TWI598450B - 熱軋鋼板 - Google Patents

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TWI598450B TW105105693A TW105105693A TWI598450B TW I598450 B TWI598450 B TW I598450B TW 105105693 A TW105105693 A TW 105105693A TW 105105693 A TW105105693 A TW 105105693A TW I598450 B TWI598450 B TW I598450B
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Masayuki Wakita
Mitsuru Yoshida
Natsuko Sugiura
Hiroshi Shuto
Tatsuo Yokoi
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

熱軋鋼板 技術領域
本發明有關於一種加工性優異之熱軋鋼板，特別是關於一種延伸凸緣性優異之熱軋鋼板。
背景技術
近年來，對應於以提升汽車燃料費為目的而要求各種鋼板之輕量化，正在進行以鐵合金等鋼板達到高強度化的薄片化、或使用Al合金等輕金屬等方法。但，相較於鋼等重金屬，Al合金等輕金屬雖有比強度高之優點，但有非常高價之缺點，故其使用僅限於特殊用途方面。因此，為以更低價且廣泛地推進各種構件之輕量化，則需鋼板之高強度化。
鋼板之高強度化一般將伴隨著成形性(加工性)等材料特性劣化。因此，高強度鋼板之開發中，不使材料特性劣化地追求高強度化係為重要。特別是，對內板構件、構造構件、底盤構件等汽車構件所使用之鋼板，要求延伸凸緣加工性、凸出成形加工性、延性、疲勞耐久性及耐蝕性等，如何高度且均衡地良好發揮該等材料特性與強度係 為重要。例如，對佔車體重量約20%之構造構件或底盤構件等汽車構件所使用的鋼板，則要求非常嚴謹之擴孔性(λ值)。這是因為，於藉由剪切加工、衝孔加工等進行切坯、開孔等後，施行以延伸凸緣加工、凸出成形加工等作為主體之擠壓成形。
相對於如此之構件所使用的鋼板中，有於藉由剪切加工、衝孔加工所形成之端面產生瑕疵或微小裂痕等，由該等產生之瑕疵、微小裂痕等進展至裂痕，而導致疲勞破壞的疑慮。因此，為提升前述鋼材端面產生之疲勞耐久性則需不使瑕疵、微小裂痕等產生。產生於該等端面之瑕疵、微小裂痕等係與板面平行產生之裂痕。該裂痕亦被稱作剝離。以往，剝離特別於540MPa級之鋼板的產生率大約80%左右、於780MPa級之鋼板則約100%產生。又，剝離之產生與擴孔率無關。例如，擴孔率為50%，甚至是100%仍產生。
例如，擴孔性(λ值)優異之鋼板方面有人提出了藉由Ti、Nb等微細析出物析出強化的肥粒鐵主相之鋼板與其製造方法。
專利文獻1中記載了一種以高強度提升延伸凸緣性為目的的熱軋鋼板。專利文獻2、3中記載了一種以提升伸長及延伸凸緣性為目的的熱軋鋼板。
然而，即便藉由引用文獻1~3所記載之熱軋鋼板，仍不易充分地抑制經剪切加工、衝孔加工等所形成之端面的瑕疵、微小裂痕。例如，專利文獻2、3所記載之熱軋鋼 板係於衝孔後產生剝離。又，用以製造引用文獻1所記載之熱軋鋼板的捲取條件係非常嚴苛。並且，專利文獻2、3所記載之熱軋鋼板含有0.07%以上之高價合金元素的Mo，故製造成本高。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2002-105595號公報
專利文獻2：日本專利特開2002-322540號公報
專利文獻3：日本專利特開2002-322541號公報
發明概要
本發明之目的係提供一種可得優異之耐剝離性及優異之擴孔性的熱軋鋼板。
本發明人等為達成前述目的致力檢討之結果，得到以下觀察所得知識。
1)藉由含有相對於整個結晶粒為固定量之晶粒內方位差為5°~14°的結晶粒，可大幅提升擴孔性。
2)藉由含有Cr，可抑制使擴孔性劣化之粗大且抑制縱橫比大之雪明碳鐵析出，並可確保固溶C，可兼具優異之耐剝離性及優異之擴孔性。
3)藉由含有Cr，Cr固溶於包含Ti之碳化物中，微細之複合碳化物的析出量增加，可析出強化。
4)藉由減少Si含量，變態溫度下降，可抑制造成鋼板強度變動的高溫域下包含Ti之碳化物的析出。
本發明依據如此觀察所得知識而作成，以下述熱軋鋼板作為要旨。
(1)一種熱軋鋼板，特徵在於具有以下所示之化學組成：以質量%計，C：0.010%~0.100%、Si：0.30%以下、Mn：0.40%~3.00%、P：0.100%以下、S：0.030%以下、Al：0.010%~0.500%、N：0.0100%以下、Cr：0.05%~1.00%、Nb：0.003%~0.050%、Ti：0.003%~0.200%、Cu：0.0%~1.2%、Ni：0.0%~0.6%、Mo：0.00%~1.00%、V：0.00%~0.20%、Ca：0.0000%~0.0050%、REM：0.0000%~0.0200%、及B：0.0000%~0.0020%，且 剩餘部分：Fe及雜質；並且滿足下述(1)式及(2)式之關係，0.005≦[Si]/[Cr]≦2.000…(1)式
0.5≦[Mn]/[Cr]≦20.0…(2)式
(前述式中之[Si]、[Cr]及[Mn]係各元素之含量(質量%)之意)
於令被方位差15°以上之晶界包圍且圓等效直徑為0.3μm以上之區域定義為結晶粒時，晶粒內方位差5°~14°之結晶粒佔整個結晶粒的比例以面積率計為20%以上。
(2)如(1)之熱軋鋼板，其具有以下微觀組織：雪明碳鐵之體積率：1.0%以下，雪明碳鐵之平均粒徑：2.00μm以下，雪明碳鐵所含之Cr濃度：0.5質量%~40.0質量%，粒徑0.5μm以下且縱橫比5以下之雪明碳鐵佔全部雪明碳鐵的比例：60體積%以上，Ti及Cr之複合碳化物的平均粒徑：10.0nm以下，且Ti及Cr之複合碳化物的數量密度：1.0×1013個/mm3以上。
(3)如(1)或(2)之熱軋鋼板，其中前述化學組成滿足Cu：0.2%~1.2%、Ni：0.1%~0.6%、Mo：0.05%~1.00%、或V：0.02%~0.20%，抑或該等之任意組合。
(4)如(1)至(3)中任一者之熱軋鋼板，其中前述化學組成滿足Ca：0.0005%~0.0050%、或REM：0.0005%~0.0200%，抑或該等兩者。
(5)如(1)至(4)中任一者之熱軋鋼板，其中前述化學組成滿足B：0.0002%~0.0020%。
(6)如(1)至(5)中任一者之熱軋鋼板，其表面具有鍍鋅膜。
依據本發明，因可得晶粒內方位差至5°~14°之結晶粒比例、Cr含量、雪明碳鐵之體積率等適當者，故可得優異之耐剝離性及優異之擴孔性。
用以實施發明之形態
以下，說明本發明之實施形態。
首先，說明本發明之實施形態之熱軋鋼板及其製造使用的鋼塊或鋼片之化學組成。詳細說明稍待後述，但本發明之實施形態之熱軋鋼板經過鋼塊或鋼片之粗軋延、精軋延、冷卻、捲取等而製造。因此，熱軋鋼板及鋼塊或鋼片之化學組成不僅熱軋鋼板之特性，亦該考量該等處理。以下說明中，熱軋鋼板及其製造所使用之鋼塊或鋼片所含的各元素含量之單位「%」，若無特別說明則係「質量%」之意。本實施形態之熱軋鋼板及其製造所使用之鋼塊或鋼片具有以下所表示之化學組成：C：0.010%~0.100%、Si：0.30%以下、Mn：0.40%~3.00%、P：0.100%以下、S：0.030%以下、Al：0.010%~0.500%、N：0.0100%以下、Cr：0.05%~1.00%、Nb：0.003%~0.050%、Ti：0.003%~0.200%、Cu：0.0%~1.2%、Ni：0.0%~0.6%、Mo：0.00%~1.00%、V： 0.00%~0.20%、Ca：0.0000%~0.0050%、REM(稀土金屬：rare earth metal)：0.0000%~0.0200%、及B：0.0000%~0.0020%，且剩餘部分：Fe及雜質。雜質可舉礦石或廢料等原材料中所含者或製造步驟中所含者。
(C：0.010%~0.100%)
C與Nb、Ti等結合於鋼板中形成析出物，藉由析出強化幫助提升強度。又，藉於晶界存在固溶C來強化晶界，有助於提升耐剝離性。C含量小於0.010%時，未能充分地得到利用前述作用之效果。因此，將C含量設為0.010%以上，以0.030%以上為佳，較佳者為0.040%以上。C含量大於0.100%時，成為擴孔加工時之裂痕起點的鐵系碳化物增加，擴孔值劣化。因此，將C含量設為0.100%以下，以0.080%以下為佳，較佳者為0.070%以下。
(Si：0.30%以下)
Si可抑制材料組織中之雪明碳鐵等鐵系碳化物的析出，具有助於提升延性及擴孔性之效果，但其含量過剩時高溫域下將容易產生肥粒鐵變態，隨之高溫域中容易析出包含Ti之碳化物。高溫域中之碳化物的析出將容易產生析出量的不均衡，結果造成強度或擴孔性等材質變動。又，高溫域中碳化物之析出將使晶界之固溶C量減少，使耐剝離性劣化。如此之現象於Si含量大於0.30%時係為顯著。因此，將Si含量設為0.30%以下，以0.10%以下為佳，較佳者為0.08%以下。並未特別限定Si含量之下限，但由抑制鱗狀、紡錘狀鏽皮等鏽皮系缺陷產生的觀點來看，Si含量以0.01% 以上為佳，較佳者為0.03%以上。
(Mn：0.40%~3.00%)
Mn藉由固溶強化及淬火強化有助於提升強度。又，藉以較低溫下促進相平衡(Paraequilibrium)狀態下之變態，容易生成晶粒內方位差5°~14°之結晶粒。Mn含量小於0.40%時，未能充分地得到利用前述作用之效果。因此，將Mn含量設為0.40%以上，以0.50%以上為佳，較佳者為0.60%以上。Mn含量大於3.00%時，不僅利用前述作用之效果達到飽和，淬火性變得過高，不易形成擴孔性優異之連續冷卻變態組織。因此，將Mn含量設為3.00%以下，以2.40%以下為佳，較佳者為2.00%以下。
(P：0.100%以下)
