TWI597368B - 熱軋鋼板、鋼材及熱軋鋼板的製造方法 - Google Patents

熱軋鋼板、鋼材及熱軋鋼板的製造方法 Download PDF

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Description

熱軋鋼板、鋼材及熱軋鋼板的製造方法 技術領域
本發明有關於熱軋鋼板、鋼材及熱軋鋼板的製造方法。
背景技術
為提升鐵鋼材料零件之耐磨耗性或提升疲勞強度，而於鋼板表面施行硬化處理。如此之硬化處理，眾所周知有例如，浸碳處理、氮化處理或軟氮化處理等經控制環境氣體之熱處理。
對鋼板表面進行硬化處理時，鋼板表面將硬化，且藉由硬化處理時之加熱，鋼板之板厚中心部的結晶粒將成長並粗大化，產生板厚中心部之硬度(強度)軟化的現象。
抑制板厚中心部之結晶粒成長的方法，眾所周知的有添加少量之Nb。於鋼添加Nb時將析出NbC(鈮碳化物Nb與碳結合之析出物)，該NbC將作為抑制結晶粒成長之釘扎作用(pinning action)，視為可防止熱處理時板厚中心部之結晶粒成長(參照例如，專利文獻1)。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開平11-236646號公報
發明概要
又，藉使鋼板低溫塑性變形，可利用加工硬化增加鋼板之強度。因此，藉使添加有Nb之鋼板低溫塑性變形產生加工硬化，增加鋼板之強度，並且，對鋼板表面進行硬化處理時，可抑制板厚中心部之加工硬化軟化，並硬化表層。
經發明人調査，塑性變形前後之加工量大且加工硬化率高時，藉由熱處理添加有Nb的鋼板，可抑制板厚中心部之軟化。另一方面，可知加工量少且加工硬化率低時，即使熱處理添加有Nb之鋼板，仍未能抑制板厚中心部的軟化。
例如，製造汽車零件時，藉由壓製成形等對鋼板施行冷加工後，有軟氮化表面的情形。此處，因汽車零件有各種形狀，故於壓製加工鋼板時，將於一個零件內產生加工量較大之部位與加工量較小之部位。此處，於使用含有Nb之鋼板時，藉由軟氮化時之熱處理，於加工量較少之部位板厚中心部的強度軟化，有零件強度不足的疑慮。
因此，本發明有鑑於前述情事而作成，本發明之目的係提供對鋼板之加工量少且加工硬化率低時，仍可防止熱處理時鋼板之板厚中心部的強度軟化之熱軋鋼板、鋼 材及熱軋鋼板的製造方法。
(1)一種熱軋鋼板，化學成分以質量%計，含有：C：0.040~0.150%、Si：0~0.500%、Mn：0.10~1.50%、P：0~0.050%、S：0~0.020%、Al：0.010~0.050%、N：0.0010~0.0060%、Nb：0.008~0.035%、Cu：0~0.10%、Ni：0~0.10%、Cr：0~0.02%、Mo：0~0.020%、V：0~0.020%、Ca：0~0.0100%、及B：0~0.0050%，固溶Nb：0.005~0.030%，剩餘部分由鐵及雜質所構成；金屬組織中肥粒鐵之組織以面積分率計為85%以上，該金屬組織之剩餘部分為雪明碳鐵及/或波來鐵組織，肥粒鐵之平均結晶粒徑為5μm以上且20μm以下。
(2)如(1)記載之熱軋鋼板，其中對前述熱軋鋼板依序進 行冷加工與以560~620℃加熱120分鐘之熱處理後，板厚中心部之維克氏硬度相對於前述冷加工後板厚中心部之維克氏硬度顯示80%以上的耐軟化性。
(3)如(1)記載之熱軋鋼板，其中對前述熱軋鋼板依序進行維克氏硬度之加工硬化率成為小於30%的冷加工，與以560~620℃加熱120分鐘之熱處理後，板厚中心部之維克氏硬度相對於前述冷加工後板厚中心部之維克氏硬度顯示80%以上的耐軟化性。
(4)一種鋼材，係由如(1)~(3)中任一項記載之熱軋鋼板所構成的鋼材，對前述熱軋鋼板依序進行冷加工與以560~620℃加熱120分鐘之熱處理後，板厚中心部之維克氏硬度相對於前述冷加工後板厚中心部之維克氏硬度為80%以上。
(5)一種鋼材，係由如(1)~(3)中任一項記載之熱軋鋼板所構成的鋼材，對前述熱軋鋼板依序進行維克氏硬度之加工硬化率成為小於30%的冷加工，與以560~620℃加熱120分鐘之熱處理後，板厚中心部之維克氏硬度相對於前述冷加工後板厚中心部之維克氏硬度為80%以上。
