TWI602933B

TWI602933B - Hot-rolled steel

Info

Publication number: TWI602933B
Application number: TW105105139A
Authority: TW
Inventors: Tatsuo Yokoi; Mitsuru Yoshida; Natsuko Sugiura; Hiroshi Shuto; Masayuki Wakita
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2015-02-20
Filing date: 2016-02-22
Publication date: 2017-10-21
Also published as: CN107208209A; US11401571B2; EP3260565A1; JPWO2016132542A1; BR112017013229A2; KR20170093886A; WO2016132542A1; MX2017008622A; CN107208209B; EP3260565B1; EP3260565A4; KR101957078B1; JP6327395B2; ES2743814T3; TW201636441A; PL3260565T3; US20170349967A1

Description

熱軋鋼板

技術領域

本發明是有關於一種熱軋鋼板，特別是有關於一種利用變態誘發塑性(transformation induced plasticity：TRIP)現象之熱軋鋼板。

背景技術

為了抑制來自汽車之二氧化碳排出量，發展使用高強度鋼板之汽車車體之輕量化。又，為了確保搭乘者之安全性，除了軟鋼板外，汽車車體亦開始大量使用高強度鋼板。再者，為了今後發展汽車車體之輕量化，必須更甚以往提高高強度鋼板之使用強度水平。故，舉例言之，底盤零件使用高強度鋼板時，必須改善衝緣加工用之局部可變形性。然而，一般而言，若提高鋼板之強度，則成形性會降低，且於沖壓成形或鼓脹成形中重要的均一拉伸會降低。

於專利文獻1~11中揭示有以提升成形性等為目的之高強度鋼板等。然而，即便藉由該等習知技術，亦無法獲得具備充分強度及充分成形性之熱軋鋼板。

再者，於非專利文獻1中揭示有一種使沃斯田體殘留於鋼板並確保均一拉伸之方法。此外，於該非專利文獻1中，亦揭示有鋼板之金屬組織控制法，其改善彎曲成形、擴孔加工或沖緣加工所要求之局部延性。又，於非專利文獻2中揭示，若控制夾雜物且將顯微組織控制成單一組織，並減低顯微組織間之硬度差，則對於彎曲性或擴孔加工是有效的。

於非專利文獻3中亦揭示有一種技術，其為了兼顧延性與強度，藉由熱壓延後之冷卻控制進行金屬組織控制，並藉由控制析出物及變態組織，獲得肥粒體與變韌體之適切分率。然而，由於任一者之方法皆為仰賴組織控制(分類上的顯微組織之控制)之局部可變形性之改善方法，因此，局部可變形性會大幅受到基體組織影響。

另一方面，於非專利文獻4中揭示有一種技術，其增加連續熱壓延步驟中的軋縮量而改善熱軋鋼板之材質。此種技術乃所謂晶粒微細化技術，於非專利文獻4中，乃於沃斯田體區內之極低溫下進行大軋縮，且自未再結晶沃斯田體變態成肥粒體，藉此，將屬於製品主相之肥粒體之晶粒微細化，並提高強度及韌性。然而，於非專利文獻4所揭示之製法中，皆未考慮局部可變形性及延性之改善。

如上述，為了改善高強度鋼板之局部可變形性，主要是進行包含夾雜物之組織控制。

又，為了使用高強度鋼板作為汽車用構件，強度與延性必須平衡。對於此種要求，目前揭示有利用殘留沃斯田體之變態誘發塑性之所謂TRIP鋼板(例如參照專利文獻13及14)。

然而，TRIP鋼雖然強度、延性優異，但卻具有以下特徵，即：一般攸關拉伸凸緣性之擴孔性所代表的局部可變形性低。故，使用該TRIP鋼作為例如底盤零件之高強度鋼板時，必須改善局部可變形性。

先行技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本特開2012-26032號公報

專利文獻2：日本特開2011-225941號公報

專利文獻3：日本特開2006-274318號公報

專利文獻4：日本特開2005-220440號公報

專利文獻5：日本特開2010-255090號公報

專利文獻6：日本特開2010-202976號公報

專利文獻7：日本特開2012-62561號公報

專利文獻8：日本特開2004-218077號公報

專利文獻9：日本特開2005-82841號公報

專利文獻10：日本特開2007-314828號公報

專利文獻11：日本特表2002-534601號公報

專利文獻12：國際公開第2014/171427號

專利文獻13：日本特開昭61-217529號公報

專利文獻14：日本特開平5-59429號公報

非專利文獻

非專利文獻1：高橋，新日鐵技報(2003)No.378，p.7

非專利文獻2：加藤等人，製鐵研究(1984)vol.312，p.41

非專利文獻3：K.Sugimoto等人，ISIJ International(2000)Vol.40，p.920

非專利文獻4：中山製鋼所NFG製品介紹http：//www.nakayama-steel.co.jp/menu/product/nfg.html

發明概要

本發明之目的在提供一種熱軋鋼板，其具有高強度，並利用TRIP現象而確保優異之延性，同時亦可獲得優異之拉伸凸緣性。

發明人乃以工業規模下使用一般連續熱壓延機來實施的熱軋鋼板之一般製造方法為念，為了獲得高強度並提升熱軋鋼板之延性及拉伸凸緣性等成形性反覆銳意研究。其結果，發明人發現一種對於高強度之確保及成形性之提升極為有效且於習知技術中無法形成的新組織。該組織並非是藉由光學顯微鏡觀察來辨識之組織，而是根據各晶粒之粒內方位差來辨識。具體而言，該組織乃由以下晶粒所構成之組織，即：將被方位差為15°以上之晶界包圍且圓等效直徑為0.3μm以上之區域定義為晶粒時，該晶粒內之平均方位差為5°~14°。以下，有時會將該組織稱作「新辨識組織」。又，發明人新發現，藉由將新辨識組織之比例控制在一定範圍，可於維持TRIP鋼優異延性之狀態下大幅提升拉伸凸緣性。