P並非必需元素，例如於鋼板中作為雜質而含有。P於晶界偏析，P含量越高則韌性越低。因此，P含量越低越佳。特別是P含量大於0.100%時，加工性及熔接性之下降將更為顯著。因此，將P含量設為0.100%以下。由提升擴孔性及熔接性之觀點來看，P含量以0.050%以下為佳，較佳者為0.030%以下。再者，減少P含量將增加時間及成本，欲減少至小於0.005%時，時間及成本將顯著地上升。因此，P含量亦可設為0.005%以上。
(S：0.030%以下)
S並非必需元素，例如於鋼板中作為雜質而含有。S將造成熱軋延時之裂痕、或生成使擴孔性劣化之A系夾雜物。因此，S含量越低越佳。特別是S含量大於0.030%時，不良 影響將變得更顯著。因此，將S含量設為0.030%以下。由提升擴孔性之觀點來看，S含量以設為0.010%以下為佳，較佳者為0.005%以下。再者，減少S含量將增加時間及成本，欲減少至小於0.001%時，時間及成本將顯著地上升。因此，S含量亦可設為0.001%以上。
(Al：0.010%~0.500%)
Al於製鋼階段作為脫氧劑作用。Al含量小於0.010%時，未能充分地得到利用前述作用之效果。因此，將Al含量設為0.010%以上，以0.020%以上為佳，較佳者為0.025%以上。Al含量大於0.500%時，利用前述作用之效果達到飽和，僅徒增成本。因此，將Al含量設為0.500%以下。又，Al含量大於0.100%時，非金屬夾雜物增加，有延性及韌性劣化的情形。因此，Al含量以設為0.100%以下為佳，較佳者為0.050%以下。
(N：0.0100%以下)
N並非必需元素，例如於鋼板中作為雜質而含有。N與Ti、Nb等化合後形成氮化物。該氮化物以較高溫析出時容易粗大化，有成為擴孔加工時之裂痕起點的疑慮。又，如後述，為將Nb、Ti作為碳化物析出，該氮化物以少為佳。因此，將N含量設為0.0100%以下。N含量以0.0060%以下為佳，較佳者為0.0040%以下。再者，減少N含量將增加時間及成本，欲減少至小於0.0010%，時間及成本將顯著地上升。因此，N含量亦可設為0.0010%以上。
(Cr：0.05%~1.00%)
Cr可抑制波來鐵變態，藉於雪明碳鐵中固溶以控制雪明碳鐵之尺寸、形態，提升擴孔性，並藉固溶於包含Ti之碳化物中來增加析出物的數量密度，可提高析出強化量。Cr含量小於0.05%時，未能充分地得到利用前述作用之效果。因此，將Cr含量設為0.05%以上，以0.20%以上為佳，較佳者為0.40%以上。Cr含量大於1.00%時，利用前述作用之效果達到飽和，不僅徒增成本，化學轉化處理性亦顯著下降。因此，將Cr含量設為1.00%以下。
(Nb：0.003%~0.050%)
Nb於軋延結束後之冷卻中或捲取後微細析出作為碳化物，再藉由析出強化提升強度。此外，Nb將形成碳化物固定C，抑制對擴孔性有害之雪明碳鐵生成。Nb含量小於0.003%時，未能充分地得到利用前述作用之效果。因此，將Nb含量設為0.003%以上，以0.005%以上為佳，較佳者為0.008%以上。Nb含量大於0.050%時，利用前述作用之效果達到飽和，不僅徒增成本，因析出之碳化物增加使晶界之固溶C量減少，有耐剝離性劣化的情形。因此，將Nb含量設為0.050%以下，以0.040%以下為佳，較佳者為0.020%以下。
(Ti：0.003%~0.200%)
Ti與Nb同樣地，於軋延結束後之冷卻中或捲取後微細析出作為碳化物，再藉由析出強化提升強度。此外，Ti將形成碳化物固定C，抑制對擴孔性有害之雪明碳鐵生成。Ti含量小於0.003%時，未能充分地得到利用前述作用之效果。因此，將Ti含量設為0.003%以上，以0.010%以上為佳， 較佳者為0.050%以上。Ti含量大於0.200%時，利用前述作用之效果達到飽和，不僅徒增成本，因析出之碳化物增加使晶界之固溶C量減少，有耐剝離性劣化的情形。因此，將Ti含量設為0.200%以下，以0.170%以下為佳，較佳者為0.150%以下。
Cu、Ni、Mo、V、Ca、REM及B並非必需元素，係熱軋鋼板及鋼塊或鋼片中可適當含有預定量之任意元素。
(Cu：0.0%~1.2%、Ni：0.0%~0.6%、Mo：0.00%~1.00%、V：0.00%~0.20%)
Cu、Ni、Mo及V具有藉由析出強化或固溶強化提升熱軋鋼板強度的效果。因此，亦可含有Cu、Ni、Mo或V，抑或該等之任意組合。為充分地得到該效果，Cu含量以0.2%以上為佳，Ni含量以0.1%以上為佳，Mo含量以0.05%以上為佳，V含量以0.02%以上為佳。但，Cu含量大於1.2%、Ni含量大於0.6%、Mo含量大於1.00%或V含量大於0.20%時，利用前述作用之效果達到飽和，僅徒增成本。因此，將Cu含量設為1.2%以下、Ni含量設為0.6%以下、Mo含量設為1.00%以下、V含量設為0.20%以下。如此，Cu、Ni、Mo及V係任意元素，並以滿足「Cu：0.2%~1.2%」、「Ni：0.1%~0.6%」、「Mo：0.05%~1.00%」、或「V：0.02%~0.20%」抑或該等之任意組合為佳。
(Ca：0.0000%~0.0050%、REM：0.0000%~0.0200%)
Ca及REM係控制成為破壞之起點，並為使加工性劣化之原因的非金屬夾雜物形態，使加工性提升的元素。因此，亦可含有Ca或REM，抑或該等兩者。為充分地得到該效果，Ca含量以0.0005%以上為佳，REM含量以0.0005%以上為佳。但，Ca含量大於0.0050%或REM含量大於0.0200%時，利用前述作用之效果達到飽和，僅徒增成本。因此，將Ca含量設為0.0050%以下、REM含量設為0.0200%以下。如此，Ca及REM係任意元素，並以滿足「Ca：0.0005%~0.0050%」、或「REM：0.0005%~0.0200%」抑或該等兩者為佳。REM係Sc、Y及屬於鑭系之元素等合計17種元素之總稱，「REM含量」係該等元素之合計含量之意。
(B：0.0000%~0.0020%)
B於晶界偏析，與固溶C一同存在時具有提高晶界強度的效果。B亦具有可輕易地形成連續冷卻變態組織之效果，前述連續冷卻變態組織係可提升淬火性並對擴孔性較佳之微觀組織。因此，亦可含有B。為充分地得到該效果，將B含量設為0.0002%以上為佳，較佳者為0.0010%以上。但，B含量大於0.0020%時將產生扁鋼胚裂痕。因此，將B含量設為0.0020%以下。如此，B係任意元素，並以滿足「B：0.0002%~0.0020%」為佳。
本實施形態中滿足下述(1)式及(2)式之關係。
0.005≦[Si]/[Cr]≦2.000…(1)式
0.5≦[Mn]/[Cr]≦20.0…(2)式
(前述式中之[Si]、[Cr]及[Mn]係各元素之含量(質量%) 之意。)
本實施形態中，控制晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例、Ti及Cr之複合碳化物的尺寸及析出量、及雪明碳鐵之尺寸及形態係極為重要。Ti及Cr之複合碳化物與雪明碳鐵之析出行為藉由Si及Cr含量之均衡而變化。含量比([Si]/[Cr])小於0.005時，淬火性將變得過高，造成晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例減少、或低溫域中不易析出Ti及Cr之複合碳化物。因此，將[Si]/[Cr]設為0.005以上，以0.010以上為佳，較佳者為0.030以上。含量比([Si]/[Cr])大於2.000時，將造成晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例減少、或高溫域中因析出Ti及Cr之複合碳化物，故產生材質變動，且固溶C量減少，耐剝離性劣化。此外，含量比([Si]/[Cr])大於2.000時將析出粗大之雪明碳鐵，擴孔性劣化。因此，將[Si]/[Cr]設為2.000以下，以1.000以下為佳，較佳者為0.800以下。
Mn及Cr可提高淬火性，抑制高溫下之肥粒鐵變態，而容易生成晶粒內方位差5°~14°之結晶粒，且可抑制Ti及Cr之複合碳化物的析出，賦與材質穩定化。另一方面，Mn與Cr之雪明碳鐵的析出控制與提高淬火性的效果相異。含量比([Mn]/[Cr])小於0.5時，淬火性將過高，造成晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例減少、或低溫域中不易析出Ti及Cr之複合碳化物。因此，將[Mn]/[Cr]設為0.5以上，以1.0以上為佳，較佳者為3.0以上。含量比([Mn]/[Cr])大於20.0時，將不易控制成所期之雪明碳鐵尺寸、形態。因此，將 [Mn]/[Cr]設為20.0以下，以10.0以下為佳，較佳者為8.0以下。
接著，說明本實施形態之熱軋鋼板的結晶粒之特徵。本實施形態之熱軋鋼板中，於令被方位差15°以上之晶界包圍且圓等效直徑為0.3μm以上之區域定義為結晶粒時，晶粒內方位差5°~14°之結晶粒佔整個結晶粒的比例以面積率計為20%以上。
晶粒內方位差5°~14°之結晶粒佔整個結晶粒的比例可依以下方法測量。首先，以0.2μm之間隔藉由電子背向散射繞射(electron back scattering diffraction：EBSD)法解析，以與軋延方向平行之截面內的自鋼板表面至板厚t之1/4深度位置(1/4t部分)作為中心的軋延方向(rolling direction：RD)長度200μm、軋延面法線方向(normal direction：ND)長度100μm之矩形區域的結晶方位，取得該矩形區域之結晶方位情報。EBSD法係對於掃描型電子顯微鏡(scanning electron microscope：SEM)內呈高角度傾斜之試料照射電子束，以高感度相機拍攝背向散射後所形成之菊池圖案，再進行電腦影像處理，可定量解析主體試料表面之微細構造及結晶方位。該EBSD解析可使用例如，具熱場發射型掃描電子顯微鏡(日本電子股份有限公司(JEOL)製JSM-7001F)及EBSD檢測器(TSL社製HIKARI檢測器)之EBSD解析裝置，以200點/秒~300點/秒之速度實施。接著，對所得之結晶方位情報，將被方位差15°以上之晶界包圍，且圓等效直徑為0.3μm以上之區域定義為結晶粒時，計算晶粒內方位差，求 得該晶粒內方位差5°~14°之結晶粒佔整個結晶粒的比例。如此所求之比例係面積分率，但亦與體積分率等價。「晶粒內方位差」係結晶粒內之方位分散的「Grain Orientation Spread(GOS)」之意。晶粒內方位差係如文獻「木村英彥，王昀，秋庭義明，田中啟介「利用EBSD法及X線繞射法之不鏽鋼之塑性變形的錯向解析」日本機械學會論文集(A編)，71卷，712號，2005年，p.1722-1728.」所記載，求出該結晶粒內之作為基準的結晶方位與全部之測量點的結晶方位間錯向的平均值。又，「作為基準之結晶方位」係使用將該結晶粒內全部之測量點的結晶方位平均化後的方位。晶粒內方位差可使用例如，EBSD解析裝置附屬之軟體「OIM AnalysisTM Version 7.0.1」算出。