(6)一種熱軋鋼板的製造方法，其是將由下列化學成分所構成之鋼鑄片進行下述步驟：該鋼鑄片之化學成分以質量%計，含有：C：0.040~0.150%、Si：0~0.500%、Mn：0.10~1.50%、 P：0~0.050%、S：0~0.020%、Al：0.010~0.050%、N：0.0010~0.0060%、Nb：0.008~0.035%、Cu：0~0.10%、Ni：0~0.10%、Cr：0~0.02%、Mo：0~0.020%、V：0~0.020%、Ca：0~0.0100%、及B：0~0.0050%，剩餘部分由鐵及雜質所構成，將該鋼鑄片加熱至1200℃以上；以860℃以上且950℃以下之完工軋延溫度進行完工軋延之最終軋延；於完工軋延溫度至800℃之間，以30℃/秒以上且100℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻；於800℃至捲取溫度之間，以5℃/秒以上且100℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻；以300℃以上且600℃以下之捲取溫度捲取。
依據本發明，即使於對鋼板之加工量少且加工硬化率低時，仍可提供可防止熱處理時鋼板之板厚中心部的 強度軟化之熱軋鋼板、鋼材及熱軋鋼板的製造方法。
用以實施發明之形態
首先，詳細地說明本發明之較佳實施形態，再於以下進行本發明之原理的推測與說明。
於冷加工鋼組織中存在有NbC之鋼板時，以加工硬化率變大之條件進行冷加工時，鋼中存在之NbC隨著塑性變形Nb與C之結合被解開，分成固溶Nb與C微細地分散於鋼板內。此外，熱處理冷加工後之鋼板時，固溶Nb與C將再度結合形成NbC，藉由該新形成之NbC的釘扎作用，可防止板厚中心部之結晶粒成長，抑制熱處理時的軟化。
另一方面，以加工硬化率變小之條件進行冷加工時，因鋼中存在之NbC承受的變形小，被解開Nb與C之結合的NbC變得極少，利用之後的熱處理來生成微細之NbC的固溶Nb呈現少之狀態。因此，利用NbC之釘扎作用來延遲差排移動的效果並不大，未能防止結晶粒之成長，再結晶之抑制效果少。
如此，以加工硬化率變小之條件冷加工以往之富含NbC的鋼板時，因可被解開Nb與C之結合的NbC少，故NbC之粒子將以熱軋時所直接形成之較大者作為主體。之後，進行熱處理時因固溶Nb少，故藉由熱處理析出之NbC的粒子數變少，新形成之NbC的釘扎作用效果減少，未能 防止熱處理時板厚中心部之結晶粒成長，推測未能抑制熱處理時板厚中心部之熱軟化。
依據以上考察，本發明人發現藉由預先使鋼中富含固溶Nb，則不需受冷塑性加工鋼板時之加工硬化率影響，於塑性加工後進行熱處理時，仍可防止板厚中心部之軟化。
預先含於鋼中之固溶Nb因平均存在於鋼板內，熱處理時固溶Nb與C結合生成NbC時，NbC將微細地分散存在鋼板內，故推測藉由NbC之釘扎作用可防止熱處理時板厚中心部之結晶粒成長。
固溶Nb特別具有藉由冷塑性加工於鋼中產生之差排的附近大量地生成NbC的性質，故為施行有冷加工之鋼板時，由防止熱處理時鋼板之板厚中心部強度軟化來看係為有利。換言之，將鋼中存在有固溶Nb之鋼板冷加工後進行熱處理時，例如升溫至軟氮化處理溫度之500~600℃後，固溶Nb與C化合而生成NbC。但，將鋼中未存在固溶Nb而存在NbC之鋼板省略冷加工，直接將呈熱軋後之狀態的鋼板進行熱處理時，因為未生成新之微細NbC的狀態下之加熱，故僅藉由製造熱軋鋼板時生成之粗大且數量少的NbC進行釘扎作用。因此，延遲結晶粒開始再結晶之550℃以上溫度之差排移動的效果變少，未能防止熱處理時板厚中心部之結晶粒成長，推測未能抑制熱處理時板厚中心部之熱軟化。
為促進防止熱處理時板厚中心部結晶粒之成長 的NbC生成，首先於一開始使鋼中殘留有固溶Nb係為有效。並非如上述，以高之冷加工使鋼中之NbC為固溶Nb來抑制熱處理時板厚中心部之熱軟化，本發明發現藉於製造熱軋鋼板時使鋼中殘留有固溶Nb，抑制熱處理時板厚中心部之熱軟化的方法。並且，發明人等發現於殘留有固溶Nb之鋼中強制地導入差排，熱處理時於差排附近自固溶Nb大量地生成NbC，由防止熱處理時鋼板之板厚中心部強度軟化之點來看係為有效。
為促進NbC之生成而強制導入之差排的量，可以利用冷加工之維克氏硬度的硬化量表示。本發明中，對冷加工前之材料的質地之維克氏硬度以10%以上硬化為佳。
如以上，本發明之熱軋鋼板可特別適用於冷加工後進行如軟氮化處理之表面硬化等熱處理的情形。
以下，說明本實施形態之熱軋鋼板、冷加工及熱處理熱軋鋼板後所得之鋼材及熱軋鋼板的製造方法。
首先，說明本實施形態之熱軋鋼板的化學成分。各成分之含有率係質量%。又，本說明書中之範圍若未特別說明時即包含上限值及下限值。
(C：0.040~0.150%)
C係有效保持強度之元素。為於結束冷加工之熱軋鋼板的熱處理(例如軟氮化處理)中充分地生成NbC，防止板厚中心部之強度下降，C量需為0.040%以上。另一方面，C量大於0.150%時因熱軋鋼板之壓製加工性下降，故以0.150%作為上限。C量以0.040~0.10%為佳，較佳者是0.040~0.090%。
(Si：0~0.500%)