又，新辨識組織無法於上述專利文獻1~13所揭示之方法等習知方法中形成。舉例言之，在所謂欲藉由提高自中間氣冷結束後至捲繞之冷卻速度而形成麻田散體並進行高強度化之習知技術中，無法形成新辨識組織。習知薄鋼板中所含變韌體乃由變韌肥粒體及碳化鐵所構成，或由變韌肥粒體及殘留沃斯田體所構成。故，於習知薄鋼板中，擴孔時碳化鐵或殘留沃斯田體(或是受到加工而變態的麻田散體)會助長龜裂之進展。故，新辨識組織乃具有比習知薄鋼板中所含變韌體更優異之局部延性。又，新辨識組織亦屬於與習知薄鋼板中所含肥粒體不同之組織。舉例言之，新辨識組織之生成溫度乃預測自鋼成分之變韌體變態開始溫度以下，且於新辨識組織被大角度晶界包圍的一個晶粒之內部存在有小傾角之晶界。至少在該等方面，新辨識組織乃具有與肥粒體不同之特徵。

詳情如後述，發明人發現，藉由將熱壓延、後續之冷卻及後續之捲繞等條件適切化，可藉由所期望之比例，與肥粒體、變韌體及殘留沃斯田體一同形成新辨識組織。另，於專利文獻1~3所揭示之方法中，由於中間氣冷結束後且捲繞前之冷卻速度以及捲繞狀態下之冷卻速度明顯高，因此，無法生成於被大角度晶界包圍的一個晶粒之內部具有小傾角之晶界之新辨識組織。

發明人根據此種見識進一步反覆銳意檢討之結果，想到以下所示發明之諸態樣。

(1)一種熱軋鋼板，其具有以下所示之化學組成：以質量%計，C：0.06%~0.22%、Si：1.0%~3.2%、Mn：0.8%~2.2%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、Al：0.01%~1.00%、N：0.006%以下、Cr：0.00%~1.00%、Mo：0.000%~1.000%、Ni：0.000%~2.000%、Cu：0.000%~2.000%、B：0.0000%~0.0050%、Ti：0.000%~0.200%、Nb：0.000%~0.200%、V：0.000%~1.000%、W：0.000%~1.000%、Sn：0.0000%~0.2000%、Zr：0.0000%~0.2000%、As：0.0000%~0.5000%、Co：0.0000%~1.0000%、Ca：0.0000%~0.0100%、Mg：0.0000%~0.0100%、REM：0.0000%~0.1000%，及剩餘部分：Fe及雜質；又，具有以下所示之顯微組織：以體積%計，殘留沃斯田體：2%~30%、肥粒體：20%~85%、變韌體：10%~60%、波來體：5%以下，及麻田散體：10%以下；將被方位差為15°以上之晶界包圍且圓等效直徑為0.3μm以上之區域定義為晶粒時，粒內方位差為5°~14°之晶粒佔整個晶粒之比例以面積率計為5%~50%。

(2)如(1)之熱軋鋼板，其中前述化學組成中，Cr：0.05%~1.00%成立。

(3)如(1)或(2)之熱軋鋼板，其中前述化學組成中，滿足下述或該等之任意組合：Mo：0.001%~1.000%、Ni：0.001%~2.000%、；Cu：0.001%~2.000%、；B：0.0001%~0.0050%、Ti：0.001%~0.200%、Nb：0.001%~0.200%、V：0.001%~1.000%、W：0.001%~1.000%、Sn： 0.0001%~0.2000%、Zr：0.0001%~0.2000%、As：0.0001%~0.5000%、Co：0.0001%~1.0000%、Ca：0.0001%~0.0100%、Mg：0.0001%~0.0100%，或REM：0.0001%~0.1000%。

若藉由本發明，則具有高強度，並可獲得優異之延性及優異之拉伸凸緣性。

1‧‧‧區域

2‧‧‧截面

11‧‧‧再加熱

12‧‧‧粗壓延

13‧‧‧精壓延

14‧‧‧冷卻(第1冷卻)

15‧‧‧氣冷

16‧‧‧冷卻(第2冷卻)

17‧‧‧捲繞

21‧‧‧直線部

22‧‧‧圓弧部

23‧‧‧鞍型形狀成型品

圖1是顯示代表熱軋鋼板之顯微組織的區域之圖。

圖2A是顯示鞍型拉伸凸緣試驗法之立體圖。

圖2B是顯示鞍型拉伸凸緣試驗法之俯視圖。

圖3A是顯示熱軋鋼板之一例之EBSD解析結果的圖。

圖3B是顯示熱軋鋼板之一例之EBSD解析結果的圖。

圖4是顯示自熱壓延至捲繞間之溫度歷程概略的圖。

用以實施發明之形態

以下，說明本發明之實施形態。

首先，說明有關本實施形態之熱軋鋼板中的顯微組織及晶粒之特徵。有關本實施形態之熱軋鋼板乃具有以下所示之顯微組織：殘留沃斯田體：2%~30%、肥粒體：20%~85%、變韌體：10%~60%、波來體：5%以下，及麻田散體：10%以下。又，於有關本實施形態之熱軋鋼板中，將被方位差為15°以上之晶界包圍且圓等效直徑為0.3μm以上之區域定義為晶粒時，粒內方位差為5°~14°之晶粒佔整個晶粒之比例以面積率計為5%~50%。於以下說明中，只要未特別事先聲明，屬於熱軋鋼板中所含各相、組織之比例單位之「%」乃意味著「體積%」。熱軋鋼板之顯微組織可藉由自該熱軋鋼板表面至該熱軋鋼板之厚度3/8至5/8之區域之顯微組織來代表。圖1顯示該區域1。圖1中亦顯示屬於觀察肥粒體等之對象之截面2。