晶粒內之結晶方位可視為與該結晶粒所含之差排密度相關。一般而言，晶粒內差排密度之增加將提升強度，但造成加工性下降。但，晶粒內方位差5°~14°之結晶粒不僅不會造成加工性下降且可提升強度。因此，本實施形態之熱軋鋼板中，將晶粒內方位差5°~14°之結晶粒比例設為20%以上。晶粒內方位差小於5°之結晶粒的加工性雖優異但不易高強度化，晶粒內方位差大於14°之結晶粒因結晶粒內之變形能相異故無助於提升延伸凸緣性。又，晶粒內方位差5°~14°之結晶粒比例以面積率計小於20%時，延伸凸緣性及強度下降，未能得到優異之延伸凸緣性及強度。因此，將該比例設為20%以上。晶粒內方位差5°~14°之結晶粒因可特別有效地提升延伸凸緣性，故並未特別限定該比例 之上限。
接著，說明本實施形態之熱軋鋼板的較佳微觀組織。本實施形態之熱軋鋼板以具有以下所示之微觀組織為佳：雪明碳鐵之體積率：1.0%以下，雪明碳鐵之平均粒徑：2.00μm以下，雪明碳鐵所含之Cr濃度：0.5質量%~40.0質量%，粒徑0.5μm以下且縱橫比5以下之雪明碳鐵佔全部雪明碳鐵的比例：60體積%以上，Ti及Cr之複合碳化物的平均粒徑：10.0nm以下，且Ti及Cr之複合碳化物的數量密度：1.0×1013個/mm3以上。
(雪明碳鐵之體積率：1.0%以下，雪明碳鐵之平均粒徑：2.00μm以下)
擴孔值所代表之延伸凸緣加工性及凸出成形加工性將受成為衝孔加工時或剪切加工時產生之裂痕起點的孔隙影響。孔隙容易產生於金屬組織中硬度差大之處，特別於含有雪明碳鐵時於雪明碳鐵與母相之界面，母相粒受到過剩之應力集中而產生孔隙。雪明碳鐵之體積率大於1.0%時擴孔性容易劣化。雪明碳鐵之平均粒徑大於2.00μm時擴孔性亦容易劣化。因此，以將雪明碳鐵之體積率設為1.0%以下、雪明碳鐵之平均粒徑設為2.00μm以下為佳。並未特別限定雪明碳鐵之體積率及平均粒徑之下限。
(雪明碳鐵所含之Cr之濃度：0.5質量%~40.0質量%)
Cr可固溶於雪明碳鐵中控制雪明碳鐵之尺寸及形態。雪明碳鐵所含之Cr濃度為0.5質量%以上時，雪明碳鐵變得 較母相粒相對地小，對變形之異向性小。因此，力學上應力不易集中，不易隨著應力集中而產生孔隙，故擴孔性提升。因此，雪明碳鐵所含之Cr濃度以0.5質量%以上為佳。雪明碳鐵所含之Cr濃度大於40.0質量%時，有使擴孔性及耐剝離性劣化的情形。因此，雪明碳鐵所含之Cr濃度以設為40.0質量%以下為佳。
(粒徑0.5μm以下且縱橫比5以下之雪明碳鐵佔全部雪明碳鐵的比例：60體積%以上)
粒徑0.5μm以下且縱橫比5以下之雪明碳鐵佔全部雪明碳鐵的比例為60體積%以上時，雪明碳鐵變得較母相粒相對地小，對變形之異向性小。因此，力學上應力不易集中，不易隨著應力集中而產生孔隙，故擴孔性提升。因此，以將該比例設為60體積%以上為佳。該比例亦可視為相對於全部雪明碳鐵之總體積的粒徑為0.5μm以下且縱橫比為5以下之雪明碳鐵之總體積的比例。
此處，說明雪明碳鐵之體積率、粒徑及縱橫比、及雪明碳鐵所含之Cr濃度的測量方法。首先，自被測材料鋼板板寬之1/4W位置或3/4W位置切出的試料鋼板表面起板厚t之1/4深度位置(1/4t部分)處，擷取透射型電子顯微鏡用試樣。接著，使用透射型電子顯微鏡以200kV之加速電壓觀察透射型電子顯微鏡用試樣，自該繞射圖案特定雪明碳鐵。之後，使用透射型電子顯微鏡附設之能量分散型X射線分析裝置(energy dispersive X-ray spectrometry)，測量雪明碳鐵所含之Cr濃度。又，以5000倍之倍率進行任意10視野 之觀察，取得其影像。然後，使用影像解析軟體自該影像取得各雪明碳鐵之體積率、粒徑及縱橫比，更取得粒徑0.5μm以下且縱橫比5以下之雪明碳鐵佔全部雪明碳鐵的比例。該方法所得之比例係觀察面之面積上的比例(面積分率)，但面積上之比例與體積上之比例係等價。以該方法測量雪明碳鐵之體積率及粒徑時，體積率之測量界限係0.01%左右，粒徑之測量界限係0.02μm左右。影像處理軟體可使用例如，美國Media Cybernetics社製之「Image-Pro」。
(Ti及Cr之複合碳化物的平均粒徑：10.0nm以下，Ti及Cr之複合碳化物的數量密度：1.0×1013個/mm3以上)
Ti及Cr之複合碳化物有助於析出強化。但，該複合碳化物的平均粒徑大於10.0nm時未能充分地得到析出強化的效果。因此，該複合碳化物之平均粒徑以10.0nm以下為佳，較佳者為7.0nm以下。並未特別限定該複合碳化物之平均粒徑的下限，但平均粒徑小於0.5nm時，析出強化之機構將自Orowan機構改變至Cutting機構，有未能得到所期之析出強化效果的可能性。因此，該複合碳化物之平均粒徑以設為0.5nm以上為佳。又，該複合碳化物之數量密度小於1.0×1013個/mm3時，未能得到充分之析出強化效果，有雖確保延性、擴孔性、耐剝離性但未能得到所期之拉伸強度(TS)的情形。因此，該複合碳化物之數量密度以設為1.0×1013個/mm3以上為佳，較佳者為5.0×1013個/mm3以上。
Cr於TiC中固溶，控制複合碳化物之形態，具有使數量密度增加的效果。複合碳化物中之Cr固溶量小於2.0 質量%時，有未能充分地得到該效果的情形。因此，該固溶量以設為2.0質量%以上為佳。該固溶量大於30.0質量%時將生成粗大之複合碳化物，有未能得到充分之析出強化的情形。因此，該固溶量以設為30.0質量%以下為佳。
此處，說明複合碳化物之粒徑及數量密度，以及複合碳化物所含之Cr濃度(固溶量)的測量方法。首先，自被測材料利用切斷及電解研磨法製作針狀之試料。此時，亦可視需要配合電解研磨法活用聚焦離子束加工法。接著，自該針狀之試料利用三維原子探針測定法取得複合碳化物之立體分布影像。依據三維原子探針測定法再建構所積算之數據，可取得實際空間中實際原子的立體分布影像。複合碳化物粒徑之測量中，由觀察對象之複合碳化物的構成原子數及其格子常數求出將該複合碳化物視為球體時的直徑，再將其作為該複合碳化物之粒徑。並且，僅將粒徑0.5nm以上之複合碳化物作為平均粒徑及數量密度的測量對象。接著，由複合碳化物之立體分布影像的體積及複合碳化物之數量取得複合碳化物的數量密度。測量任意30個以上之複合碳化物的直徑，並將其平均值作為複合碳化物之平均粒徑。測量複合碳化物之Ti及Cr的各原子數，自兩者之比取得複合碳化物所含之Cr濃度。於取得Cr濃度時，亦可求出任意30個以上之複合碳化物的平均值。
並未特別限定本實施形態之熱軋鋼板的母相之微觀組織，但為得更優異之擴孔性，以成為連續冷卻變態組織(Zw)為佳。又，母相之微觀組織中亦可含有體積率計 20%以下的多邊形肥粒鐵(polygonal ferrite：PF)。於含有體積率計20%以下的多邊形肥粒鐵時，可更確實地兼具擴孔性等加工性與代表均勻伸長之延性。微觀組織之體積率與測量視野之面積分率係等價。
此處，如日本鋼鐵協會基礎研究會變韌鐵調査研究部門/編；關於低碳鋼之變韌鐵組織與變態行為之最近研究-變韌鐵調査研究部門最終報告書-(1994年日本鐵鋼協會)(以下，亦稱作參考文獻。)所記載，連續冷卻變態組織(Zw)係位於由擴散機構生成之多邊形肥粒鐵或包含波來鐵之微觀組織，與無擴散之由剪切機構生成之麻田散鐵的中間階段的變態組織。連續冷卻變態組織(Zw)作為光學顯微鏡觀察組織如參考文獻之第125頁~第127頁所記載，主要由變韌肥粒鐵(bainitic ferrite(α°B)、粒狀變韌肥粒鐵(granular bainitic ferrite(αB))、擬多邊形肥粒鐵(quasi-polygonal ferrite(αq))所構成，更包含少量之殘留沃斯田鐵(γr)與麻田散鐵-沃斯田鐵(martensite-austenite(MA))。擬多邊形肥粒鐵雖因與多邊形肥粒鐵同樣地蝕刻而未顯現出內部構造，但形狀為針狀，係可與多邊形肥粒鐵明確區別的組織。於將作為對象之結晶粒的周圍長度設為lq、其圓等效直徑設為dq時，可將該等之比(lq/dq)為3.5以上的粒視為擬多邊形肥粒鐵。連續冷卻變態組織(Zw)包含變韌肥粒鐵、粒狀變韌肥粒鐵、擬多邊形肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、麻田散鐵-沃斯田鐵中之一種或二種以上。殘留沃斯田鐵及麻田散鐵-沃斯田鐵之總量以3體積%以下為佳。
此處，說明連續冷卻變態組織(Zw)之判別方法。一般而言，連續冷卻變態組織(Zw)可於使用有硝太試劑之蝕刻中藉由光學顯微鏡觀察判別。但，不易使用光學顯微鏡觀察判別時，亦可藉由EBSD法判別。連續冷卻變態組織(Zw)之判別亦可簡單地如下定義，將其各束之方位差設為15°，藉由描繪之影像將可判別者定義為連續冷卻變態組織(Zw)。
本實施形態之熱軋鋼板可藉由例如包含以下之熱軋延步驟及冷卻步驟的製造方法得到。
以任何方法準備鋼塊或鋼片均可。例如，進行使用有豎爐、轉爐或電爐等之熔製，以各種2次精煉進行成分調整以得到前述化學組成，進行鑄造。鑄造除了通常之連續鑄造或利用鑄錠法之鑄造以外，亦可進行薄扁鋼胚鑄造等。原料亦可使用廢料。又，藉由連續鑄造得到扁鋼胚時，可直接以高溫鑄片送進熱軋延機，亦可冷卻至室溫後於加熱爐中再加熱地進行熱軋延。
<熱軋延步驟>
