TWI607096B - 熱軋鋼板 - Google Patents

Description

熱軋鋼板

本發明有關於一種熱軋鋼板。

近年來，因全球之環境意識高漲，汽車領域中極力追求二氧化碳排出量之削減與燃料費之提升。例如，對於如此之課題減少車體重量係極為有效，於車體使用高強度鋼板來減少車體重量。因此，為削減二氧化碳排出量，正極力期望以高強度熱軋鋼板取代以往之熱軋鋼板、或更加提高高強度熱軋鋼板之強度。

現在，汽車之底盤零件係使用抗拉強度440~590MPa級的高強度熱軋鋼板。然而，於汽車構件中應用如此之高強度熱軋鋼板並減少構件重量(構件厚度)時，構件之剛性將下降。 又，負載應力增加時，亦有構件之疲勞特性下降或構件之耐久性下降的情形。 因此，於構件中應用可減少負載應力或應力集中之構造，即可提高構件之剛性及耐久性。此時，為藉由成形得到複雜形狀之構件，熱軋鋼板需要極高之成形性。

針對底盤構件之壓機成形，是對熱軋鋼板施行凸出成形加工、拉伸凸緣加工、拉伸加工等多數加工，並對熱軋鋼板追求對應該等加工之加工性。 一般而言，凸出成形加工性及拉伸凸緣加工性與擴孔試驗所測量之擴孔率相關。換言之，藉於底盤構件使用拉伸與擴孔性優異之高強度熱軋鋼板，可同時達成板厚之減少帶來的構件重量之減少與構件剛性之提升，可更加削減二氧化碳排出量。

一般而言，底盤構件用之高強度熱軋鋼板可舉主要包含肥粒鐵與麻田散鐵之Dual Phase鋼(雙相鋼，以下，記作DP鋼。)為例。該DP鋼之強度高並具有優異之拉伸。然而，DP鋼中因肥粒鐵與麻田散鐵之強度差大，故成形中應變或應力集中於麻田散鐵附近之肥粒鐵內而產生裂痕。因此，DP鋼之擴孔性低。基於該觀察所得知識，正開發有減少組織間之強度差並提高有擴孔率的熱軋鋼板。

專利文獻1中揭示了一種主要含有變韌鐵或變韌肥粒鐵，並具有高強度與優異之擴孔性的鋼板。因該鋼板具有實質上單一之組織，故應變或應力不易集中，擴孔率高。然而，因該鋼板係主要包含變韌鐵或變韌肥粒鐵之單一組織鋼，故拉伸將大幅地劣化。因此，專利文獻1中未能同時達成優異之拉伸與優異之擴孔性。

近年來，有人提出了一種使用拉伸優異之肥粒鐵作為單一組織，並藉由Ti、Mo等碳化物來提高強度的鋼板(例如，專利文獻2~4)。但，專利文獻2所揭示之鋼板含有大量之Mo，專利文獻3所揭示之鋼板含有大量之V。此外，專利文獻4所揭示之鋼板中因微細化結晶粒，故軋延中需要冷卻。因此，如專利文獻2~4之習知技術中，合金成本或製造成本變高。又，專利文獻2~4所揭示之鋼板中，因大幅地提高肥粒鐵本身之強度，故拉伸劣化。該等鋼板之拉伸較主要包含變韌鐵或變韌肥粒鐵之單一組織鋼的拉伸高，但拉伸與擴孔性之均衡未必充分。

又，專利文獻5中揭示了一種藉由使用變韌鐵取代DP鋼之麻田散鐵，縮小硬質相與肥粒鐵間之強度差，來提高擴孔性之複合組織鋼板。此外，專利文獻6中揭示了一種主要包含肥粒鐵與回火麻田散鐵，並利用有用以提高強度之變韌鐵的鋼板。該鋼板中，縮小了回火麻田散鐵與肥粒鐵間之硬度差以提高擴孔性。但，該等專利文獻5及6中為了確保強度而提高變韌鐵之面積率的結果，造成拉伸劣化，且拉伸與擴孔性之均衡未必充分。又，專利文獻6中因需要冷軋延與之後之退火及冷卻，故製造成本增加。

需要優異之疲勞強度的構件，以往使用有藉由細粒強化或固溶強化來提高疲勞強度的鋼板。

例如，專利文獻7~10中，為得到耐疲勞特性優異之鋼板，正使用細粒強化。具體而言，專利文獻7及專利文獻8中揭示了一種將肥粒鐵之平均粒徑縮小至小於2mm的鋼板。專利文獻9中揭示了一種多邊形肥粒鐵之平均結晶粒徑自板厚中心朝表層逐漸變小的鋼板。又，專利文獻10中揭示了一種將麻田散鐵組織之平均塊體直徑縮小至3m m以下的鋼板。

又，例如，非專利文獻1中揭示了依照細粒強化、析出強化、固溶強化之順序，相對於降伏強度之增加量，疲勞限度之增加量是增加的。非專利文獻2中揭示了鋼中之Cu自固溶物(溶質)變化成析出物時，疲勞限度比下降。如此，因析出物增加時固溶物(溶質)減少，故對於需要優異之疲勞強度的構件限制析出物之量，以儘量提高疲勞強度。結果，對於需要優異之疲勞強度的構件可優先地使用利用固溶強化提高有疲勞強度的鋼板。 【先前專利文獻】 專利文獻

專利文獻1：日本專利特開2003-193190號公報 專利文獻2：日本專利特開2003-089848號公報 專利文獻3：日本專利特開2007-063668號公報 專利文獻4：日本專利特開2004-143518號公報 專利文獻5：日本專利特開2004-204326號公報 專利文獻6：日本專利特開2007-302918號公報 專利文獻7：日本專利特開平11-92859號公報 專利文獻8：日本專利特開平11-152544號公報 專利文獻9：日本專利特開2004-211199號公報 專利文獻10：日本專利特開2010-70789號公報 非專利文獻