如以下所示，若藉由本實施形態，則可獲得一種熱軋鋼板，其屬於高強度，並可應用在嚴格要求攸關延性之鼓脹成形性與攸關局部延性之拉伸凸緣性之構件中。舉例言之，可獲得590MPa以上之強度，且可獲得在將隅角之曲率半徑R作成50mm~60mm之鞍型拉伸凸緣試驗法中的凸緣高度H(mm)與抗拉強度TS(MPa)之積(H×TS)為19500(mm．MPa)以上之拉伸凸緣性。

拉伸凸緣性可使用鞍型拉伸凸緣試驗法(隅角之曲率半徑R：50mm~60mm)中的凸緣高度H(mm)來評價。在此，說明鞍型拉伸凸緣試驗法。鞍型拉伸凸緣試驗法乃以下方法，即：如圖2A及圖2B所示，將包含直線部21及圓弧部22模擬拉伸凸緣形狀之鞍型形狀成型品23壓製加工，並藉由此時之極限成形高度，評價拉伸凸緣性。於本實施形態中，在將圓弧部22之曲率半徑R作成50mm~60mm、開口角θ作成120°、穿通圓弧部22時之餘隙作成11%時所獲得的極限成形高度乃使用作為凸緣高度H(mm)。極限成形高度之判定乃成形後藉由目視以有無存在具有板厚1/3以上之長度之裂紋來進行。於以往使用作為對應於拉伸凸緣成形性之試驗法之擴孔試驗中，由於幾乎未分布周方向之應變以至破裂，因此，乃進行與實際拉伸凸緣成形時破裂部周邊之應變或應力梯度不同的板厚貫通之破裂產生之時間點之評價。故，擴孔試驗無法說是反映原本拉伸凸緣成形之評價方法。舉例言之，鞍型拉伸凸緣試驗法亦揭示於文獻(吉田等人，新日鐵技報(2012)No.393，p.18)中。

粒內方位差為5°~14°之晶粒佔整個晶粒之比例可藉由以下方法來測定。首先，藉由電子背向散射繞射(electron back scattering diffraction：EBSD)法，以0.2μm之間隔解析以下矩形區域之結晶方位，並取得該矩形區域之結晶方位資訊，即：在與壓延方向平行之截面內，以距離鋼板表面板厚t之1/4深度位置(1/4t部)為中心，壓延方向(rolling direction：RD)之長度為200μm、壓延面法線方向(normal direction：ND)之長度為100μm。舉例言之，該解析乃使用具備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公司製HIKARI檢測器)之EBSD解析裝置，並藉由200點/秒~300點/秒之速度來實施。其次，針對所獲得之結晶方位資訊，將藉由方位差為15°以上之晶界所包圍且圓等效直徑為0.3μm以上之區域定義為晶粒，並計算粒內方位差，且求取該粒內方位差為5°~14°之晶粒佔整個晶粒之比例。依此所求取之比例乃面積分率，但亦與體積分率等值。「粒內方位差」乃意味著屬於晶粒內之方位分布之「晶粒取向分布(Grain Orientation Spread，GOS)」。亦如文獻「木村英彥、王昀、秋庭義明、田中啟介，「利用EBSD法及X射線繞射法之不鏽鋼之塑性變形中的取向差異解析」日本機械學會論文集(A編)，71卷，712號，2005年，p.1722-1728.」所揭示，粒內方位差乃求取該晶粒內構成基準之結晶方位與所有測定點之結晶方位間之取向差異之平均值。又，「構成基準之結晶方位」乃使用業已將該晶粒內所有測定點之結晶方位平均化之方位。舉例言之，粒內方位差可使用附屬於EBSD解析裝置之軟體「OIM Analysis^TM Version7.0.1」來算出。

於圖3A及圖3B中顯示EBSD解析結果例。圖3A是顯示抗拉強度為590MPa級之TRIP鋼板之解析結果，圖3B是顯示抗拉強度為780MPa級之TRIP鋼板之解析結果。圖3A及圖3B中的灰色區域是表示粒內方位差為5°~14°之晶粒。白色區域是表示粒內方位差小於5°或大於14°之晶粒。黑色區域是表示無法解析粒內方位差之區域。藉由EBSD解析，可獲得如圖3A及圖3B所示之結果，因此，可根據此來特定粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例。

一般認為粒內之結晶方位乃與該晶粒中所含差排密度有關。一般而言，粒內之差排密度之增加會帶來強度之提升，一方面卻會降低加工性。然而，於粒內方位差為5°~14°之晶粒中，不會降低加工性而可提升強度。故，於有關本實施形態之熱軋鋼板中，如下述，將粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例作成5%~50%。粒內方位差小於5°之晶粒雖然加工性優異，但高強度化困難。粒內平均方位差大於 14°之晶粒乃晶粒內可變形性不同，因此，無助於拉伸凸緣性之提升。另，顯微組織中所含殘留沃斯田體之結晶構造乃面心立方晶格(fcc)構造，且自本發明中體心立方晶格(bcc)構造之GOS測定中除外。然而，本發明中「粒內方位差為5°~14°之晶粒」之比例乃定義為下述值，即：先自100%扣除殘留沃斯田體之比例，再自此扣除「粒內方位差為5°~14°之晶粒」以外的晶粒之比例。

粒內方位差為5°~14°之晶粒可藉由後述方法來獲得。如上述，依發明人所發現，粒內方位差為5°~14°之晶粒對於高強度之確保及拉伸凸緣性等成形性之提升極為有效。粒內方位差為5°~14°之晶粒於晶粒內幾乎未含有碳化物。即，粒內方位差為5°~14°之晶粒幾乎未含有拉伸凸緣成形時會助長龜裂之進展者。故，粒內方位差為5°~14°之晶粒有助於高強度之確保，以及延性及拉伸凸緣性之提升。

若粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例以面積率計小於5%，則無法獲得充分之強度。故，粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例乃作成5%以上。另一方面，若粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例以面積率計大於50%，則無法獲得充分之延性。故，粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例乃作成50%以下。當粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例以面積率計為5%以上且50%以下時，大致上抗拉強度會構成590MPa以上，凸緣高度H(mm)與抗拉強度TS(MPa)之積(H×TS)會構成19500(mm．MPa)以上。該等特性乃適合於汽車之底盤零件之加工。

為了獲得強度與加工性之平衡優異之鋼板，粒內方位差為5°~14°之晶粒是有效的。故，藉由將利用此種晶粒所構成的組織，即，新辨識組織之比例作成預定範圍，於本實施形態中，以面積率計為5%~50%，可維持所期望之強度及延性，並大幅提升拉伸凸緣性。

(殘留沃斯田體：2%~30%)

殘留沃斯田體乃有助於攸關鼓脹成形性之延性。若殘留沃斯田體小於2%，則無法獲得充分之延性。故，殘留沃斯田體之比例乃作成2%以上。另一方面，若殘留沃斯田體之比例大於30%，則拉伸凸緣成形時在與肥粒體或變韌體之界面中會助長龜裂之進展，拉伸凸緣性降低。故，殘留沃斯田體之比例乃作成30%以下。若殘留沃斯田體之比例為30%以下，則大致上凸緣高度H(mm)與抗拉強度TS(MPa)之積(H×TS)會構成19500(mm．MPa)以上，適合於汽車之底盤零件之加工。

(肥粒體：20%~85%)

肥粒體乃呈現優異之可變形性，並提高均一延性。若肥粒體之比例小於20%，則無法獲得良好之均一延性。故，肥粒體之比例乃作成20%以上。又，肥粒體乃於熱壓延結束後之冷卻時生成，且於殘留沃斯田體中使C濃化，因此，乃利用TRIP效果之延性之提升所必須。然而，若肥粒體之比例大於85%，則拉伸凸緣性會大幅降低。故，肥粒體之比例乃作成85%以下。

(變韌體：10%~60%)

變韌體乃於捲繞後生成，且於殘留沃斯田體中使C濃化，因此，乃利用TRIP效果之延性之提升所必須。再者，變韌體亦有助於擴孔性之提升。依照開發目標之強度水平，雖然可改變肥粒體與變韌體之分率，然而，若變韌體之比例小於10%，則無法充分地獲得利用上述作用之效果。故，變韌體之比例乃作成10%以上。另一方面，若變韌體之比例大於60%，則均勻拉伸會降低。故，變韌體之比例乃作成60%以下。

(波來體：5%以下)

波來體乃於拉伸凸緣成形時構成龜裂之起點，並使拉伸凸緣性降低。若波來體大於5%，則此種拉伸凸緣性之降低會變得明顯。若波來體為5%以下，則大致上凸緣高度H(mm)與抗拉強度TS(MPa)之積(H×TS)會構成19500(mm．MPa)以上，適合於汽車之底盤零件之加工。

(麻田散體：10%以下)

麻田散體乃於拉伸凸緣成形時在與肥粒體或變韌體之界面中助長龜裂之進展，並使拉伸凸緣性降低。若麻田散體大於10%，則此種拉伸凸緣性之降低會變得明顯。若麻田散體為10%以下，則大致上凸緣高度H(mm)與抗拉強度TS(MPa)之積(H×TS)會構成19500(mm．MPa)以上，適合於汽車之底盤零件之加工。

熱軋鋼板中的肥粒體及變韌體等光學顯微鏡組織中所觀察到的組織之各體積率與粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例並無直接關係。換言之，舉例言之，即使作成有複數片具有相同肥粒體體積率、變韌體體積率及殘留沃斯田體體積率之熱軋鋼板，於該等複數片熱軋鋼板間，粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例亦不見得相同。故，若只是控制肥粒體體積率、變韌體體積率及殘留沃斯田體體積率，則無法獲得相當於有關本實施形態之熱軋鋼板之特性。

當然，有關上述各相、組織之比例之條件宜於更廣之範圍中滿足，而不僅是自熱軋鋼板表面至該熱軋鋼板之厚度3/8至5/8之區域，滿足該條件之範圍越廣，越可獲得更優異之強度及加工性。

在此，肥粒體、變韌體、波來體及麻田散體之比例(體積分率)乃與自熱軋鋼板表面至其厚度3/8至5/8之區域內與壓延方向平行之截面2中的面積率等值。截面2中的面積率可依下述來測定，即：自鋼板板寬之1/4W或3/4W位置切出試料，並研磨該試料與壓延方向平行之面，且使用硝太蝕劑試藥進行蝕刻，並使用光學顯微鏡，以200倍~500倍之倍率來觀察。

殘留沃斯田體與肥粒體乃結晶構造不同，因此，結晶學上可輕易地識別。故，利用沃斯田體與肥粒體間之反射面強度不同之性質，亦可藉由X射線繞射法，以實驗方式求取殘留沃斯田體之比例。即，可使用下式，自藉由使用Mo之K α射線之X射線繞射法所獲得之影像，求取殘留沃斯田體之比例V γ。

V γ=(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}

在此，α(211)乃肥粒體之(211)面中的反射面強度，γ(220)乃沃斯田體之(220)面中的反射面強度，γ(311)乃沃斯田體之(311)面中的反射面強度。

殘留沃斯田體之比例亦可使用日本特開平5-163590號公報所揭示之試藥，藉由利用上述條件之光學顯微鏡觀察來測定。無論使用光學顯微鏡觀察、X射線繞射法中任一者之方法，皆可獲得幾乎一致之值，因此，可使用藉由任一者之方法所獲得之值。