Si係提高鋼之脫氧及強度的元素，本實施形態作為強度調整用而添加。Si量高時於熱軋延中將於鋼板表面生成表面氧化物而容易產生瑕疵。又，壓製加工性亦下降。因此，將Si量設為0.500%以下。
Si量以0.10%以下為佳，較佳者是0.08%以下。另一方面，Si因含有於鐵礦石中，通常係不可避免地存在之成分。因此，亦可將Si量之下限值設為0.001%。又，為提高鋼之脫氧及強度，Si量可設為例如，0.090%以上，以設為0.200%以上為佳。
(Mn：0.10~1.50%)
Mn係可提高鋼之淬火性並提升強度的元素，本實施形態中作為強度調整用而添加。Mn量小於0.10%時將容易產生因鋼中之S造成的脆化。又，Mn量大於1.50%時壓製成形性下降。Mn量以設為0.1~1.3%為佳，較佳者是0.1~1.10%。
(P：0~0.050%)
P容易成為脆化之原因，為確保壓製加工性以低為佳。因此P量以0.050%作為上限。P量以0.03%以下為佳，較佳者是0.02%以下。另一方面，P因含有於鐵礦石中，通常係不可避免地存在之成分。因此，將P量之下限值設為0.001%，亦可更具體地設為0.002%。
(S：0~0.020%)
S與P同樣地容易成為脆化之原因，為確保壓製加工性以低為佳。因此，S量以0.020%作為上限。S量以0.015%以 下為佳，較佳者是0.010%以下。另一方面，S因含有於鐵礦石中，通常係不可避免地存在之成分。因此，亦可將S量之下限值設為0.001%。
(Al：0.010~0.050%)
Al於軟氮化處理中於鋼板表面生成AlN氮化物，具有提高表面硬度的效果。因此，Al量需設為0.010%以上。另一方面，為高度保持壓製加工性，將0.050%作為上限。Al量以0.010~0.040%為佳，較佳者是0.015~0.030%。
(N：0.0010~0.0060%)
N與Al同樣地係軟氮化處理中於鋼板表面生成Al氮化物的必要元素，以含有0.0010%以上為佳。另一方面，於壓製加工前之鋼板中大量地存在N時，延性之下降將變大，鋼板之加工性下降。因此，N量以少為佳，以0.0060%作為上限。N量以0.0010~0.0040%為佳，較佳者是0.0010~0.0030%。
(Nb：0.008~0.035%)
(固溶Nb：0.005~0.030%)
本實施形態之熱軋鋼板藉由含有固溶Nb，於冷加工後之軟氮化處理中升溫時，以經冷加工導入之差排作為起點，使固溶Nb變成NbC析出物，延遲差排之移動，可保存冷加工中產生的加工硬化。為實現此，首先需0.005%以上之固溶Nb。為使固溶Nb為0.005%以上，Nb量需為0.008%以上。因利用固溶Nb之效果於0.030%達到飽和，故將0.030%作為固溶Nb之上限。另一方面，因增加鋼中之Nb將導致壓製加工性下降。因此，將Nb量之上限設為0.035%。 Nb量以0.010~0.030%為佳，較佳者是0.010~0.025%。固溶Nb量以0.005~0.030%為佳，較佳者是0.008~0.030%。
鋼板中固溶之Nb量可由電解抽出之殘渣算出。例如，於捲取後冷卻至室溫之鋼板的板寬1/4或3/4位置，擷取30mm見方(30×30mm=900mm2)大小的試驗片，使用10%乙醯丙酮-1%氯化四甲銨-甲醇溶液作為電解液，使其於電解液中定電流電解。以0.2μm之過濾器過濾定電流電解後電解液中殘留的殘渣並擷取，測量經擷取之殘渣的質量，且於酸分解處理殘渣後，藉由ICP原子發射光譜法(Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectroscopy：ICP-AES)測量殘渣中之Nb質量。並且，假設該殘渣中之Nb作為Nb之碳化物或氮化物之析出物存在，將鋼板之全Nb含量減去殘渣中之Nb量後的量作為固溶Nb量求得。
(Cu：0~0.10%)
Cu可視需要添加以調整強度。為不使加工性下降，以0.10%作為上限。為不使加工性下降地提高強度，Cu量以0.01~0.08%為佳，較佳者是0.02~0.05%。
(Ni：0~0.10%)
Ni係於製造含有Cu之鋼時，用以防止熱軋中的脆化裂痕而添加。Ni之添加量以Cu量之一半以上左右為佳。Ni量大於0.10%時因鋼板之加工性下降，故將上限設為0.10%。為不使加工性下降地防止脆化裂痕，Ni量以0.01~0.08%為佳，較佳者是0.02~0.05%。
(Cr：0~0.02%)
Cr與Cu同樣地可視需要添加以調整強度。為不使加工性下降，以0.02%作為上限。為不使加工性下降地提高強度，Cr量以0.005~0.020%為佳，較佳者是0.010~0.015%。
(Mo：0~0.020%)
(V：0~0.020%)