非專利文獻1：阿部隆等人：鐵與鋼、Vol.70(1984)、No.10、p.145 非專利文獻2：T.Yokoi等人：Journal of Materials Science、Vol.36(2001)、p.5757

發明概要 發明欲解決之課題

本發明係有鑑於上述問題點而作成，本發明之課題係提供一種強度、拉伸及擴孔性優異之高強度熱軋鋼板。又，本發明之其他課題係提供一種強度、拉伸、擴孔性及疲勞強度優異之高強度熱軋鋼板。 用以解決課題之手段

本發明人等致力地研究化學組成及金屬組織對拉伸造成的影響與化學組成及金屬組織對擴孔性造成之影響，結果，發現藉由化學組成最佳化，並得到主要包含肥粒鐵及麻田散鐵的金屬組織，於該金屬組織中混合有硬質之麻田散鐵與較軟質之麻田散鐵，不僅可提高強度亦可提高拉伸及擴孔性。此外，本發明者人等發現藉由利用Ti碳化物作為析出物，並控制該Ti碳化物之粒徑，即使使用析出物(Ti碳化物)取代固溶物(固溶C及固溶Ti)，仍可賦與鋼板相較於以固溶強化所得之疲勞強度更高的疲勞強度。 換言之，本發明之要旨係如下述。

(1)本發明之一態樣之熱軋鋼板，具有以下化學組成：以質量%計，C：0.030%以上，小於0.075%、Si+Al：0.08%~0.40%、Mn：0.5%~2.0%、Ti：0.020%~0.150%、Nb：0%~0.06%、Mo：0%~1.0%、V：0%~1.00%、W：0%~1.0%、B：0%~0.005%、Cu：0%~1.2%、Ni：0%~0.80%、Cr：0%~1.5%、Ca：0%~0.005%、REM：0%~0.050%、P：0%~0.040%、S：0%~0.0100%、N：0%~0.0100%，剩餘部分係由Fe及雜質所構成；並具有包含肥粒鐵與麻田散鐵之金屬組織；前述金屬組織以面積%計，肥粒鐵係90%~98%、麻田散鐵係2%~10%、變韌鐵係0%~3%、波來鐵係0%~3%；前述麻田散鐵中具10.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒的個數比例係10%以下，具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數N1對具小於8.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數N2的比N1/N2係0.8~1.2。 (2)如前述(1)記載之熱軋鋼板，其中前述化學組成，以質量%計，亦可含有選自於由Nb：0.005%~0.06%、Mo：0.05%~1.0%、V：0.02%~1.0%、W：0.1%~1.0%、B：0.0001%~0.005%、Cu：0.1%~1.2%、Ni：0.05%~0.8%、Cr：0.01%~1.5%、Ca：0.0005%~0.0050%、REM：0.0005%~0.0500%所構成群組中之至少1種。 (3)如前述(1)或(2)記載之熱軋鋼板，其中作為Ti碳化物存在之Ti的質量%亦可係藉由下述式(a)所計算之Tief的40%以上。 Tief=[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S] (a) (4)如前述(3)記載之熱軋鋼板，其中相對於全部之Ti碳化物之合計質量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物的合計質量比例亦可係50%以上。 發明效果

本發明之(1)~(4)態樣之熱軋鋼板不僅強度高，拉伸與擴孔性均優異，故於要求嚴苛之加工時亦可輕易地成形成構件。因此，本態樣之熱軋鋼板可廣泛地使用於汽車之底盤構件或要求其他嚴苛之加工的構件。又，由本態樣之熱軋鋼板所得構件之板厚雖小但具有高耐久性，故可顯著地減輕車體重量。因此，本態樣之熱軋鋼板可透過減少板厚而有效地減輕車體重量，故可顯著地減少二氧化碳排出量。此外，本發明之(4)態樣之熱軋鋼板不僅強度高、具優異之拉伸及擴孔性，亦具有優異之疲勞強度，故亦可更延長負載重覆載重大之構件的壽命。因此，(4)態樣之熱軋鋼板適用於較(1)~(3)態樣之熱軋鋼板更多種類的構件。

用以實施發明之形態

首先，說明本發明人等之檢討結果與藉由該檢討結果所得之新觀察所得知識。

DP鋼係於軟質之肥粒鐵中分散有較肥粒鐵硬質之麻田散鐵的鋼板，強度與拉伸均高。然而，DP鋼之擴孔性非常低。DP鋼變形時，因肥粒鐵與麻田散鐵之強度差，使應變與應力集中於DP鋼中，容易生成引起延性破壞之孔隙。然而，並未詳細地調查生成孔隙之原因，且DP鋼之微觀組織與延性破壞之關係亦尚未明確。

擴孔加工中龜裂之產生及進展係由以孔隙之生成、成長、連結作為基本反應步驟的延性破壞所引起。 　因此，本發明人等使用具有各種組織之DP鋼，詳細地調查加工時之孔隙生成原因與擴孔性。結果，發現透過增加(成長)及連結使DP鋼斷裂之孔隙的大多數係因麻田散鐵之脆性破壞或延性破壞生成。

此外，本發明人等詳細地檢討麻田散鐵之內部組織與麻田散鐵附近之肥粒鐵受到破壞的容易度，即與孔隙生成之容易度的關係。結果，本發明人等發現孔隙生成之容易度強烈地受到麻田散鐵之內部組織(固溶碳量等)所影響。

又，可知麻田散鐵中過度飽和地存在之固溶碳將大幅提升麻田散鐵之強度，但容易引起麻田散鐵之脆性破壞。該固溶碳係提高麻田散鐵硬度之主要因素，但因不易直接穩定地測量固溶碳，故本檢討及後述之實施形態中，以麻田散鐵之硬度取代麻田散鐵中之固溶碳量，作為麻田散鐵之內部組織。麻田散鐵之硬度係10.0GPa以上時，變形之初期階段中僅以極些微之應變即可脆性破壞麻田散鐵，生成孔隙。因此，10.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒將大幅地阻礙DP鋼之擴孔性。因此，為抑制孔隙之生成，使麻田散鐵軟質化係為有效。