其次，說明有關本發明實施形態之熱軋鋼板及使用於其製造之鋼塊或扁胚之化學組成。詳情如後述，有關本發明實施形態之熱軋鋼板乃經由鋼塊或扁胚之熱壓延、後續之冷卻及後續之捲繞等來製造。故，熱軋鋼板及扁胚之化學組成會考慮該等處理而不僅是熱軋鋼板之特性。於以下說明中，只要未特別事先聲明，屬於熱軋鋼板中所含各元素之含量單位之「%」乃意味著「質量%」。有關本實施形態之熱軋鋼板乃具有以下所示之化學組成，：C：0.06%~0.22%、Si：1.0%~3.2%、Mn：0.8%~2.2%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、Al：0.01%~1.00%、N：0.006%以下、Cr：0.00%~1.00%；Mo：0.000%~1.000%、Ni：0.000%~2.000%、Cu：0.000%~2.000%、B：0.0000%~0.0050%、Ti：0.000%~0.200%、Nb：0.000%~0.200%、V：0.000%~1.000%、W：0.000%~1.000%、Sn：0.0000%~0.2000%、Zr：0.0000%~0.2000%、As：0.0000%~0.5000%、Co：0.0000%~1.0000%、Ca：0.0000%~0.0100%、Mg： 0.0000%~0.0100%、稀土類金屬(rare earth metal：REM)：0.0000%~0.1000%，及剩餘部分：Fe及雜質。雜質可例示：礦石或廢料等原材料中所含有者、於製造步驟中所含有者。

(C：0.06%~0.22%)

C乃於熱軋鋼板中形成各種析出物，藉由析出強化，有助於強度之提升。C亦有助於提升延性之殘留沃斯田體之確保。若C含量小於0.06%，則無法確保充分之殘留沃斯田體，且無法獲得充分之強度及延性。故，C含量乃作成0.06%以上。若由強度及拉伸之進一步提升之觀點來看，則C含量宜作成0.10%以上。另一方面，若C含量大於0.22%，則無法獲得充分之拉伸凸緣性，抑或損害焊接性。故，C含量乃作成0.22%以下。為了進一步地提升焊接性，C含量宜作成0.20%以下。

(Si：1.0%~3.2%)

Si乃於熱壓延後之溫度控制時使肥粒體安定化，且抑制捲繞後(變韌體變態時)之雪明碳體之析出。依此，Si乃提高沃斯田體之C濃度，並有助於殘留沃斯田體之確保。若Si含量小於1.0%，則無法充分地獲得該效果。故，Si含量乃作成1.0%以上。另一方面，若Si含量大於3.2%，則表面性狀、塗裝性及焊接性劣化。故，Si含量乃作成3.2%以下。

(Mn：0.8%~2.2%)

Mn乃使沃斯田體安定化並提高淬火性之元素。若Mn含量小於0.8%，則無法確保充分之淬火性。故，Mn含量乃作成0.8%以上。另一方面，若Mn含量大於2.2%，則會產生扁胚破裂。故，Mn含量乃作成2.2%以下。

(P：0.05%以下)

P並非必要元素，且例如於鋼中作為雜質而含有。若由加工性、焊接性及疲勞特性之觀點來看，則P含量越低越好。特別是若P含量大於0.05%，則加工性、焊接性及疲勞特性之降低明顯。故，P含量乃作成0.05%以下。

(S：0.005%以下)

S並非必要元素，且例如於鋼中作為雜質而含有。S含量越高，牽涉到拉伸凸緣性之降低之A系夾雜物越容易生成，因此，S含量越低越好。特別是若S含量大於0.005%，則拉伸凸緣性之降低明顯。故，S含量乃作成0.005%以下。

(Al：0.01%~1.00%)

Al乃脫氧劑，若Al含量小於0.01%，則於現行的一般精煉(包含二次精煉)中無法進行充分之脫氧。故，Al含量乃作成0.01%以上。依此，Al乃於熱壓延後之溫度控制時使肥粒體安定化，且抑制變韌體變態時之雪明碳體之析出。依此，Al乃提高沃斯田體之C濃度，並有助於殘留沃斯田體之確保。另一方面，若Al含量大於1.00%，則表面性狀、塗裝性及焊接性劣化。故，Al含量乃作成1.00%以下。為了獲得更安定之殘留沃斯田體，Al含量宜作成0.02%以上。

Si亦具有作為脫氧劑之機能。又，如上述，Si及Al乃提高沃斯田體之C濃度，並有助於殘留沃斯田體之確保。然而，若Si含量及Al含量之和大於4.0%，則表面性狀、塗裝性及焊接性容易劣化。故，Si含量及Al含量之和宜作成4.0%以下。又，為了獲得更加良好之塗裝性，該和更宜作成3.5%以下，進而宜作成3.0%以下。

(N：0.006%以下)

N並非必要元素，且例如於鋼中作為雜質而含有。若由加工性之觀點來看，則N含量越低越好。特別是若N含量大於0.006%，則加工性之降低明顯。故，N含量乃作成0.006%以下。

(Cr：0.00%~1.00%)

Cr並非必要元素，但卻為以下任意元素，即：為了抑制波來體變態，並使殘留沃斯田體安定化，可於熱軋鋼板中有限度地適當含有預定量。為了充分地獲得該效果，Cr含量宜作成0.05%以上，更宜作成0.20%以上，進而宜作成0.40%以上。另一方面，若Cr含量大於1.00%，則利用上述作用之效果飽和，不僅徒增成本，轉化處理性之降低會變得明顯。故，Cr含量乃作成1.00%以下。即，宜滿足Cr：0.05%~1.00%。