Mo、V與Cu同樣地可視需要添加以調整強度。為不使加工性下降，以0.020%作為各別之上限。為不使加工性下降地提高強度，Mo量以0.005~0.020%為佳，較佳者是0.010~0.018%。
(Ca：0~0.0100%)
Ca可視需要添加以防止因S造成之脆化，且防止因MnS之粗大化造成局部延性下降。Ca為0.0100%時效果達到飽和，故將其作為上限。為不使加工性下降地防止脆化，Ca量以0.002~0.010%為佳，較佳者是0.002~0.008%。
(B：0~0.0050%)
B可視需要添加以防止因N所產生之時效，以防止延性下降。0.0050%時效果達到飽和，且C與B結合，使NbC之生成量變低，熱處理時之耐軟化性下降，故將其作為上限。為不使耐軟化性下降地防止因N所產生之時效，B量以0.0003~0.0030%為佳，較佳者是0.0004~0.0020%。
熱軋鋼板之剩餘部分係鐵及雜質。熱軋鋼板中含有例如，97.40~99.84%之鐵，以98.10~99.83%為佳。
接著，說明熱軋鋼板之金屬組織。
本實施形態之熱軋鋼板的金屬組織中，肥粒鐵之組織 以面積分率計為85%以上，剩餘部分係雪明碳鐵及/或波來鐵組織。又，肥粒鐵之平均結晶粒徑係5μm以上20μm以下的範圍。
肥粒鐵組織之面積分率小於85%時，因鋼板之加工性下降，故不佳。肥粒鐵之面積分率，較佳者是90%以上，更佳者為92%以上。又，剩餘部分組織係雪明碳鐵或波來鐵組織之任一者或兩者。組織中以未含有變韌鐵為佳。肥粒鐵之面積分率以硝太蝕劑腐蝕鋼板表面後觀察所見之白色部分的面積分率求得。又，剩餘部分組織之面積率以硝太蝕劑腐蝕鋼板表面後觀察所見之黑色部分的面積分率求得。
肥粒鐵之平均結晶粒徑以5μm以上20μm以下為佳。平均結晶粒徑小於5μm時，鋼板強度將變得過高，伸長EL(%)變小，加工性下降。平均結晶粒徑大於20μm時，壓製加工後之鋼板的表皮將成為皺皮(皮)狀，表面粗度增大。肥粒鐵之平均結晶粒徑以6μm以上15μm以下為佳，較佳者是8μm以上15μm以下。
並未特別限定本實施形態之熱軋鋼板的板厚，但以2.0mm以上9.0mm以下為佳。厚度小於2.0mm之鋼板於軟氮化處理中有可能形成至鋼板板厚中心部的硬化層，有非熱處理時提升耐軟化性之本發明效果的情形。又，本實施形態之熱軋鋼板的用途中，因未預料使用厚度大於9.0mm之鋼板，可以9.0mm作為板厚上限。
又，本實施形態之熱軋鋼板的拉伸強度TS為 400MPa以上640MPa以下。又，伸長EL(%)為25.0%以上。拉伸強度TS(MPa)、伸長EL(%)係依據JIS Z 2241(2011)金屬材料拉伸試驗方法。
又，鋼板加工時之異向性以圓筒深衝成形鋼板時的耳部(ear)高度為2mm以下者為佳。耳部高度設為以衝頭內徑 100mm、衝頭肩部R3mm、間隙為鋼板板厚之1.4倍的條件將切出成直徑200mm、板厚4.5mm之圓形的鋼板深衝成圓筒後，將深衝後圓筒部之最高高度與最低高度的相差部分作為耳部之高度。為使耳部高度為2mm以下，完工軋延溫度以設為900~950℃之範圍為佳。
接著，說明本實施形態之熱軋鋼板的製造方法。
本實施形態之熱軋鋼板係如以下所製造：將具前述記載之化學成分的扁鋼胚(鋼鑄片)加熱至1200℃以上，再以860℃以上950℃以下之完工軋延溫度進行完工軋延之最終軋延，完工軋延溫度至800℃之間以30℃/秒以上100℃/秒以下的平均冷卻速度冷卻，800℃至捲取溫度之間以5℃/秒以上100℃/秒以下的平均冷卻速度冷卻，再以300℃以上600℃以下之捲取溫度捲取。
扁鋼胚之加熱溫度為1200℃以上即可，以1200℃以上1300℃以下為佳，以1220℃以上1280℃以下較佳。此處之加熱溫度係扁鋼胚板厚中心部之溫度。鑄造後之扁鋼胚中因Nb成為NbC等化合物存在，故以1200℃以上加熱至扁鋼胚中心部使Nb於鋼中固溶。另一方面，加熱溫度過高時，加熱中將於扁鋼胚表面過剩地產生鏽皮，有於熱軋 後之鋼板表面產生瑕疵的疑慮。又，亦有良率下降的疑慮。因此將加熱溫度之上限設為1300℃。
將完工軋延之最終軋延的完工軋延溫度設為860℃以上950℃以下。完工軋延溫度係鋼板表面之實測溫度。為使藉由加熱固溶之Nb不作為碳化物析出，需將完工軋延溫度設為860℃以上。熱軋鋼板之壓製加工時為顯現等向性，以將完工軋延溫度設為900℃以上為佳。
另一方面，完工軋延溫度過高時，結晶粒將過度成長，壓製加工熱軋鋼板後異向性將變得顯著，故需將上限設為950℃以下。完工軋延之最終軋延的完工軋延溫度只要為上述範圍內即可，以900℃以上940℃以下為佳，較佳者是900℃以上930℃以下。