為使麻田散鐵軟質化，藉由回火等熱處理使鐵碳化物析出，減少固溶碳量係為有效。然而，藉由析出鐵碳化物而減少有固溶碳量之麻田散鐵之強度低，將使DP鋼之強度下降。此時，為彌補強度下降則需提高麻田散鐵之面積率。然而，提高麻田散鐵之面積率時因具有高延性之肥粒鐵的面積率下降，故DP鋼之延性下降，拉伸或擴孔性不充分。

因此，本發明人等專心研究同時提高強度、拉伸及擴孔性之金屬組織。結果，本發明人等發現藉由使麻田散鐵之內部組織變化，來控制硬質之麻田散鐵量與較軟質之麻田散鐵量，可同時提高強度、拉伸及擴孔性。以下敘述所得之觀察所得知識。

具有8.0GPa以上，小於10.0GPa之硬度的麻田散鐵粒(硬質之麻田散鐵) 雖可大幅提高DP鋼強度，但變形能較具10.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒(非常硬質之麻田散鐵)高，不會脆性破壞，故較不易形成孔隙。然而，本發明人等檢討了僅由麻田散鐵具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒所構成的DP鋼，隨著變形量之增加孔隙量亦增加，最終因大量之孔隙而未能得到高擴孔性。

另一方面，具小於8.0GPa硬度之麻田散鐵粒(較軟質之麻田散鐵)具有非常高之變形能，即使賦與高之應變仍未斷裂，極不易形成孔隙。該具小於8.0GPa硬度之麻田散鐵粒亦可提高DP鋼之強度，但該強度之增加量仍較具8.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒達成之強度的增加量小。具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒因可生成孔隙，有造成擴孔性下降的可能性，但只要限制具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒的量為一定量以下的話，因孔隙之生成量少，故擴孔性幾不會下降。因此，增加具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒的量至擴孔性不會大幅下降之量，儘量提高DP鋼之強度，再視具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒的量增加具小於8.0GPa硬度之麻田散鐵粒，於維持DP鋼之強度的狀態下更加提高變形能時，於DP鋼可兼具高強度、高擴孔性及高拉伸。換言之，相對於較軟質之麻田散鐵量，硬質之麻田散鐵量的比例為所期之比例時，可兼具高強度、高擴孔性及高拉伸。再者，後述之實施形態中，為提高強度而活用主要具有8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒，具10.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒因極易生成孔隙，故儘量減少具10.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒量。

又，本發明人等亦檢討了鋼板之疲勞特性。相對於降伏強度(YP)，循環降伏應力(c-YP)的比例增加時，低週特性及高週特性將更為良好。因此，後述之實施形態中，將循環降伏應力(c-YP)對降伏強度(YP)的比例定義為疲勞強度。此處，循環降伏應力(c-YP)係後述之預定循環變形後對變形的抵抗力，即對疲勞之抵抗力之意。本發明人等發現循環降伏應力(c-YP)對降伏強度(YP)的比例為0.90以上時，即使為低之降伏應力(YP)對疲勞之抵抗力仍高，故不需消耗鋼板之疲勞特性即可提高壓機成形時的生產性。

又，如上述，已知析出強化產生之疲勞強度的增加量較固溶強化產生之疲勞強度的增加量小，析出強化產生之抗拉強度的增加量較固溶強化產生之抗拉強度的增加量大。因此，發明人等詳細地調查藉由析出強化不會消耗疲勞強度並可提高抗拉強度的方法。

結果，發明者人等發現只要有效活用作為析出物之具7nm~20nm圓等效粒徑的Ti碳化物的話，即使係析出強化仍可賦與鋼板較利用固溶強化所得之疲勞強度高的疲勞強度，即可提高相對於降伏強度(YP)之循環降伏應力(c-YP)的比例至0.90以上。

發明人等7nm~20nm認為具圓等效粒徑之Ti碳化物可提高疲勞強度的理由係如下。Ti碳化物之圓等效粒徑為7nm~20nm時，差排將圍繞Ti碳化物，於Ti碳化物周圍形成稱作歐羅萬環(Orowan Loop)的環狀差排。差排橫切該Ti碳化物時歐羅萬環將增殖，差排密度增加。隨著循環變形進行，差排密度增加，降伏強度變大，故疲勞強度升高。另一方面，Ti碳化物之圓等效粒徑小於7nm時，差排將剪切Ti碳化物並通過Ti碳化物。因此，循環變形時未能藉由Ti碳化物阻礙差排之運動，疲勞強度下降。又，Ti碳化物之圓等效粒徑大於20nm時，Ti碳化物之個數(密度)下降。因此，循環變形時未能藉由Ti碳化物阻礙差排之運動，疲勞強度下降。

因此，儘量使固溶Ti與C結合，增加Ti碳化物之量，相對於Ti碳化物全體，增加具7nm~20nm圓等效粒徑的Ti碳化物比例，對提高疲勞強度係為重要。

以下，說明本發明之一實施形態之熱軋鋼板。 首先，詳細地說明本實施形態之熱軋鋼板的化學組成。再者，各元素含量之%係質量%之意。

(C：0.030%以上，小於0.075%) C係生成麻田散鐵之重要元素。又，C可與Ti結合生成提高肥粒鐵強度之Ti碳化物。為充分地生成麻田散鐵，C量需為0.030%以上。C量以0.035%以上或0.040%以上為佳。但，C量為0.075%以上時，麻田散鐵量過多，擴孔性下降。因此，C量需小於0.075%。C量以0.070%以下、0.065%以下、或0.060%以下為佳。