Mo、Ni、Cu、B、Ti、Nb、V、W、Sn、Zr、As及Co並非必要元素，而是可於熱軋鋼板中有限度地適當含有預定量之任意元素。

(Mo：0.000%~1.000%、Ni：0.000%~2.000%、Cu：0.000%~2.000%、B：0.0000%~0.0050%、Ti：0.000%~0.200%、Nb：0.000%~0.200%、V：0.000%~1.000%、W：0.000%~1.000%、Sn：0.0000%~0.2000%、Zr： 0.0000%~0.2000%、As：0.0000%~0.5000%、Co：0.0000%~1.0000%)

Mo、Ni、Cu、B、Ti、Nb、V、W、Sn、Zr、As及Co乃藉由析出硬化或固溶強化，有助於熱軋鋼板強度之進一步提升。故，亦可含有Mo、Ni、Cu、B、Ti、Nb、V、W、Sn、Zr、As或Co，抑或該等之任意組合。為了充分地獲得該效果，宜作成Mo：0.001%以上、Ni：0.001%以上、Cu：0.001%以上、B：0.0001%以上下、Ti：0.001%以上、Nb：0.001%以上、V：0.001%以上、W：0.001%以上、Sn：0.0001%以上、Zr：0.0001%以上、As：0.0001%以上或Co：0.0001%以上，抑或該等之任意組合。然而，若Mo：大於1.000%、Ni：大於2.000%、Cu：大於2.000%、B：大於0.0050%、Ti：大於0.200%、Nb：大於0.200%、V：大於1.000%、W：大於1.000%、Sn：大於0.2000%、Zr：大於0.2000%、As：大於0.5000%或Co：大於1.0000%，抑或該等之任意組合，則利用上述作用之效果飽和而徒增成本。故，作成Mo：1.000%以下、Ni：2.000%以下、Cu：2.000%以下、B：0.0050%以下、Ti：0.200%以下、Nb：0.200%以下、V：1.000%以下、W：1.000%以下、Sn：0.2000%以下、Zr：0.2000%以下、As：0.5000%以下且Co：1.0000%以下。即，宜滿足Mo：0.000%~1.000%；Ni、0.001%~2.000%、Cu：0.001%~2.000%、B：0.0001%~0.0050%、Ti：0.001%~0.200%、Nb：0.001%~0.200%、V：0.001%~1.000%、W：0.001%~1.000%、Sn：0.0001%~0.2000%、Zr：0.0001%~0.2000%、As： 0.0001%~0.5000%或Co：0.0001%~1.0000%，抑或該等之任意組合。

(Ca：0.0000%~0.0100%；Mg：0.0000%~0.0100%；REM：0.0000%~0.1000%)

Ca、Mg及REM會改變構成破壞起點抑或使加工性劣化之非金屬夾雜物之形態而無害化。故，亦可含有Ca、Mg或REM，抑或該等之任意組合。為了充分地獲得該效果，宜作成Ca：0.0001%以上、Mg：0.0001%以上或REM：0.0001%以上，抑或該等之任意組合。然而，若Ca：大於0.0100%、Mg：大於0.0100%或REM：大於0.1000%，抑或該等之任意組合，則利用上述作用之效果飽和而徒增成本。故，作成Ca：0.0100%以下、Mg：0.0100%以下且REM：0.1000%以下。即，宜滿足Ca：0.0001%~0.0100%；Mg：0.0001%~0.0100%；或REM：0.0001%~0.1000%，抑或該等之任意組合。

REM(稀土類金屬)是指Sc、Y及鑭系元素之合計17種元素，「REM含量」乃意味著該等17種元素之合計含量。鑭系元素在工業上例如以稀土金屬合金之形式來添加。

其次，說明製造有關實施形態之熱軋鋼板之方法例。若藉由在此所說明之方法，則可製造有關實施形態之熱軋鋼板，然而，製造有關實施形態之熱軋鋼板之方法並不限於此。即，即便是藉由其他方法所製造之熱軋鋼板，只要其具有滿足上述條件之晶粒、顯微組織及化學組成，則可說是位於實施形態之範圍內。

於該方法中，依序進行以下處理。圖4是顯示自熱壓延至捲繞之溫度歷程概略。

(1)鑄造具有上述化學組成之鋼塊或扁胚，並依需要進行再加熱11。

(2)進行鋼塊或扁胚之粗壓延12。粗壓延乃包含於熱壓延。

(3)進行鋼塊或扁胚之精壓延13。精壓延乃包含於熱壓延。於精壓延中，以大於0.6且在0.7以下之累積應變進行最終3段之壓延，並將結束溫度作成Ar3點以上且Ar3點+30℃。

(4)藉由10℃/秒以上之平均冷卻速度，於輸出輥道進行直到650℃以上且750℃以下之溫度為止之冷卻(第1冷卻)14。

(5)進行3秒以上且10秒以下之時間之氣冷15。於該冷卻中產生二相區中的肥粒體變態，且可獲得優異之延性。

(6)藉由30℃/秒以上之平均冷卻速度，進行直到350℃以上且450℃以下之溫度為止之冷卻(第2冷卻)16。

(7)進行捲繞17。

於鋼塊或扁胚之鑄造中，鑄入業已將成分調整為化學組成位於上述範圍內之熔鋼。又，將鋼塊或扁胚運送至熱壓延機。此時，可將所鑄入鋼塊或扁胚於高溫狀態下直接運送至熱壓延機，亦可於冷卻至室溫後藉由加熱爐再加熱而運送至熱壓延機。再加熱11之溫度並無特殊之限制。若再加熱11之溫度為1260℃以上，則鱗落量增加而有成品率降低之情形，因此，再加熱11之溫度宜作成小於1260℃。又，若再加熱11之溫度小於1000℃，則時程上會有明顯損害作業效率之情形，因此，再加熱11之溫度宜作成1000℃以上。

