.51之低值。

產業上之可利用性

Claims

一種熱軋鋼板，其化學組成以質量%計：C：0.03~0.2%、Mn：0.1~3.0%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、Al+Si：0.2~3.0%、N：大於0%且在0.01%以下、O：大於0%且在0.01%以下、Ti：0~0.3%、Nb：0~0.3%、Mg：0~0.01%、Ca：0~0.01%、REM：0~0.1%、B：0~0.01%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mo：0~1.0%、V：0~0.3%、及Cr：0~2.0%，且剩餘部分：鐵及雜質；顯微組織以變韌鐵為主體，且以面積分率計，由麻田散鐵及/或沃斯田鐵所構成之硬質相為3%以上且小於 20%；存在於板厚中央部之硬質相中縱橫比為3以上者占60%以上；存在於板厚中央部之硬質相之軋延方向的長度小於20μm；自軋延方向所視之<011>方位及<111>方位之X射線隨機強度比的和為3.5以上，且自軋延方向所視之<001>方位之X射線隨機強度比為1.0以下。
如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計，包含選自於Ti：(0.005+48/14[N]+48/32[S])%以上且在0.3%以下、Nb：0.01~0.3%中之一種以上；其中，[N]為N之含量(質量%)，[S]為S之含量(質量%)之意。
如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計，包含選自於Mg：0.0005~0.01%、Ca：0.0005~0.01%、REM：0.0005~0.1%中之一種以上。
如請求項1之熱軋鋼板，其化學組成以質量%計，包含B：0.0002~0.01%。
如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計，包含選自於Cu：0.01~2.0%、Ni：0.01~2.0%、Mo：0.01~1.0%、V：0.01~0.3、Cr：0.01~2.0%中之一種以上。
如請求項1之熱軋鋼板，其表面具有熔融鍍鋅層、或合金化鍍鋅層。