(Mn：0.5%~2.0%) Mn係提高肥粒鐵之強度及淬火性的重要元素。為提高淬火性生成麻田散鐵，Mn量需為0.5%以上。Mn量以0.6%以上、0.7%以上、或0.8%以上為佳，更佳者是0.9%以上或1.0%以上。但，Mn量大於2.0%時，未能充分地生成肥粒鐵。因此，Mn量之上限為2.0%。Mn量以1.9%以下、1.8%以下、1.7%以下、或1.6%以下為佳，更佳者是1.5%以下或1.4%以下。

(P：0%~0.040%) P係雜質元素，大於0.040%時熔接部將顯著地脆化，故限制P量為0.040%以下。P量以0.030%以下或0.020%以下為佳，較佳者是0.015%以下。並未特別限定P量之下限，但減少P量至小於0.0001%時經濟性不佳。因此，由製造成本之觀點來看，以將P量設為0.0001%以上為佳。

(S：0%~0.0100%) S係雜質元素，因對熔接性或鑄造時及熱軋時之製造性造成不良影響，故限制S量為0.0100%以下。又，鋼過剩地含有S時，將形成粗大之MnS，擴孔性下降。因此，為提升擴孔性，以減少S量為佳。由如此之觀點來看，以將S量設為0.0060%以下或0.0050%以下為佳，以設為0.0040%以下較佳。並未特別限定S之下限，但減少S量至小於0.0001%時經濟性不佳。因此，以將S量設為0.0001%以上為佳。

(Si+Al：0.08%~0.40%) Si及Al係透過肥粒鐵之強化、肥粒鐵之生成及麻田散鐵中之碳化物析出對強度造成影響的重要元素。為生成90面積%以上之肥粒鐵，Si與Al之合計量需為0.08%以上。再者，為更加增加肥粒鐵量，Si與Al之合計量以0.20%以上為佳，以0.30%以上較佳。另一方面，Si與Al之合計量大於0.40%時，將抑制麻田散鐵中鐵碳化物之析出。因此，減少小於8GPa硬度之麻田散鐵粒個數，且後述之(N1/N2)大於1.2，擴孔性下降。因此，Si與Al之合計量為0.40%以下。再者，為更加提高擴孔性，Si與Al之合計量以0.30%以下為佳，以0.20%以下較佳。如此，將Si與Al之合計量設為0.08%~0.40%之範圍內係為重要。於降低製鋼成本時，Si量以0.05%以上為佳，Al量以0.03%以上為佳。由以上可知Si量需為0.40%以下，以0.37%以下為佳。又，Al量需為0.40%以下，以0.35%以下為佳。又，為使鋼板之表面組織更為良好，Si量以0.20%以下為佳，Al量以0.10%以下為佳。

(N：0%~0.0100%) 　N係雜質元素。N量大於0.0100%時，將形成粗大之氮化物使彎曲性或擴孔性劣化。因此，限制N量為0.0100%以下。又，N量增加時，因熔接時產生氣孔之機率升高，故以減少N量為佳。由如此之觀點來看，N量以0.0090%以下、0.0080%以下、或0.0070%以下為佳，以0.0060%以下、0.0050%以下、或0.0040%以下較佳。並未特別限定N量之下限，但將N量設為小於0.0005%時，製造成本將大幅地上升。因此，以將N量設為0.0005%以上為佳。

(Ti：0.020%~0.150%) Ti係形成碳化物，強化肥粒鐵之重要元素。Ti量低於0.020%時因肥粒鐵之強度並不充分，故鋼板之強度不足。為彌補不足之強度而提高麻田散鐵之面積率時拉伸下降。因此，Ti量需為0.020%以上。為更加強化肥粒鐵，Ti量以0.030%以上為佳，以0.040%以上較佳。特別是，為優先地提高抗拉強度，Ti量以0.070%以上、0.080%以上、0.090%以上、或0.100%以上特佳。另一方面，Ti量大於0.150%時，因肥粒鐵過剩地強化，拉伸大幅地下降，故限制Ti量為0.150%以下。Ti量以0.140%以下或0.130%以下為佳。特別於為儘量維持拉伸時， Ti量以小於0.070%或0.060%以下為佳。

本實施形態之熱軋鋼板的基本化學組成係由以上之元素(必需元素)、雜質(雜質元素)、及剩餘部分之Fe所構成。本實施形態之熱軋鋼板亦可更含有下述元素(任意元素)。換言之，可將基本化學組成中剩餘部分之Fe的一部分取代成選自於由0%~0.06%之Nb、0%~1.0%之Mo、0%~1.00%之V、0%~1.0%之W、0%~0.005%之B、0%~1.2%之Cu、0%~0.80%之Ni、0%~1.5%之Cr、0%~0.005%之Ca、0%~0.050%之REM所構成群組中之至少1種。

本實施形態之熱軋鋼板中Nb量亦可為0%~0.06%。

(Nb：0%~0.06%) Nb係與肥粒鐵之析出強化相關的元素。Nb量大於0.06%時，肥粒鐵變態之開始溫度或速度大幅地下降，肥粒鐵變態未能充分地進行，故拉伸劣化。因此，Nb量以0.06%以下為佳，以0.05%以下、0.04%以下、0.03%以下、或0.02%以下較佳。為強化肥粒鐵，Nb量以0.005%以上為佳，以0.010%以上較佳。即使Nb量小於0.005%，Nb仍不會對鋼板特性造成不良影響。因此，Nb量可為0%，亦可小於0.005%。

本實施形態之熱軋鋼板亦可含有選自於由0%~1.0%之Mo、0%~1.00%之V、0%~1.0%之W所構成群組中之至少1種。換言之，本實施形態之熱軋鋼板中Mo量亦可為0%~1.0%、V量亦可為0%~1.00%、W量亦可為0%~1.0%。