若粗壓延12之最終段之壓延溫度小於1080℃，即，粗壓延12中壓延溫度降低至小於1080℃，則精壓延13後之沃斯田體粒過度地減小，並過度地促進自沃斯田體朝肥粒體之變態，有時會難以獲得所期望之變韌體。故，最終段之壓延宜藉由1080℃以上來進行。若粗壓延12之最終段之壓延溫度大於1150℃，即，粗壓延12中壓延溫度大於1150℃，則精壓延13後之沃斯田體粒變大，且無法充分地促進於後續之冷卻中產生的二相區中的肥粒體變態，有時會難以獲得所期望之顯微組織。故，最終段之壓延宜藉由1150℃以下來進行。

若粗壓延12之最終段及其前段之累積軋縮率大於65%，則精壓延13後之沃斯田體粒過度地減小，並過度地促進自沃斯田體朝肥粒體之變態，有時會難以獲得所期望之變韌體。故，該累積軋縮率宜作成65%以下。若該累積軋縮率小於40%，則精壓延13後之沃斯田體粒變大，且無法充分地促進於後續之冷卻中產生的二相區中的肥粒體變態，有時會難以獲得所期望之顯微組織。故，該累積軋縮率宜作成40%以上。

精壓延13乃用以生成粒內方位差為5°~14°之晶粒重要之步驟。粒內方位差為5°~14°之晶粒可藉由受到加工而含有應變之沃斯田體變態成變韌體而獲得。故，重要的是精壓延13乃於下述條件下進行，即：於精壓延13後之沃斯田體中殘留應變。

於精壓延13中，乃以大於0.6且在0.7以下之累積應變進行最終3段之壓延。若最終3段之壓延中的累積應變為0.6以下，則精壓延13後之沃斯田體粒變大，無法充分地促進於後續之冷卻中產生的二相區中的肥粒體變態，且無法將粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例作成5%~50%。若最終3段之壓延中的累積應變大於0.7，則於精壓延13後之沃斯田體中過度地殘留應變，且無法將粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例作成5%~50%而加工性劣化。

在此所說的精壓延13之最終3段之累積應變(ε_eff)可藉由以下式(1)來求取。

ε_eff=Σ ε_i(t,T)…(1)

在此，ε_i(t,T)=ε_i0/exp{(t/τ_R)2/3}，τ_R=τ₀．exp(Q/RT)，τ₀=8.46×10^-6，Q=183200J，R=8.314J/K．mol，ε_i0表示軋縮時之對數應變，t表示該段中直到開始冷卻為止之累積時間，T表示該段中的壓延溫度。

於精壓延13中，乃於Ar3點以上且Ar3點+30℃之溫度範圍內，藉由6%以上且15%以下之軋縮率進行最終1段之壓延。若最終1段之壓延溫度(精壓延結束溫度)大於Ar3 點+30℃，或是軋縮率小於6%，則精壓延13後之沃斯田體中的應變殘留量不足，無法獲得所期望之顯微組織。若精壓延結束溫度小於Ar3點，或是軋縮率大於15%，則於精壓延13後之沃斯田體中過度地殘留應變，加工性劣化。

另，Ar1變態點溫度(冷卻時沃斯田體完成朝肥粒體或肥粒體及雪明碳體之變態之溫度)、Ar3變態點溫度(冷卻時沃斯田體之肥粒體變態開始之溫度)、Ac1變態點溫度(加熱時沃斯田體開始生成之溫度)、Ac3變態點溫度(加熱時完成朝沃斯田體之變態之溫度)例如可利用以下計算式，藉由與鋼成分之關係簡易地表示。

Ar1變態點溫度(℃)=730-102×(%C)+29×(%Si)-40×(%Mn)-18×(%Ni)-28×(%Cu)-20×(%Cr)-18×(%Mo)

Ar3變態點溫度(℃)=900-326×(%C)+40×(%Si)-40×(%Mn)-36×(%Ni)-21×(%Cu)-25×(%Cr)-30×(%Mo)

Ac1變態點溫度(℃)=751-16×(%C)+11×(%Si)-28×(%Mn)-5.5×(%Cu)-16×(%Ni)+13×(%Cr)+3.4×(%Mo)

Ac3變態點溫度(℃)=910-203√(%C)+45×(%Si)-30×(%Mn)-20×(%Cu)-15×(%Ni)+11×(%Cr)+32×(%Mo)+104×(%V)+400×(%Ti)+200×(%Al)

在此，(%C)、(%Si)、(%Mn)、(%Ni)、(%Cu)、(%Cr)、(%Mo)、(%V)、(%Ti)、(%Al)分別表示C、Si、Mn、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Ti、Al之含量(質量%)。未含有之元素則以0%來計算。

精壓延13後，於輸出輥道(run out table：ROT) 進行直到650℃以上且750℃以下之溫度為止之冷卻(第1冷卻)14。若冷卻14之到達溫度小於650℃，則二相區中的肥粒體變態不足而無法獲得充分之延性。若冷卻14之到達溫度大於750℃，則過度地促進肥粒體變態，且無法將粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例作成5%~50%。於冷卻14中的平均冷卻速度乃作成10℃/秒以上。此乃將粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例安定地作成5%~50%之故。

冷卻14一結束，立刻進行3秒以上且10秒以下之氣冷15。若氣冷15之時間小於3秒，則二相區中的肥粒體變態不足而無法獲得充分之延性。若氣冷15之時間大於10秒，則過度地促進二相區中的肥粒體變態，且無法獲得所期望之顯微組織。