熱軋延步驟中，加熱具上述化學成分之鋼塊或鋼片，進行熱軋延作為熱軋鋼板。鋼塊或鋼片之加熱溫度(扁鋼胚加熱溫度)以設為下述式(3)所表示之溫度SRTmin℃以上且1260℃以下為佳。
SRTmin=7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273…(3)
此處，(3)式中之[Ti]、[C]顯示以質量%計之各元素含量。
本實施形態之熱軋鋼板含有Ti。扁鋼胚加熱溫度小於SRTmin℃時，Ti未充分地溶體化。加熱扁鋼胚時若Ti未溶體化，Ti將作為碳化物微細析出，而不易藉由析出強化來提升鋼之強度。又，將固定隨著Ti碳化物生成的C，而不易得到抑制對擴孔性有害之雪明碳鐵生成的效果。另一方面，扁鋼胚加熱步驟之加熱溫度大於1260℃時，將因剝落造成良率下降。因此，加熱溫度以設為SRTmin℃以上且1260℃以下為佳。
於將扁鋼胚加熱至SRTmin℃以上且1260℃以下後，不用特別等待即進行粗軋延。粗軋延之結束溫度小於1050℃時，Nb碳化物以及Ti與Cr之複合碳化物將於沃斯田鐵中粗大地析出，使鋼板之加工性劣化。又，粗軋延之熱變形阻力增加，有對粗軋延之作業造成妨礙的疑慮。因此，將粗軋延之結束溫度設為1050℃以上。並未特別限定結束溫度之上限，但以設為1150℃為佳。這是因為結束溫度大於1150℃時，粗軋延中生成之二次鏽皮將過度成長，之後實施之去鏽皮(descaling)或於精軋延中去除鏽皮係為困難。又，粗軋延之累積軋縮率小於40%時，將充分地破壞鑄造時之凝固組織而未能將結晶組織等軸化，阻礙鋼板之加工性。因此，將粗軋延之累積軋縮率設為40%以上。
亦可進行於精軋延前接合藉粗軋延所得之複數粗輥，連續地進行精軋延之循環軋延。此時，亦可暫時將粗輥捲成線圈狀，並視需要收藏於具保溫機能之外罩中，於再次回捲後進行接合。
亦可於粗軋延使用之粗軋延機與精軋延使用之精軋延機之間、或於精軋延機之各軋台之間，使用可控制粗輥之軋延方向、板寬方向及板厚方向上之溫度差異的加熱裝置來加熱粗輥。加熱裝置之方式可舉氣體加熱、傳導加熱、感應加熱等各種為例。藉由進行如此之加熱，可控制熱軋延時粗輥之軋延方向、板寬方向及板厚方向上之溫度差異為小。
為使晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例於20%以上，以將精軋延之最後3段的累積應變設為0.5~0.6後以後述條件進行冷卻為佳。這是因為，晶粒內方位差5°~14°之結晶粒於較低溫之相平衡狀態變態而生成，故藉由將變態前之沃斯田鐵的差排密度限定於某範圍，並將之後之冷卻速度限定於某範圍內，即可促進該結晶粒之生成。換言之，藉由控制最後軋延之最後3段的累積應變及之後之冷卻，可控制晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的核生成頻率及之後的成長速度，故結果亦可控制該結晶粒之比例。更具體而言，經精軋延導入之沃斯田鐵的差排密度與核生成頻率相關，軋延後之冷卻速度與成長速度相關。
精軋延之最後3段的累積應變小於0.5時，導入之沃斯田鐵的差排密度並不充分，晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例將小於20%。因此，以將該累積應變設為0.5以上為佳。另一方面，精軋延之最後3段的累積應變大於0.6時，精軋延中將產生沃斯田鐵之再結晶，變態時之累積差排密度下降。此時，晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例 亦小於20%。因此，以將該累積應變設為0.6以下為佳。
此處所稱之精軋延之最後3段的累積應變(εeff)，可藉由以下之式(4)求得。
εeff=Σ εi(t,T)…(4)
此處，εi(t,T)=εi0/exp{(t/τR)2/3}、τR=τ0．exp(Q/RT)、τ0=8.46×10-6、Q=183200J、R=8.314J/K．mol，εi0顯示軋縮時之對數應變，t顯示該段至冷卻前之累積時間，T顯示該段之軋延溫度。
精軋延之結束溫度(軋延結束溫度)以設為Ar3點以上為佳。軋延結束溫度小於Ar3點時，因變態前之沃斯田鐵的差排密度過高，故不易將晶粒內方位差5°~14°之結晶粒設為20%以上。
精軋延以使用將複數軋延機直線地配置並朝單向連續軋延後得到預定厚度的串聯式軋延機進行為佳。又，使用串聯式軋延機進行精軋延時，以於軋延機與軋延機之間進行冷卻(軋台間冷卻)，控制精軋延中之鋼板溫度為Ar3以上~Ar3+150℃以下之範圍為佳。精軋延時之鋼板溫度大於Ar3+150℃時，因粒徑變得過大，故有韌性劣化的疑慮。藉於如前述之條件進行軋台間冷卻，可限定變態前之沃斯田鐵的差排密度範圍，容易將晶粒內方位差5°~14°之結晶 粒設為20%以上。
依據鋼板之化學成分，考量軋縮對變態點之影響，而以下述式(5)算出Ar3點。
Ar3點(℃)=970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni])…(5)
此處，[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]各顯示C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Ni之含量(質量%)。未含有之元素則以0%計算。
又，精軋延中以滿足下述(6)式為佳。
此處，[Nb]、[Ti]各顯示Nb、Ti以質量%計之含量，t顯示自最後段之前1段的軋延結束至最後段之軋延開始的時間(秒)，T顯示最後段之前1段之軋延結束溫度(℃)。
滿足前述式時，自最後段之前1段的軋延結束至最後段之軋延開始之間，將促進沃斯田鐵之再結晶且抑制沃斯田鐵之粒成長。因此，可期軋延中之再結晶沃斯田鐵粒的微細化，藉此將更容易得到延性及擴孔性優異之微觀組織。
<冷卻步驟>
對熱軋延後之熱軋鋼板進行冷卻。冷卻步驟中對經結束熱軋延之熱軋鋼板，以大於15℃/秒之平均冷卻速度進行冷卻至500℃~650℃之溫度域(第1冷卻)，接著，以進行以下條件之冷卻(第2冷卻)為佳，即以平均冷卻速度0.008℃/秒~1.000℃/秒之條件將前述鋼板冷卻至450℃。
(第1冷卻)
第1冷卻中產生自沃斯田鐵之相變態、或雪明碳鐵之析出核生成與Nb碳化物以及Ti及Cr之複合碳化物析出核生成的競爭。此外，第1冷卻中之平均冷卻速度為15℃/秒以下時，將不易使晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例為20%以上，且因雪明碳鐵之析出核生成優先，故之後的第2冷卻時雪明碳鐵成長，將使擴孔性劣化。因此，將平均冷卻速度設為大於15℃/秒。並未特別限定平均冷卻速度之上限，但由抑制熱應變造成的板彎曲之觀點來看，平均冷卻速度以設為300℃/秒以下為佳。又，於大於650℃時停止大於15℃/秒之冷卻時，不易將晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例設為20%以上，且冷卻不足而容易產生雪明碳鐵，未能得到所期之微觀組織。因此，進行該冷卻至650℃以下。進行大於15℃/秒之冷卻至小於500℃時，於之後的第2冷卻中未能產生充分之析出，而不易得到析出強化效果。因此，該冷卻於500℃以上之溫度停止。
(第2冷卻)
第1冷卻後，以平均冷卻速度0.008℃/秒~1.000℃/秒至450℃之條件冷卻鋼板。該第2冷卻中鋼板溫度下降，至到達 450℃之間促進晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的生成，且析出、成長雪明碳鐵、Nb碳化物以及Ti及Cr之複合碳化物。至450℃之平均冷卻速度小於0.008℃/秒時，晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例減少、或Nb碳化物以及Ti及Cr之複合碳化物過度地成長，而不易得到析出強化效果。因此，將該平均冷卻速度設為0.008℃/秒以上。該平均冷卻速度大於1.000℃/秒時，晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例減少、或Nb碳化物以及Ti及Cr之複合碳化物的析出不足，而不易得到析出強化效果。因此，將該平均冷卻速度設為1.000℃/秒以下。第2冷卻後亦可自由地冷卻。換言之，只要具有所期之微觀組織及化學組成，第2冷卻後可以水冷卻或空氣冷卻冷卻至室溫，亦可於施行鍍鋅等表面處理後再冷卻至室溫。
如此，可得到本實施形態之熱軋鋼板。
以對所得之熱軋鋼板以0.1%~2.0%之軋縮率進行表皮輥軋為佳。這是因為，藉由表皮輥軋可矯正熱軋鋼板之形狀或藉由導入可動差排來提升延性。又，以對所得之熱軋鋼板進行酸洗為佳。這是因為，可去除附著於熱軋鋼板表面之鏽皮之故。酸洗後可進行軋縮率10.0%以下之表皮輥軋，亦可進行至軋縮率40.0%左右的冷軋延。該等表皮輥軋或冷軋延可於產線或離開產線後進行。
本實施形態之熱軋鋼板更可於熱軋延後或冷卻後，於熔融鍍敷產線上施行熱處理，更亦可對該等熱軋鋼板施行其他表面處理。藉於熔融鍍敷產線上施行鍍敷，將 提升熱軋鋼板之耐蝕性。
對酸洗後之熱軋鋼板施行鍍鋅時，亦可將所得之熱軋鋼板浸漬於鍍鋅浴中，進行合金化處理。藉由施行合金化處理，熱軋鋼板除了提升耐蝕性，亦提升對點熔接等各種熔接的熔接抵抗性。
熱軋鋼板之厚度係例如12mm以下。又，熱軋鋼板以具有500MPa以上之拉伸強度為佳，以具以780MPa以上之拉伸強度較佳。又，擴孔性方面，日本鋼鐵連盟規格JFS T 1001-1996記載之擴孔試驗方法中，以500MPa級之鋼板可得150%以上之擴孔率為佳，以780MPa以上之鋼板可得80%以上之擴孔率為佳。
藉由本實施形態，因可得適當之晶粒內方位差5°~14°之結晶粒的比例、Cr含量、雪明碳鐵之體積率等，故可得優異之耐剝離性及優異之擴孔性。
再者，前述實施形態僅為顯示於實施本發明時之具體化之例，無法藉此限定解釋本發明之技術範圍。換言之，只要不脫離本發明之技術思想、或其主要特徵，即可以各種形式實施。例如，即使為以其他方法所製造之熱軋鋼板，只要其具有滿足前述條件之結晶粒及化學組成，即可視為於實施形態之範圍內。