(V：0%~1.00%、W：0%~1.0%、Mo：0%~1.0%) V、Mo、W係提高鋼板強度之元素。為更加提高鋼板強度，鋼板以包含選自於由0.02%~1.00%之V、0.05%~1.0%之Mo、0.1%~1.0%之W所構成群組中之至少1種為佳。即使V量小於0.02%、Mo量小於0.05%、W量小於0.1%，V、Mo、W仍不會對鋼板特性造成不良影響。因此，V量可為0%，亦可小於0.02%。又，Mo量可為0%，亦可小於0.05%。W量可為0%，亦可小於0.1%。但，V量、Mo量、W量過剩時有成形性劣化的情形。因此，以V量為1.00%以下、W量為1.0%以下、Mo量為1.0%以下為佳。

本實施形態之熱軋鋼板亦可含有選自於由0%~0.005%之B、0%~1.2%之Cu、0%~0.80%之Ni、0%~1.5%之Cr所構成群組中之至少1種。換言之，本實施形態之熱軋鋼板中B量亦可為0%~0.005%、Cu量亦可為0%~1.2%、Ni量亦可為0%~0.80%、Cr量亦可為0%~1.5%。

(Cr：0%~1.5%、Cu：0%~1.2%,Ni：0%~0.80%、B：0%~0.005%) 為更加提高鋼板強度，鋼板亦可含有選自於由0.01%~1.5%之Cr、0.1%~1.2%之Cu、0.05%~0.80%之Ni、0.0001%~0.005%之B所構成群組中之至少1種。即使Cr量小於0.01%、Cu量小於0.1%、Ni量小於0.05%、B量小於0.0001%，Cr、Cu、Ni、B仍不會對鋼板特性造成不良影響。因此，Cr量可為0%，亦可小於0.01%。又，Cu量可為0%，亦可小於0.1%。Ni量可為0%，亦可小於0.05%。B量可為0%，亦可小於0.0001%。但，Cr量、Cu量、Ni量、B量過剩時有成形性劣化的情形。因此，以Cr量為1.5%以下、Cu量為1.2%以下、Ni量為0.80%以下、B量為0.005%以下為佳。

本實施形態之熱軋鋼板亦可含有選自於由0%~0.005%之Ca、0%~0.050%之REM所構成群組中之至少1種。換言之，本實施形態之熱軋鋼板中Ca量亦可為0%~0.005%、REM量亦可為0%~0.050%。

(Ca：0%~0.005%、REM：0%~0.050%) Ca及REM係有效控制氧化物或硫化物之形態的元素。因此，鋼板亦可含有選自於由0.0005%~0.050%之REM、0.0005%~0.005%之Ca所構成群組中之至少1種。Ca量或REM量過剩時有損害成形性之情形。因此，REM量之上限為0.050%、Ca量之上限為0.005%。Ca量可為0%，亦可小於0.0005%。REM量可為0%亦可小於0.0005%。 　本發明中REM係指鑭系之元素。REM多作為稀土金屬合金添加於鋼中。因此，鋼板多含有2種以上選自於La或Ce等鑭系元素。鋼中亦可添加金屬La或Ce取代稀土金屬合金。

本實施形態之熱軋鋼板中，前述元素以外之剩餘部分係由Fe及雜質所構成，但鋼板亦可於不損及本發明效果之範圍內含有微量之其他元素。

以下，詳細地說明本實施形態之熱軋鋼板的金屬組織。

肥粒鐵係確保拉伸方面最重要之組織。因肥粒鐵之面積率小於90%時未能實現高之拉伸，故肥粒鐵之面積率係90%以上。肥粒鐵之面積率以91%以上、92%以上、或93%以上為佳。但，肥粒鐵之面積率大於98%時因麻田散鐵之面積率變少，故未能藉由麻田散鐵充分地提高鋼板強度。結果，例如以析出強化等其他方法彌補不足之強度時，均一拉伸將下降。因此，肥粒鐵之面積率需為98%以下。肥粒鐵之面積率以97%以下、96%以下、或95%以下為佳。

麻田散鐵係實現高強度及高擴孔性方面重要之組織。因麻田散鐵之面積率小於2%時強度並不充分，故麻田散鐵之面積率為2%以上。麻田散鐵之面積率以3%以上或4%以上為佳。另一方面，麻田散鐵之面積率大於10%時，即使控制麻田散鐵之內部組織仍未能顯現高擴孔性。因此，麻田散鐵之面積率係10%以下。麻田散鐵之面積率以9%以下或8%以下為佳。

又，如上述，硬度10.0GPa以上之麻田散鐵粒的變形能低，極容易形成孔隙。因此，硬度為10.0GPa以上之麻田散鐵粒對全麻田散鐵粒的比例以越低越佳。具體而言，需限制相對於全麻田散鐵粒之10.0GPa以上之麻田散鐵粒的個數比例(個數密度)為10%以下。該10.0GPa以上之麻田散鐵粒的個數比例以5%以下為佳，亦可為0%。

此外，硬度為8.0GPa以上，小於10.0GPa之麻田散鐵粒個數N1對硬度小於8.0GPa之麻田散鐵粒個數N2的比(N1/N2)需為0.8~1.2。(N1/N2)大於1.2時，容易自麻田散鐵粒生成孔隙，擴孔性下降。另一方面，(N1/N2)小於0.8時，軟質之麻田散鐵比例變高，強度不足。然而，為彌補該強度不足而提高麻田散鐵之面積率時，擴孔性或拉伸下降。為更加穩定地提高擴孔性，(N1/N2)以1.1以下為佳。為更加穩定地提高強度，(N1/N2)以0.9以上為佳。

此外，本實施形態之熱軋鋼板中，只要變韌鐵及波來鐵之面積率分別為3%以下的話，剩餘部分之金屬組織亦可含有變韌鐵及波來鐵。變韌鐵及波來鐵之分率(面積率×面積分率)以越少越佳。又，如由後述測量方法可知，因可將肥粒鐵之面積率、麻田散鐵之面積率、波來鐵之面積率及變韌鐵之面積率的合計視為100%，故麻田散鐵之面積率、波來鐵之面積率及變韌鐵之面積率的合計係2~10%。