將完工軋延溫度至800℃之間的平均冷卻速度設為30℃/秒以上100℃/秒以下。平均冷卻速度係鋼板之板厚中心部的平均冷卻速度。完工軋延溫度至800℃之溫度域因係固溶Nb容易析出成NbC的溫度域，故為儘快通過該溫度域，而規定完工軋延溫度至800℃之間的平均冷卻速度。該溫度域之平均冷卻速度為30℃/秒以上時，析出之Nb減少而固溶Nb將相對地增加。另一方面，平均冷卻速度過快時，肥粒鐵組織之平均結晶粒徑將變得過小、或肥粒鐵之面積分率下降，故以100℃/秒作為上限。完工軋延溫度至800℃之間的平均冷卻速度於上述範圍內即可，以40℃/秒以上100℃/秒以下為佳，較佳者是50℃/秒以上100℃/秒以下。
將800℃至捲取溫度之間的平均冷卻速度設為5 ℃/秒以上100℃/秒以下。平均冷卻速度係鋼板之板厚中心部的平均冷卻速度。800℃至捲取溫度之溫度域因係固溶Nb穩定地存在的溫度域，故該溫度域之冷卻速度可較至800℃之溫度域緩和。因此，將該溫度域之平均冷卻速度設為前述範圍。平均冷卻速度為5℃/秒以上時，直到捲取鋼板之前，可使鋼板溫度下降至捲取溫度之上限。另一方面，平均冷卻速度過快時，因肥粒鐵面積分率變低，延性下降，故以100℃/秒作為上限。800℃至捲取溫度之間的平均冷卻速度於上述範圍內即可，以15℃/秒以上100℃/秒以下為佳，較佳者是15℃/秒以上60℃/秒以下。
將冷卻後之鋼板的捲取溫度設為300℃以上600℃以下。捲取溫度係鋼板之表面溫度。本實施形態之熱軋鋼板於低溫下捲取時將抑制NbC的析出，Nb呈固溶後之狀態，加工性雖下降，但提升熱處理時之耐軟化性。另一方面，於高溫下捲取時，將提升熱軋鋼板之伸長，並提升加工性，但因殘留之固溶Nb變少，故上限為600℃。因此，本實施形態中將捲取溫度限制為前述範圍。鋼板之捲取溫度於上述範圍內即可，但以400℃以上600℃以下為佳，較佳者是450℃以上580℃以下。
如以上即可製造本實施形態之熱軋鋼板。
本實施形態之熱軋鋼板藉由壓製成形等冷加工成形成預定之零件形狀，之後藉由施行浸碳處理、氮化處理、碳氮化處理、軟氮化處理等表面硬化處理，做成成為汽車零件等的鋼材。表面硬化處理係於預定之環境氣體中 熱處理冷加工後之熱軋鋼板的處理。本實施形態之熱軋鋼板即使於冷加工後施行有熱處理時，仍具有熱處理前後板厚中心部之維克氏硬度的下降量小、不易軟化的特性。
冷加工為壓製加工、擴孔加工、彎曲加工等冷塑性加工即可。又，以加工硬化率△R(%)表示冷加工時之加工量的程度時，本實施形態均適用任何之加工硬化率△R(%)的冷加工，但只要△R(%)為10%以上的話，即可充分地導入用以析出NbC之差排，而容易發揮耐軟化性的效果。再者，本實施形態中，加工硬化率大係指△R(%)為30%以上的情形。又，加工硬化率小係指△R(%)小於30%的情形。本實施形態之熱軋鋼板於△R(%)小於10~30%時於熱處理前後仍顯示不易軟化的特性。
並未特別限制表面硬化處理之環境氣體。可例示一例如NH3濃度35%、CO2濃度5%、N2濃度60%之環境氣體。本實施形態之熱軋鋼板經560~620℃範圍之熱處理溫度中以120分鐘之熱處理時間熱處理仍顯示充分之耐軟化性。再者，實際之表面硬化處理所適用的溫度範圍係500~600℃之範圍，熱處理時間係60~180分左右。於如此之條件下本實施形態之熱軋鋼板仍顯示充分之耐軟化性。
本實施形態之熱軋鋼板於依序進行冷加工與以560~620℃加熱120分鐘之熱處理後，板厚中心部之維克氏硬度相對於冷加工後板厚中心部之維克氏硬度顯示80%以上的耐軟化性。特別是，於施行有維克氏硬度之加工硬化率成為小於30%之冷加工後，熱處理後板厚中心部之維克 氏硬度相對於冷加工後板厚中心部之維克氏硬度仍顯示80%以上的耐軟化性。
再者，本實施形態之加工硬化率係如下述。
將熱軋鋼板之冷加工前板厚中心部的維克氏硬度作為Hv(冷加工前)、冷加工後板厚中心部的維克氏硬度作為Hv(冷加工後)時，以下述(α)式表示加工硬化量△WHv、以下述(β)式表示加工硬化率△R(%)。
△WHv=Hv(冷加工後)-Hv(冷加工前)...(α)
△R(%)=△WHv/Hv(冷加工前)×100...(β)
又，熱處理後之硬度變化率係如下述。熱處理係以各熱處理溫度進行120分鐘之加熱。本實施形態之熱軋鋼板的△Hv(%)顯示80%以上。
將結束冷加工之熱軋鋼板的熱處理前之板厚中心部的維克氏硬度作為Hv(熱處理後)時，以下述(γ)式表示熱處理後硬化量△THv、以下述(δ)式表示熱處理後之硬度變化率△Hv(%)。
△THv=Hv(熱處理後)-Hv(冷加工前)...(γ)
△Hv(%)=△THv/△WHv×100...(δ)
△Hv(%)之上限並非100%，包含藉由熱處理使鋼板變得更硬的情形。亦有例如，鋼中之固溶C藉由熱處理形成NbC，藉此提高強度的情形。