實施例
接著，說明本發明之實施例。實施例之條件係用以確認本發明之可實施性及效果所使用的一條件例，本發明並未受該一條件例所限定。只要不脫離本發明之要旨地 可達成本發明之目的，即可使用各種條件得到本發明。
(第1實驗)
第1實驗中，首先，將具表1所示之化學組成之質量300kg的鋼塊於高頻真空熔解爐中熔製，並以試驗用軋延機得到厚度70mm之鋼片。鋼塊之剩餘部分係Fe及雜質。接著，將該鋼片加熱至預定溫度，以試驗用小型串聯式磨機熱軋延得到厚度2.0mm~3.6mm之鋼板。熱軋延結束後將鋼板冷卻至模擬捲取溫度之預定溫度，並裝入設定有該溫度之爐內，以預定之冷卻速度冷卻至450℃。之後，爐內冷卻後得到熱軋鋼板。於表2顯示該等條件。又，一部分之熱軋鋼板於之後進行酸洗，並進行鍍敷浴浸漬、或更進行合金化處理。於表2顯示有無鍍敷浴浸漬、有無合金化處理。鍍敷浴浸漬中進行於430℃~460℃之Zn浴的浸漬，將合金化處理溫度設為500℃~600℃。表1中之空欄顯示該元素含量小於檢測界限，剩餘部分係Fe及雜質。表1中或表2中之底線顯示該數值超出本發明之範圍或較佳範圍。表2中之「最終1道次前之軋延溫度」係最後段之前1段的軋延結束溫度，「道次間時間」係自最後段之前1段的軋延結束至最後段之軋延開始的時間，「結束溫度」係最後段之軋延結束溫度。
之後，對各熱軋鋼板進行利用EBSD解析進行晶粒內方位差5°~14°之結晶粒之比例的測量、微觀組織之觀察、機械特性之測量及有無斷裂面裂痕之確認。於表3顯示 該等結果。表3中之底線顯示該數值超出本發明之範圍或較佳範圍。
微觀組織之觀察中，測量熱軋鋼板之1/4板厚的連續冷卻變態組織(Zw)之面積率(Zw)及多邊形肥粒鐵(PF)之面積率。微觀組織之觀察中，亦進行雪明碳鐵之面積率及平均粒徑、粒徑0.5μm以下且縱橫比5以下之雪明碳鐵佔全部雪明碳鐵的比例r、及雪明碳鐵所含之Cr濃度的測量。微觀組織之觀察中，亦進行Ti及Cr之複合碳化物的平均粒徑、Ti及Cr之複合碳化物中的Cr濃度，以及Ti及Cr之複合碳化物的數量密度的測量。該等測量方法如上述。
機械特性之測量中，進行使用有板寬方向(C方向)JIS5號試驗片的拉伸試驗及JFS T 1001-1996記載之擴孔試驗，求出拉伸強度(TS)、伸長(EL)及擴孔率(λ)。以目視進行有無斷裂面裂痕之確認。
如表3所示，試驗號碼1~25因於本發明範圍內，故可得高拉伸強度、優異之強度-延性均衡(TS×EL)及優異之強度-擴孔均衡(TS×λ)，可得優異之耐剝離性。
另一方面，試驗號碼26~43因超出本發明範圍，故拉伸強度、強度-延性均衡、強度-擴孔均衡及耐剝離性中之任一者差。
產業上之可利用性
本發明可利用於例如汽車之內板構件、構造構件、底盤構件等各種鐵鋼製品所使用之熱軋鋼板的製造產業及利用產業。

Claims (17)

  1. 一種熱軋鋼板，特徵在於具有以下所示之化學組成：以質量%計，C：0.010%~0.100%、Si：0.30%以下、Mn：0.40%~3.00%、P：0.100%以下、S：0.030%以下、Al：0.010%~0.500%、N：0.0100%以下、Cr：0.05%~1.00%、Nb：0.003%~0.050%、Ti：0.003%~0.200%、Cu：0.0%~1.2%、Ni：0.0%~0.6%、Mo：0.00%~1.00%、V：0.00%~0.20%、Ca：0.0000%~0.0050%、REM：0.0000%~0.0200%、及B：0.0000%~0.0020%，且剩餘部分：Fe及雜質；並且滿足下述(1)式及(2)式之關係，0.005≦[Si]/[Cr]≦2.000…(1)式， 0.5≦[Mn]/[Cr]≦20.0…(2)式，(前述式中之[Si]、[Cr]及[Mn]係各元素之含量(質量%)之意)，於令被方位差15°以上之晶界包圍且圓等效直徑為0.3μm以上之區域定義為結晶粒時，晶粒內方位差5°~14°之結晶粒佔整個結晶粒的比例以面積率計為20%以上。
  2. 如請求項1之熱軋鋼板，其具有以下所示之微觀組織：雪明碳鐵之體積率：1.0%以下，雪明碳鐵之平均粒徑：2.00μm以下，雪明碳鐵所含之Cr濃度：0.5質量%~40.0質量%，粒徑0.5μm以下且縱橫比5以下之雪明碳鐵佔全部雪明碳鐵的比例：60體積%以上，Ti及Cr之複合碳化物的平均粒徑：10.0nm以下，且Ti及Cr之複合碳化物的數量密度：1.0×1013個/mm3以上。
  3. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其中前述化學組成滿足Cu：0.2%~1.2%、Ni：0.1%~0.6%、Mo：0.05%~1.00%、或V：0.02%~0.20%，抑或該等之任意組合。
  4. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其中前述化學組成滿足Ca：0.0005%~0.0050%、或REM：0.0005%~0.0200%，抑或該等兩者。
  5. 如請求項3之熱軋鋼板，其中前述化學組成滿足Ca：0.0005%~0.0050%、或REM：0.0005%~0.0200%，抑或 該等兩者。
  6. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其中前述化學組成滿足B：0.0002%~0.0020%。
  7. 如請求項3之熱軋鋼板，其中前述化學組成滿足B：0.0002%~0.0020%。
  8. 如請求項4之熱軋鋼板，其中前述化學組成滿足B：0.0002%~0.0020%。
  9. 如請求項5之熱軋鋼板，其中前述化學組成滿足B：0.0002%~0.0020%。
  10. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其表面具有鍍鋅膜。
  11. 如請求項3之熱軋鋼板，其表面具有鍍鋅膜。
  12. 如請求項4之熱軋鋼板，其表面具有鍍鋅膜。
  13. 如請求項5之熱軋鋼板，其表面具有鍍鋅膜。
  14. 如請求項6之熱軋鋼板，其表面具有鍍鋅膜。
  15. 如請求項7之熱軋鋼板，其表面具有鍍鋅膜。
  16. 如請求項8之熱軋鋼板，其表面具有鍍鋅膜。
  17. 如請求項9之熱軋鋼板，其表面具有鍍鋅膜。
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Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016132549A1 (ja) * 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
KR101957078B1 (ko) 2015-02-20 2019-03-11 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
ES2769224T3 (es) 2015-02-25 2020-06-25 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2018026014A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
EP3495527A4 (en) * 2016-08-05 2019-12-25 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET, AND PLATED STEEL SHEET
WO2018026015A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
US11230755B2 (en) * 2016-08-05 2022-01-25 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
WO2018138887A1 (ja) * 2017-01-27 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 鋼板およびめっき鋼板
TWI629363B (zh) * 2017-02-02 2018-07-11 新日鐵住金股份有限公司 Steel plate
TWI648412B (zh) * 2017-02-02 2019-01-21 日商新日鐵住金股份有限公司 Steel plate and plated steel plate
WO2018151333A1 (ja) * 2017-02-20 2018-08-23 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体
RU2019126029A (ru) * 2017-02-20 2021-03-22 Ниппон Стил Корпорейшн Горячештампованная деталь
JP6901417B2 (ja) * 2018-02-21 2021-07-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
MX2020008637A (es) * 2018-03-30 2020-09-21 Nippon Steel Corp Lamina de acero.
KR102098478B1 (ko) 2018-07-12 2020-04-07 주식회사 포스코 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법
CN113677819B (zh) * 2019-05-31 2022-10-28 日本制铁株式会社 热冲压用钢板
CN114260320B (zh) * 2020-09-16 2024-03-08 宝山钢铁股份有限公司 一种克服中厚板加热炉温偏差的中间冷却控制方法