波來鐵將使擴孔性劣化。因此，波來鐵之分率以越少越佳，亦可為0%。但，波來鐵之面積率為3%以下時，波來鐵對擴孔性造成之影響小，故波來鐵之面積率可為3%以下。因此，波來鐵之面積率係0%~3%。為更確實地提高擴孔性，以限制波來鐵之面積率為2%以下或1%以下為佳。

又，剩餘部分之金屬組織除了波來鐵以外亦可存在變韌鐵。因變韌鐵可提高鋼板之強度，變形能亦優異，故不會使鋼板之擴孔性下降。然而，變韌鐵達成之鋼板強度的增加量較麻田散鐵達成之鋼板強度的增加量小。因此，本實施形態之熱軋鋼板不需包含變韌鐵，變韌鐵之面積率亦可為0%。變韌鐵之面積率為3%以上時強度並不充分。因此，變韌鐵之面積率係0%~3%。為更確實地提高強度及擴孔性，以限制變韌鐵之面積率為2%以下或1%以下為佳。

此處，肥粒鐵、麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵之面積率可藉由光學顯微鏡觀察金屬組織，識別視野(觀察區域)內之肥粒鐵、麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵後得到。該觀察用試樣係擷取以鋼板之軋延方向上距離邊緣1m以上，且自相當於鋼板之寬度中心的位置與鋼板之軋延方向平行之板厚截面(包含板厚全體之截面)作為表面(觀察面)。研磨該擷取試樣之表面(觀察面)並以硝太蝕劑試劑、里培拉(LePera)試劑蝕刻，準備2種觀察用試樣。利用光學顯微鏡之觀察區域係觀察面之自鋼板表面起僅距離板厚1/4之板厚方向的區域(1/4厚度區域)。藉由對該觀察區域之影像進行影像處理，測量肥粒鐵、波來鐵及麻田散鐵之面積分率。再者，定義肥粒鐵、波來鐵及麻田散鐵以外之區域(剩餘部分)為變韌鐵。換言之，變韌鐵之面積率可藉由自100減去肥粒鐵之面積率、麻田散鐵之面積率、波來鐵之面積率算出。光學顯微鏡之倍率係500倍，觀察區域係5視野。各組織(肥粒鐵、麻田散鐵、波來鐵、變韌鐵)之面積率係將由5視野所得之各面積率平均後得到。

又，麻田散鐵之硬度藉由可以mN刻度控制壓痕負載的奈米壓痕法測量。可以與前述觀察用試樣相同之方法擷取測量試樣。該測量試樣中，以砂紙研磨與鋼板之軋延方向平行的截面(包含板厚全體之截面)後，以膠體二氧化矽化學研磨，更為了去除加工層而進行電解研磨。奈米壓痕法(壓痕試驗)中使用角錐(Berkovich)型壓痕器，壓痕負載係500mN。利用奈米壓痕法之測量區域係自鋼板表面起僅距離板厚1/4之板厚方向的區域(1/4厚度區域)。測量之麻田散鐵粒個數係30個以上。例如，測量之麻田散鐵粒個數係30~60個。並未特別限定測量之麻田散鐵粒個數的上限。只要增加麻田散鐵之個數至測量到即使個數增加結果仍不會變動的話，於統計上係為充分。 將經測量之麻田散鐵粒以硬度來分成3種，並以該3種階級之預定個數比例(具10.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒的個數比例、及具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數對具小於8.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數的比)評價麻田散鐵之內部組織。例如，測量自鋼板表面起僅距離板厚1/4之板厚方向的區域(1/4厚度區域)內之40~50個麻田散鐵粒的硬度，並將該等麻田散鐵粒分類成具小於8.0GPa硬度之麻田散鐵粒、具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒、具10.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒，計算各階級所含之麻田散鐵粒的個數。計算自各階級之麻田散鐵粒個數具10.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒的個數比例、及具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數對具小於8.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數的比。

以下，詳細地說明本實施形態一變形例之熱軋鋼板。本變形例滿足前述實施形態之全部要件，本變形例中，更如下地控制金屬組織中的Ti碳化物。

Ti氮化物及Ti硫化物均於較Ti碳化物高溫下生成。因此，未能將鋼中全部之Ti有效地作為Ti碳化物利用。於是，以藉由下述式(2)所計算之Tief(質量%)定義可有效作為Ti碳化物利用的Ti量。下述式(2)中，[Ti]顯示Ti之量(質量%)、[N] 顯示N之量(質量%)、[S] 顯示S之量(質量%)。

Tief=[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S] (2)

Ti碳化物係更加提高疲勞強度之重要析出物。因此，為賦與鋼板優異之疲勞強度，作為Ti碳化物存在之Ti的質量%(與C結合之Ti量)至少需為藉由前述式(2)所計算之Tief的40%以上(0.4倍以上)。因此，為提高疲勞強度，作為Ti碳化物存在之Ti的質量%以Tief的40%以上為佳，以45%以上(0.45倍以上)較佳。作為Ti碳化物存在之Ti的質量%小於藉由前述式(2)所計算之Tief的40%時，因未能充分地導出具7nm~20nm圓等效粒徑的Ti碳化物賦與疲勞強度之效果，故未能賦與鋼板優異之疲勞強度。