再者，以JIS Z 2244(2009)規定之維克氏硬度試驗方法中，熱軋鋼板之板厚中心的維克氏硬度係以微維克氏計利用100g(0.9807N)之重量測量的硬度。又，測量係於 熱軋鋼板之板厚中心於板厚方向±100μm範圍的區域中進行3次以上之硬度試驗，求得平均值。
於熱軋鋼板施行冷加工及表面硬化處理所製造之鋼材，熱處理後之硬度變化率△Hv(%)顯示80%以上。
如以上說明，依據本實施形態之熱軋鋼板，即使於對鋼板之加工量少且加工硬化率低時，仍可防止熱處理時鋼板之板厚中心部的強度軟化。
又，依據本實施形態之熱軋鋼板的製造方法，可製造熱處理時之耐軟化性優異的熱軋鋼板。
[實施例]
以下，藉由實施例更詳細地說明本發明。再者，以下所示之實施例僅為本發明之一例，本發明並未受下述例所限定。
利用轉爐熔製鋼，並藉由連續鑄造製造扁鋼胚。表1A及表1B中將扁鋼胚之化學成分顯示為成分1~44。
將所得之扁鋼胚加熱至預定之加熱溫度，再以預定之完工軋延溫度進行完工軋延的最終軋延，對完工軋延溫度至800℃之間的平均冷卻速度及800℃至捲取溫度之間的平均冷卻速度做各種變更後冷卻，以預定之捲取溫度捲取，製造S01~S84的熱軋鋼板。表2A~表2C中顯示製造熱軋鋼板時之加熱溫度、完工軋延溫度、平均冷卻速度及捲取溫度。又，於表2A~表2C一併顯示所得之熱軋鋼板的板厚。再者，表2A~表2C中將完工軋延溫度至800℃之間的平均冷卻速度記載為平均冷卻速度I、將800℃至捲取溫度之間的 平均冷卻速度記載為平均冷卻速度II。
接著，藉由對所得之熱軋鋼板施行壓製加工，製造壓製成形品。壓製加工係將切出成直徑200mm、板厚4.5mm之圓形的熱軋鋼板，以衝頭內徑 100mm、衝頭肩部R3mm、間隙為板厚之1.4倍的條件做成。以該條件進行圓筒的深衝，製造高度52mm之杯狀壓製成形品。又，為調查板厚變化所造成的影響，故對板厚2.0mm至9.0mm之熱軋鋼板進行相同的壓製加工。
然後，對壓製成形品進行軟氮化處理。軟氮化處理之環境氣體係NH3濃度35%、CO2濃度5%、N2濃度60%之環境氣體。升溫速度係0.7℃/分、熱處理溫度係570~625℃、熱處理時間係120分，加熱後空氣冷卻。於表3A~表3C顯示軟氮化處理之熱處理溫度。
(熱軋鋼板之微觀組織)
對所得之熱軋鋼板以硝太蝕劑蝕刻處理截面，再利用顯微鏡觀察，求出組織形態、肥粒鐵組織之面積分率及肥粒鐵的平均結晶粒徑。於表2A~表2C顯示結果。
(熱軋鋼板之固溶Nb量)
又，藉由以下說明之方法測量熱軋鋼板中的固溶Nb量。首先，於捲取後冷卻至室溫之熱軋鋼板的板寬1/4位置擷取30mm見方(30×30mm=900mm2)大小之試驗片。接著，準備10%乙醯丙酮-1%氯化四甲銨-甲醇溶液作為電解液，於電解液中使試驗片定電流電解。以0.2μm之過濾器過濾並擷取定電流電解後電解液中殘留的殘渣，測量擷取之殘渣 的質量，且於酸分解處理殘渣後藉由ICP原子發射光譜法(Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectroscopy：ICP-AES)測量殘渣中之Nb質量。假設殘渣中之Nb作為Nb之碳化物或氮化物之析出物存在，將鋼板之全Nb含量減去殘渣中之Nb量後的量作為固溶Nb量。於表2A~表2C顯示結果。
(拉伸強度及伸長)
又，求出所得之熱軋鋼板的拉伸強度TS及伸長EL(%)。藉由JIS Z 2241(2011)金屬材料拉伸試驗方法測量拉伸強度TS(MPa)、伸長EL(%)。於表2A~表2C顯示結果。TS以400~640MPa為良好，EL以25.0%以上為良好。
(有無產生壓製成形品之壓製裂痕)
評價軟氮化處理前之壓製成形品，將有無產生裂痕作為壓製裂痕評價。以「E」「S」「E、S」「N」顯示評價結果。「E」~「N」之內容係如下述。於表3A~表3C顯示結果。
E：成形品之端部有裂痕。
S：肩R部有裂縫。
E、S：成形品之端部有裂痕、肩R部有裂縫。
N：無裂痕。
(有無產生壓製耳部)
評價軟氮化處理前之壓製成形品有無產生耳部。將壓製成形品之最高高度與最低高度的差作為耳部高度。以「A」「B」「C」「D」顯示評價結果。「A」~「D」之內容係如下述。判定B與A為良好。再者，產生有壓製裂痕者並未實施 壓製耳部的測量。於表3A~表3C顯示結果。
A：耳部高度為0mm以上1mm以下。
B：耳部高度大於1mm，2mm以下。
C：耳部高度大於2mm，3mm以下。
D：耳部高度大於3mm。
(有無產生粗糙化)
對軟氮化後之壓製成形品以400號之磨石朝圓周方向上磨擦成形品側面，賦與條紋狀瑕疵。此時，若條紋狀瑕疵成直線狀即判斷為良好，作為未產生粗糙化(產生皺皮)(A)。另一方面，條紋狀瑕疵產生深淺、或分斷時，則作為有產生粗糙化(產生皺皮)(B)。於表3A~表3C顯示結果。