KR102391651B1 (ko) * 2020-09-22 2022-04-29 주식회사 포스코 충돌성능이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR102418263B1 (ko) * 2020-11-05 2022-07-08 주식회사 포스코 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (116)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4501626A (en) 1980-10-17 1985-02-26 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength steel plate and method for manufacturing same
JPS5770257A (en) 1980-10-17 1982-04-30 Kobe Steel Ltd High strength steel plate
JPS5842726A (ja) 1981-09-04 1983-03-12 Kobe Steel Ltd 高強度熱延鋼板の製造方法
JPS61217529A (ja) 1985-03-22 1986-09-27 Nippon Steel Corp 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法
JPH02149646A (ja) 1988-11-30 1990-06-08 Kobe Steel Ltd 加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
JP2609732B2 (ja) 1989-12-09 1997-05-14 新日本製鐵株式会社 加工性とスポット溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法
JP2840479B2 (ja) 1991-05-10 1998-12-24 株式会社神戸製鋼所 疲労強度と疲労亀裂伝播抵抗の優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP2601581B2 (ja) 1991-09-03 1997-04-16 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板の製造方法
JP2548654B2 (ja) 1991-12-13 1996-10-30 新日本製鐵株式会社 複合組織鋼材のエッチング液およびエッチング方法
JP3037855B2 (ja) 1993-09-13 2000-05-08 新日本製鐵株式会社 耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板およびその製造方法
JPH0949026A (ja) 1995-08-07 1997-02-18 Kobe Steel Ltd 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法
JP3333414B2 (ja) 1996-12-27 2002-10-15 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れる加熱硬化用高強度熱延鋼板及びその製造方法
TW454040B (en) 1997-12-19 2001-09-11 Exxon Production Research Co Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness
US6254698B1 (en) 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
ATE490349T1 (de) 1999-09-29 2010-12-15 Jfe Steel Corp Stahlblech und verfahren zu dessen herstellung
JP4258934B2 (ja) 2000-01-17 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4306076B2 (ja) 2000-02-02 2009-07-29 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP4445095B2 (ja) 2000-04-21 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 バーリング加工性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法
EP1201780B1 (en) 2000-04-21 2005-03-23 Nippon Steel Corporation Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same
EP1176217B1 (en) 2000-07-24 2011-12-21 KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof
JP3790135B2 (ja) 2000-07-24 2006-06-28 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN1153841C (zh) 2000-10-31 2004-06-16 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板和它的制造方法
JP3882577B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP3888128B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-28 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP4205853B2 (ja) 2000-11-24 2009-01-07 新日本製鐵株式会社 バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2002226943A (ja) 2001-02-01 2002-08-14 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP2002317246A (ja) 2001-04-19 2002-10-31 Nippon Steel Corp 切り欠き疲労強度とバーリング加工性に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
JP4062118B2 (ja) 2002-03-22 2008-03-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法
JP4205893B2 (ja) 2002-05-23 2009-01-07 新日本製鐵株式会社 プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4288146B2 (ja) 2002-12-24 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法
DE60311680T3 (de) 2002-12-24 2015-03-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hochfestes Stahlblech mit guter Kragenziehbarkeit sowie hervorragender Erweichungsfestigkeit in einer Wärmeeinflußzone und Herstellungsverfahren dafür
JP4116901B2 (ja) 2003-02-20 2008-07-09 新日本製鐵株式会社 バーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2004315857A (ja) 2003-04-14 2004-11-11 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2005082842A (ja) 2003-09-05 2005-03-31 Sumitomo Electric Fine Polymer Inc 調理用アルミニウム合金板および該アルミニウム合金板の製造方法
JP4580157B2 (ja) 2003-09-05 2010-11-10 新日本製鐵株式会社 Ｂｈ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板およびその製造方法
EP1553202A1 (en) 2004-01-09 2005-07-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same
JP4412727B2 (ja) 2004-01-09 2010-02-10 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