又，如上述，具7nm~20nm圓等效粒徑的Ti碳化物可提高熱軋鋼板之疲勞強度。另一方面，具小於7nm之圓等效粒徑的Ti碳化物及具大於20nm之圓等效粒徑的Ti碳化物幾乎未能提高疲勞強度。圖1係顯示相對於Ti碳化物全體，7~20nm之Ti碳化物比例與(c-YP)/YP關係之一例的圖。該圖1中之數據除了相對於Ti碳化物全體之7~20nm之Ti碳化物比例以外，滿足本變形例之條件。如圖1所示，相對於全部之Ti碳化物之合計質量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物的合計質量比例為50%以上時，因Ti碳化物提高疲勞強度，故循環降伏應力(c-YP)對降伏強度(YP)的比例可提高至0.90以上。因此，為賦與鋼板優異之疲勞強度，相對於全部之Ti碳化物之合計質量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物的合計質量比例亦需為50%以上。因此，相對於全部之Ti碳化物之合計質量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物的合計質量比例以50%以上為佳。相對於全部之Ti碳化物之合計質量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物的合計質量比例小於50%時，因具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物賦與疲勞強度之效果並不充分，故未能賦與鋼板優異之疲勞強度。

因此，作為Ti碳化物存在之Ti的質量%係Tief之40%以上，且相對於全部之Ti碳化物之合計質量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物之合計質量的比例為50%以上時，可將循環降伏應力(c-YP)對降伏強度(YP)的比例提高至0.90以上。

藉由如以下之方法決定作為Ti碳化物存在之Ti的質量%。藉由電解熔解預定量之鋼板，並藉由定量殘渣中之Ti重量決定析出物中之Ti總重量。又，自經熔解之鋼板重量與鋼板中之氮質量%算出經熔解之鋼板中所含的氮之總重量，並藉由將該氮之總重量乘以48/14決定TiN中之Ti總重量。藉自析出物中之Ti總重量扣除Ti氮化物(TiN)中之Ti總重量，得到Ti碳化物中之Ti總重量後，自該Ti碳化物中之Ti總重量與經熔解之鋼板重量計算作為Ti碳化物存在之Ti的質量%。

藉由如以下之方法決定相對於全部之Ti碳化物之合計質量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物之合計質量的比例。自使用3D-AP(三維原子探針)所得之元素分布影像於10mm×10mm之區域中選擇至少20處。各區域中，將含有Ti及C之粒子識別成Ti碳化物，測量具1nm~100nm圓等效粒徑之Ti碳化物的圓等效粒徑。於測量Ti碳化物之圓等效粒徑時，為提高精度，可對應Ti碳化物之圓等效粒徑及有效位數適當地選擇元素分布影像的倍率。由所得之粒度分布及Ti碳化物密度，計算相對於具1nm~100nm圓等效粒徑之Ti碳化物重量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物重量的比例，並將該比例視為相對於全部之Ti碳化物之合計質量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物之合計質量的比例。

藉由如以下之方法決定循環降伏應力(c-YP)。為得到覆變次數與對應該覆變次數之最大應力間的關係，於低週期疲勞試驗中以0.4%/s之應變速度、0.2%之應變振幅對試驗片施加重覆載重，至圖2所示之試驗片斷裂為止。亦以0.3%、0.5%、0.8%、1.0%之應變振幅實施該低週期疲勞試驗。之後，由各應變振幅之試驗結果決定對應斷裂時之覆變次數一半之覆變次數的最大應力，得到應變振幅與最大應力之關係(循環應力應變曲線)。如圖3所示，於應變0.2%、應力0MPa之點插入具楊氏模數傾斜的直線，求得該直線與循環應力應變曲線的交點。決定該交點之應力為循環降伏應力(c-YP)。

於以上說明之實施形態及其變形例之熱軋鋼板的表面，亦可具有進行利用有機皮膜形成、薄膜積層、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理、鍍敷處理等之表面處理所得的1個或1個以上之表面層(表面皮膜)。即使於熱軋鋼板具有該等表面層，仍不會阻礙且可充分地得到本發明效果。

前述實施形態及其變形例之熱軋鋼板的抗拉強度，宜依據熱軋鋼板中之Ti量來提高抗拉強度，故以將抗拉強度設為500MPa以上且(2500×([Ti]-0.02)+500)MPa以上為佳。同樣地，抗拉強度與拉伸之積以(13000×[Ti]+15000)MPa×%以上為佳，抗拉強度與擴孔性之積以70000MPa%以上為佳。此處，[Ti]顯示Ti之量(質量%)。

以下，說明前述實施形態及其變形例之熱軋鋼板的製造方法。

熱軋延前之製造方法除了將鋼熔製成熔鋼之化學組成於前述實施形態之熱軋鋼板之化學組成範圍內以外，並未特別限定。換言之，首先藉由通常方法熔製鋼，再將熔鋼之化學組成調整至上述化學組成的範圍內並鑄造，即可製造鋼片。由生產性之觀點來看，以藉由連續鑄造鑄造為佳。

接著，於熱軋延前加熱具本實施形態之化學組成的鋼片(扁鋼胚)。扁鋼胚加熱溫度為1150℃以上時，因可充分地熔體化Ti碳化物，故最終軋延後之冷卻中可得微細之Ti碳化物，可更加提高強度及疲勞強度。因此，扁鋼胚加熱溫度以1150℃以上為佳。並未特別限定扁鋼胚加熱溫度之上限。然而，為降低製造成本，扁鋼胚加熱溫度以1300℃以下為佳。又，熱軋延前未必需要加熱扁鋼胚。例如，亦可於維持經鑄造之扁鋼胚溫度為1150℃以上的情況下將扁鋼胚直接送至熱軋延機熱軋延。