(冷加工前後之硬度)
測量壓製加工前後之熱軋鋼板的板厚中心部之維克氏硬度。壓製加工後之板厚中心部的維克氏硬度係杯狀之壓製成形品的側面部之板厚中心的維克氏硬度。壓製成形品之加工硬化率因測量位置不同而相異。為調查加工硬化率小於30%之熱處理前後的維克氏硬度，進行距離壓製成形品底面3~7mm位置的測量，為調查加工硬化率30%以上之熱處理前後的維克氏硬度，進行距離壓製成形品底面25mm及35mm位置的測量。表3A~表3C中顯示冷加工前後之板厚中心部的維克氏硬度Hv(冷加工前)、Hv(冷加工後)。又，顯示冷加工後之維克氏硬度Hv(冷加工後)的測量位置。此外，顯示加工硬化率△R(%)。由前述(α)式及(β)式求出加工硬化率△R(%)。再者，產生有壓製裂痕者則未實施硬度測 量。
(熱處理前後之硬度)
測量熱處理前後之熱軋鋼板的板厚中心部之維克氏硬度，求出熱處理前後之加工硬化量△THv、及熱處理前後之硬度變化率△Hv。由前述(γ)式及(δ)式求出加工硬化量△THv及熱處理前後之硬度變化率△Hv。
此外，將△Hv80%以上作為A、小於80%作為B。再者，產生有壓製裂痕者則未實施硬度測量。於表3A~表3C顯示結果。
於表2A~表2C及表3A~表3C顯示以上結果。
鋼S01~S42、S70、S72、S73係將具本發明之化學成分的扁鋼胚以本發明規定之製造條件製造的熱軋鋼板，熱處理後之硬度變化率顯示80%以上，可知熱處理後之耐軟化性優異。
S79及S80係將具本發明之化學成分的扁鋼胚以本發明規定之製造條件製造的熱軋鋼板。具體而言，S79及S03係以相同條件熱軋延有相同鋼種之例，同樣地，S80及S18係以相同條件熱軋延有相同鋼種之例。S79及S80因軟氮化時之加熱溫度相對於S03及S18高，故熱處理後之硬度變化率小於80%。然而，藉將對該等鋼S79及S80軟氮化時之加熱溫度設為620℃以下，熱處理後之硬度變化率係如S18及S03所示地為80%以上。
鋼S43~鋼S54係超出本發明之化學成分之例。
換言之，鋼S43之C含量變少，軟氮化處理中NbC之生 成量少，未能確保硬度。又，肥粒鐵之結晶粒亦變得粗大，產生粗糙化。鋼S44因C含量過剩，故EL下降，產生壓製裂痕。鋼S45因Si含量過剩，故EL下降，產生壓製裂痕。鋼S46之Mn含量少，肥粒鐵之結晶粒粗大化，產生粗糙化。鋼S47之Mn量過剩，又，肥粒鐵之面積分率下降，生成變韌鐵，故EL下降，產生壓製裂痕。鋼S48之P量過剩，又，肥粒鐵之面積分率下降，生成變韌鐵，故EL下降，產生壓製裂痕。鋼S49之S量過剩，故EL下降，產生壓製裂痕。鋼S50之Al含量少，又，肥粒鐵之結晶粒粗大化，產生粗糙化。鋼S51之Al量過剩，故EL下降，產生壓製裂痕。鋼S52之N量過剩，故EL下降，產生壓製裂痕。鋼S53之Nb含量少，因此固溶Nb變低，未能確保軟氮化後之硬度。鋼S54之Nb量過剩，又，肥粒鐵之面積分率下降，生成變韌鐵，故EL下降，產生壓製裂痕。
鋼S55於熱軋延時之加熱溫度低，固溶Nb變低，未能確保軟氮化後之硬度。
鋼S56至800℃之冷卻速度快，肥粒鐵之面積分率變少，EL下降，產生壓製裂痕。
鋼S57之B超過上限，壓製品之耳部變大。此外，因C與B結合，NbC之生成量減少，未能確保軟氮化後之硬度。
鋼S58之完工軋延結束後至捲取的冷卻速度快，捲取溫度亦變低，肥粒鐵之面積分率下降，亦生成變韌鐵，EL變低，產生壓製裂痕。
鋼S59因冷卻速度變慢，故肥粒鐵之平均結晶粒徑粗大化，產生粗糙化，又，固溶Nb變低，未能確保軟氮化後之硬度。
鋼S60至800℃之冷卻速度快，肥粒鐵之面積分率變少，EL下降，產生壓製裂痕。
鋼S61之熱軋延時的加熱溫度低，固溶Nb變低，未能確保軟氮化後之硬度。
鋼S62之完工軋延溫度高，固溶Nb變低，未能確保軟氮化後之硬度。另一方面，鋼S63之完工軋延溫度低，於熱軋途中產生粗大且扁平之肥粒鐵。因此，壓製加工時之異向性變大，EL亦下降。
鋼S64至800℃之冷卻速度快，肥粒鐵之面積分率下降，生成變韌鐵，故TS變高，EL亦下降。另一方面，鋼S65至800℃之冷卻速度慢，固溶Nb變低，未能確保軟氮化後之硬度。
鋼S66之800℃至捲取溫度的冷卻速度快，故肥粒鐵之面積率變低，EL變低，產生壓製裂痕。另一方面，鋼S67之800℃~捲取溫度之冷卻速度慢，固溶Nb變少，未能確保軟氮化後的硬度。
鋼S68之捲取溫度高，固溶Nb變低，未能確保軟氮化後之硬度。另一方面，鋼S69之捲取溫度低，又，肥粒鐵之面積分率下降，生成變韌鐵，EL下降，產生壓製裂痕。
鋼S71之熱軋延時的加熱溫度低，未充分地生成固溶Nb。因固溶Nb少，即使以高溫進行軟氮化處理仍未能 確保硬度。