JP4470701B2 (ja) 2004-01-29 2010-06-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4333379B2 (ja) 2004-01-29 2009-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、表面性状および板平坦度に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP2005256115A (ja) 2004-03-12 2005-09-22 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板
JP4926406B2 (ja) 2004-04-08 2012-05-09 新日本製鐵株式会社 疲労き裂伝播特性に優れた鋼板
JP4460343B2 (ja) 2004-04-13 2010-05-12 新日本製鐵株式会社 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
EP2351867A1 (en) 2005-03-28 2011-08-03 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength hot rolled steel sheet excellent in bore expanding workability and method for production thereof
JP3889766B2 (ja) 2005-03-28 2007-03-07 株式会社神戸製鋼所 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5070732B2 (ja) 2005-05-30 2012-11-14 Ｊｆｅスチール株式会社 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4840567B2 (ja) 2005-11-17 2011-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板の製造方法
JP4957018B2 (ja) 2006-03-03 2012-06-20 Ｊｆｅスチール株式会社 溶鋼の精錬方法
JP4575893B2 (ja) 2006-03-20 2010-11-04 新日本製鐵株式会社 強度延性バランスに優れた高強度鋼板
JP4528275B2 (ja) 2006-03-20 2010-08-18 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
BRPI0621704B1 (pt) 2006-05-16 2014-08-19 Jfe Steel Corp Chapa de aço de alta resistência laminada a quente e método para produção da mesma
JP4969915B2 (ja) 2006-05-24 2012-07-04 新日本製鐵株式会社 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法
JP5228447B2 (ja) 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
BRPI0809301B1 (pt) * 2007-03-27 2019-03-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento e método de produção da mesma
JP5339765B2 (ja) 2007-04-17 2013-11-13 株式会社中山製鋼所 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5087980B2 (ja) 2007-04-20 2012-12-05 新日本製鐵株式会社 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5037415B2 (ja) * 2007-06-12 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP4980163B2 (ja) 2007-07-20 2012-07-18 新日本製鐵株式会社 成形性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法
JP5359296B2 (ja) 2008-01-17 2013-12-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5194858B2 (ja) 2008-02-08 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
MX2010010386A (es) 2008-03-26 2010-10-15 Nippon Steel Corp Lamina de acero enrollada en caliente que tiene excelentes propiedades de fatiga y capacidad de conformacion mediante las pestañas de estiramiento y procesos para producir lamina de acero enrollada en caliente.
PL2264206T3 (pl) 2008-04-10 2015-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blachy stalowe, o wysokiej wytrzymałości, wykazujące bardzo dobrą równowagę pomiędzy obrabialnością zadziorów oraz ciągliwością oraz doskonałą odporność na zmęczenie, blachy stalowe cynkowane oraz procesy ich wytwarzania
JP5200653B2 (ja) 2008-05-09 2013-06-05 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板およびその製造方法
JP5042914B2 (ja) 2008-05-12 2012-10-03 新日本製鐵株式会社 高強度鋼およびその製造方法
JP5438302B2 (ja) 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2010168651A (ja) 2008-12-26 2010-08-05 Nakayama Steel Works Ltd 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4853575B2 (ja) 2009-02-06 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
JP4977184B2 (ja) 2009-04-03 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
US8840738B2 (en) 2009-04-03 2014-09-23 Kobe Steel, Ltd. Cold-rolled steel sheet and method for producing the same
JP5240037B2 (ja) * 2009-04-20 2013-07-17 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
CN102333899B (zh) 2009-05-11 2014-03-05 新日铁住金株式会社 冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板、热浸镀锌钢板及它们的制造方法
BRPI1010678A2 (pt) 2009-05-27 2016-03-15 Nippon Steel Corp chapade aço de alta resistência, chapa de aço banhada a quente e chapa de aço banhada a quente de liga que têm excelentes características de fadiga, alongamento e colisão, e método de fabricação para as ditas chapas de aço
JP5423191B2 (ja) 2009-07-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5482204B2 (ja) 2010-01-05 2014-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
MX2012008690A (es) 2010-01-29 2012-08-23 Nippon Steel Corp Placa de acero y proceso para producir la placa de acero.
KR101420554B1 (ko) 2010-03-10 2014-07-16 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5510025B2 (ja) 2010-04-20 2014-06-04 新日鐵住金株式会社 伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5765080B2 (ja) 2010-06-25 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