氣冷15一結束，立刻藉由30℃/秒以上之平均冷卻速度，進行直到350℃以上且450℃以下之溫度為止之冷卻(第2冷卻)16。若該平均冷卻速度小於30℃/秒，則例如波來體會大量地生成，且無法獲得所期望之顯微組織。

然後，宜進行藉由350℃以上且450℃以下之溫度之捲繞16。若捲繞16之溫度大於450℃，則生成肥粒體而無法獲得充分之變韌體，且無法獲得所期望之顯微組織。若捲繞16之溫度小於350℃，則生成麻田散體而無法獲得充分之變韌體，且無法獲得所期望之顯微組織。

對有關本實施形態之熱軋鋼板進行表面處理，亦可獲得強度、延性及拉伸凸緣性之提升效果。舉例言之，亦可進行電鍍、熔融鍍覆、蒸鍍、有機薄膜形成、膜積層、有機鹽類處理、無機鹽類處理、無鉻處理等。

另，上述實施形態皆不過是顯示實施本發明時之具體化之例子，本發明之技術範圍並不因該等而限定解釋。即，本發明在未脫離其技術思想或其主要特徵下，可藉由各種形式來實施。

實施例

其次，說明本發明之實施例。於實施例中的條件乃用以確認本發明之可實施性及效果所採用的一條件例，本發明並不限於該一條件例。只要未脫離本發明之要旨而達成本發明之目的，則本發明可採用各種條件。

於該實驗中，使用具有表1所示之化學組成之複數種鋼(鋼之記號A~Q)而製造具有表2所示之顯微組織及晶粒之熱軋鋼板之試料，並調查其機械特性。表1中的空欄表示該元素之含量小於檢測界限，剩餘部分為Fe及雜質。表1中或表2中的底線表示該數值脫離本發明之範圍。表2中的「經過時間」乃自精壓延之完成至第1冷卻之開始之時間。

粒內方位差為5°~14°之晶粒之比例乃使用EBSD解析裝置而藉由上述方法來測定。殘留沃斯田體、肥粒體、變韌體、波來體、麻田散體之面積率乃使用光學顯微鏡而藉由上述方法來測定。

又，進行各熱軋鋼板之抗拉試驗及鞍型拉伸凸緣試驗。抗拉試驗是使用製作自各熱軋鋼板之日本工業規格JIS Z 2201所揭示之5號試驗片，並依據日本工業規格JIS Z 2241所揭示之方法來進行。鞍型拉伸凸緣試驗乃藉由上述方法來進行。表2中的「指標」乃拉伸凸緣性之指標(H×TS)之值。

如表2所示，僅於位於本發明範圍內之試料中可獲得高強度並獲得優異之延性及拉伸凸緣性。另，於試料No.15中，產生扁胚破裂。又，於試料No.11及No.17中，在鞍型拉伸凸緣試驗中無法成形。

各熱軋鋼板乃於表3所示之條件下如下述般來製造。在進行過藉由轉爐之鑄錠及連續鑄造後，藉由表3所示之加熱溫度加熱，並進行包含粗壓延及精壓延之熱壓延。表3顯示加熱溫度、精壓延之最終3段之累積應變及結束溫度。於精壓延後，藉由表3所示之冷卻速度，於輸出輥道(ROT)冷卻至表3所示之溫度T1。又，溫度一到達溫度T1，立刻開始氣冷。表3顯示該氣冷之時間。於氣冷後，藉由表3所示之平均冷卻速度，冷卻至表3所示之溫度T2，並進行捲繞而製作熱軋鋼捲。表3中的底線表示該數值脫離理想範圍。

產業上之可利用性

本發明可利用在例如與使用於汽車之底盤零件等的熱軋鋼板相關之產業。

Claims

一種熱軋鋼板，具有以下所示之化學組成：以質量%計，C：0.06%~0.22%、Si：1.0%~3.2%、Mn：0.8%~2.2%、P：0.05%以下、S：0.005%以下、Al：0.01%~1.00%、N：0.006%以下、Cr：0.00%~1.00%、Mo：0.000%~1.000%、Ni：0.000%~2.000%、Cu：0.000%~2.000%、B：0.0000%~0.0050%、Ti：0.000%~0.200%、Nb：0.000%~0.200%、V：0.000%~1.000%、W：0.000%~1.000%、Sn：0.0000%~0.2000%、Zr：0.0000%~0.2000%、As：0.0000%~0.5000%、Co：0.0000%~1.0000%、 Ca：0.0000%~0.0100%、Mg：0.0000%~0.0100%、REM：0.0000%~0.1000%，及剩餘部分：Fe及雜質；又，具有以下所示之顯微組織：以體積%計，殘留沃斯田體：2%~30%、肥粒體：20%~85%、變韌體：10%~60%、波來體：5%以下，及麻田散體：10%以下；將被方位差為15°以上之晶界包圍且圓等效直徑為0.3μm以上之區域定義為晶粒時，粒內方位差為5°~14°之晶粒佔整個晶粒之比例以面積率計為5%~50%。
如請求項1之熱軋鋼板，其中前述化學組成中，Cr：0.05%~1.00%成立。
如請求項1或2之熱軋鋼板，其中前述化學組成中，滿足下述或該等之任意組合：Mo：0.001%~1.000%、Ni：0.001%~2.000%、Cu：0.001%~2.000%、B：0.0001%~0.0050%、Ti：0.001%~0.200%、Nb：0.001%~0.200%、 V：0.001%~1.000%、W：0.001%~1.000%、Sn：0.0001%~0.2000%、Zr：0.0001%~0.2000%、As：0.0001%~0.5000%、Co：0.0001%~1.0000%、Ca：0.0001%~0.0100%、Mg：0.0001%~0.0100%，或REM：0.0001%~0.1000%。