鋼S74、鋼S75及鋼S76均係以相同條件熱軋延Nb含有率低之扁鋼胚的熱軋鋼板。該等之差異係藉由改變壓製成形品之維克氏硬度的測量位置來改變加工硬化率之例。於任一情形中均未充分地生成固溶Nb。因此，如鋼S74、鋼S75，於高加工部位亦未能確保軟氮化後之硬度，又，如鋼S76，於低加工部位亦未能確保軟氮化後之硬度。
鋼S77及鋼78係固溶Nb少、Nb含有率高之鋼，但加工硬化率大時，可確保軟氮化後之硬度。另一方面，如鋼S59、鋼S61、鋼S62、鋼S65、鋼S67、鋼S68、鋼S84，即使為固溶Nb少、Nb含有率高之鋼，於加工硬化率小時，仍未能確保軟氮化後之硬度。
鋼S81及S82係以大致相同之條件熱軋延Nb含有率低之扁鋼胚做成熱軋鋼板，將其壓製加工，更以大於620℃之高溫加熱處理的例。鋼S81與S82之差異係改變壓製成形品之維克氏硬度的測量位置，並改變加工硬化率之例。又，S53、S74~S76之差異係以大於620℃之高溫加熱處理之點。S81及S82之Nb含量均極少，故未充分地生成固溶Nb。因此，如鋼S81，即使於高加工部位仍未能確保軟氮化後之硬度，又，如鋼S84，即使於低加工部位仍未能確保軟氮化後之硬度。
鋼S83雖有固溶Nb，但C含量少。因此，進行軟氮化處理之熱處理時的NbC生成量變少，以大於620℃之高溫進行加熱處理仍未能確保硬度。
以上，詳細地說明本發明之較佳實施形態，但本發明並未受該例所限定。只要為本發明所屬技術領域中具通常知識者，當明瞭於專利請求範圍所記載之技術思想範疇內所能思及的各種變更例或修正例，且知曉該等例理應屬於本發明之技術範圍。

Claims (5)

  1. 一種熱軋鋼板，化學成分以質量%計，含有：C：0.040~0.150%、Si：0~0.500%、Mn：0.10~1.50%、P：0~0.050%、S：0~0.020%、Al：0.010~0.050%、N：0.0010~0.0060%、Nb：0.008~0.035%、Cu：0~0.10%、Ni：0~0.10%、Cr：0~0.02%、Mo：0~0.020%、V：0~0.020%、Ca：0~0.0100%、及B：0~0.0050%，固溶Nb：0.005~0.030%，剩餘部分由鐵及雜質所構成；金屬組織中肥粒鐵之組織以面積分率計為85%以上，該金屬組織之剩餘部分為雪明碳鐵及/或波來鐵組織，肥粒鐵之平均結晶粒徑為5μm以上且20μm以下；並且 對前述熱軋鋼板依序進行冷加工與以560~620℃加熱120分鐘之熱處理後，板厚中心部之維克氏硬度相對於前述冷加工後板厚中心部之維克氏硬度顯示80%以上的耐軟化性。
  2. 如請求項1之熱軋鋼板，其中對前述熱軋鋼板依序進行維克氏硬度之加工硬化率成為小於30%的冷加工，與以560~620℃加熱120分鐘之熱處理後，板厚中心部之維克氏硬度相對於前述冷加工後板厚中心部之維克氏硬度顯示80%以上的耐軟化性。
  3. 一種鋼材，係由如請求項1或2記載之熱軋鋼板所構成的鋼材。
  4. 一種鋼材，係由如請求項1或2記載之熱軋鋼板所構成的鋼材，對前述熱軋鋼板依序進行維克氏硬度之加工硬化率成為小於30%的冷加工，與以560~620℃加熱120分鐘之熱處理後，板厚中心部之維克氏硬度相對於前述冷加工後板厚中心部之維克氏硬度為80%以上。
  5. 一種熱軋鋼板的製造方法，其係用以製造如請求項1或2之熱軋鋼板的方法，且其是將由下列化學成分所構成之鋼鑄片進行下述步驟：該鋼鑄片之化學成分以質量%計，含有：C：0.040~0.150%、Si：0~0.500%、Mn：0.10~1.50%、P：0~0.050%、 S：0~0.020%、Al：0.010~0.050%、N：0.0010~0.0060%、Nb：0.008~0.035%、Cu：0~0.10%、Ni：0~0.10%、Cr：0~0.02%、Mo：0~0.020%、V：0~0.020%、Ca：0~0.0100%、及B：0~0.0050%，剩餘部分由鐵及雜質所構成，將該鋼鑄片加熱至1200℃以上；以860℃以上且950℃以下之完工軋延溫度進行完工軋延之最終軋延；於完工軋延溫度至800℃之間，以30℃/秒以上且100℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻；於800℃至捲取溫度之間，以5℃/秒以上且100℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻；以300℃以上且600℃以下之捲取溫度捲取。
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