US9273370B2 (en) 2010-07-28 2016-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, galvanized steel sheet, and methods of manufacturing the same
JP5719545B2 (ja) 2010-08-13 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板
JP5729665B2 (ja) * 2010-09-14 2015-06-03 セイコーインスツル株式会社 時計用デテント脱進機、および機械式時計
JP5126326B2 (ja) 2010-09-17 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
US9970073B2 (en) 2010-10-18 2018-05-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled, cold rolled, and plated steel sheet having improved uniform and local ductility at a high strain rate
JP5776398B2 (ja) * 2011-02-24 2015-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5667471B2 (ja) 2011-03-02 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
CN103476960B (zh) 2011-03-28 2016-04-27 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
KR101539162B1 (ko) 2011-03-31 2015-07-23 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 등방 가공성이 우수한 베이나이트 함유형 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
MX358644B (es) 2011-04-13 2018-08-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Acero laminado en caliente para nitrocarburación gaseosa y método de fabricación del mismo.
TWI453286B (zh) * 2011-04-13 2014-09-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱軋鋼板及其製造方法
MX361690B (es) 2011-05-25 2018-12-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Láminas de acero laminadas en frío y proceso para la producción de las mismas.
JP5640898B2 (ja) 2011-06-02 2014-12-17 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP5780210B2 (ja) 2011-06-14 2015-09-16 新日鐵住金株式会社 伸びと穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
MX356543B (es) 2011-09-30 2018-06-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente, de alta resistencia.
BR112014007545B1 (pt) 2011-09-30 2019-05-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência, chapa de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência ligada e método para produção das mesmas.
JP5610094B2 (ja) 2011-12-27 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2013121963A1 (ja) * 2012-02-17 2013-08-22 新日鐵住金株式会社 鋼板、めっき鋼板、及びそれらの製造方法
TWI463018B (zh) 2012-04-06 2014-12-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 具優異裂縫阻滯性之高強度厚鋼板
KR101706441B1 (ko) 2012-04-26 2017-02-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 양호한 연성, 신장 플랜지성, 재질 균일성을 갖는 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
IN2014DN11227A (zh) 2012-06-26 2015-10-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
TWI484049B (zh) 2012-07-20 2015-05-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel
BR112015000178B1 (pt) * 2012-08-03 2020-03-17 Tata Steel Ijmuiden Bv Processo para produzir tira de aço laminado a quente e tira de aço laminado a quente
JP5825225B2 (ja) 2012-08-20 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
CN104685087B (zh) 2012-09-26 2017-03-15 新日铁住金株式会社 复合组织钢板及其制造方法
MX2015002759A (es) 2012-09-27 2015-05-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero laminada en caliente y metodo de produccion de la misma.
JP5821861B2 (ja) 2013-01-23 2015-11-24 新日鐵住金株式会社 外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2014171427A1 (ja) 2013-04-15 2014-10-23 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP6241274B2 (ja) 2013-12-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
RU2661692C2 (ru) 2014-04-23 2018-07-19 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист для прокатанной заготовки переменной толщины, прокатанная заготовка переменной толщины и способы для их производства
JP6292022B2 (ja) 2014-05-15 2018-03-14 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP6390273B2 (ja) 2014-08-29 2018-09-19 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
ES2763574T3 (es) * 2015-02-20 2020-05-29 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente
ES2769224T3 (es) 2015-02-25 2020-06-25 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
EP3495527A4 (en) 2016-08-05 2019-12-25 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET, AND PLATED STEEL SHEET
WO2018026015A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2018026014A1 (ja) * 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板

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