扁鋼胚加熱後，於熱軋延步驟中進行粗軋延與最終軋延。 粗軋延結束溫度為1000℃以上時，因可抑制不會提高強度之Ti碳化物利用沃斯田鐵域之應變誘發而析出，故可確保於之後步驟中析出可提高強度之Ti碳化物所必要之充分量的固溶Ti。因此，粗軋延結束溫度以1000~1300℃為佳。較佳者是粗軋延之結束溫度係1050℃以上或1080℃以上。 最終軋延結束溫度係850~1000℃。最終軋延結束溫度大於1000℃時，藉由再結晶之沃斯田鐵(g)的粒徑增加，肥粒鐵之成核位置減少，大幅地延遲肥粒鐵變態。結果，肥粒鐵之面積率下降，未能確保充分之拉伸。因此，最終軋延結束溫度係1000℃以下。又，為穩定地提高拉伸，最終軋延結束溫度以950℃以下為佳。另一方面，最終軋延結束溫度小於850℃時，將於下次之第一次冷卻前開始肥粒鐵變態，第一次冷卻中之肥粒鐵變態的驅動力下降。因此，即使加快第一次冷卻之冷卻速度，到達沃斯田鐵粒內之碳的濃縮之第一次冷卻效果並不充分。結果，具8.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒減少，(N1/N2)小於0.8，強度不足。因此，最終軋延結束溫度係850℃以上。 如此，熱軋延步驟中於粗軋延後進行最終軋延，並於850~1000℃之溫度域中結束最終軋延。

最終軋延後，依序進行第一次冷卻、第二次冷卻、第三次冷卻、第四次冷卻及捲取。 最終軋延後，自最終軋延結束溫度至第二次冷卻開始溫度之前進行第一次冷卻。該第一次冷卻中，自最終軋延結束溫度至第二次冷卻開始溫度的平均冷卻速度(第一次冷卻速度)係20℃/s以上。 此處，為於相同金屬組織內形成具各種硬度之麻田散鐵粒，控制各麻田散鐵粒所含之碳量係為有效。 於沃斯田鐵變態成肥粒鐵時，藉由碳自肥粒鐵移動至沃斯田鐵，麻田散鐵變態前沃斯田鐵中之碳量將會升高。肥粒鐵變態進行時，因沃斯田鐵將被肥粒鐵切斷而孤立，故碳變得無法於沃斯田鐵粒間移動。沃斯田鐵粒內之碳量藉由沃斯田鐵粒周圍產生之肥粒鐵變態的溫度變化。因此，於相同金屬組織內藉使肥粒鐵變態溫度變動，並使肥粒鐵變態率局部地變動，可於相同金屬組織內得到各種碳量之沃斯田鐵粒。麻田散鐵因係沃斯田鐵變態後所得，故結果可得硬度範圍廣之麻田散鐵粒。

藉由將第一次冷卻速度控制為20℃/s以上，可得各種硬度之麻田散鐵粒。該第一次冷卻中於大範圍之溫度域中產生肥粒鐵變態，藉由該溫度域，沃斯田鐵粒內之碳量，即濃縮至沃斯田鐵粒內之碳量變化。結果，可得包含各種量之碳的沃斯田鐵粒，由該等沃斯田鐵粒可得各種硬度之麻田散鐵粒。 第一次冷卻速度小於20℃/s時，肥粒鐵變態將僅於高溫域中進行。結果，因肥粒鐵變態之驅動力小，故肥粒鐵變態之速度慢，沃斯田鐵粒之一半以上均被碳量低的沃斯田鐵粒所佔據。因此，具8.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒減少，(N1/N2)小於0.8，強度不足。 再者，為提高鋼板強度而增加8.0~10.0GPa之麻田散鐵粒量時，第一次冷卻速度以30℃/s以上或40℃/s以上為佳。

第一次冷卻後，於600~750℃之一部分區域間進行第二次冷卻。換言之，第二次冷卻開始溫度(第一次冷卻停止溫度)係大於600℃且750℃以下之溫度。第二次冷卻開始溫度大於750℃時，肥粒鐵變態之驅動力減少，因肥粒鐵之面積率小於90%，故拉伸下降。又，為使作為Ti碳化物存在之Ti質量%為Tief的40%以上，第二次冷卻開始溫度需為750℃以下。另一方面，第二次冷卻開始溫度為600℃以下時，因變韌鐵之面積率大於3%、或肥粒鐵之面積率小於90%，故拉伸下降。又，第二次冷卻開始溫度越低，Ti碳化物之圓等效粒徑變得越小，微細之Ti碳化物的量增加。因此，為限制具小於7nm之圓等效平均徑的Ti碳化物量，將相對於全部之Ti碳化物之合計質量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物的合計質量比例增加至50%以上，第二次冷卻開始溫度需為670℃以上。因此，為得到優異之疲勞強度，以第二次冷卻開始溫度為670℃~750℃為佳。再者，第二次冷卻結束溫度(第三次冷卻開始溫度)係600℃以上且小於第二次冷卻開始溫度。

第二次冷卻之平均冷卻速度係10℃/s以下，第二次冷卻時間係2~10秒。平均冷卻速度大於10℃/s、或第二次冷卻時間小於2秒時，肥粒鐵之面積率下降，拉伸劣化。又，為將作為Ti碳化物存在之Ti的質量%設為Tief之40%以上，第二次冷卻時間需為2秒以上。另一方面，第二次冷卻時間大於10秒時，波來鐵之面積率增加，擴孔性劣化。為更穩定地得到拉伸，第二次冷卻時間以3秒以上或5秒以上為佳。為更穩定地得到擴孔性，第二次冷卻時間以9秒以下或7秒以下為佳。第二次冷卻結束溫度係開始第二次冷卻後至經過第二次冷卻時間之時點的溫度，由第二次冷卻開始溫度、第二次冷卻之平均冷卻速度及第二次冷卻時間計算。

再者，如以上說明地僅控制熱軋延、第一次冷卻及第二次冷卻未能得到所期之金屬組織。即，更加控制第二次冷卻後之冷卻(第三次冷卻、第四次冷卻)即可得所期之金屬組織。

第二次冷卻後進行第三次冷卻。該第三次冷卻中以大於80℃/s之平均冷卻速度於第二次冷卻結束溫度至400℃之溫度域中冷卻鋼板，由碳量低之沃斯田鐵生成麻田散鐵。該溫度域中，因碳之擴散速度大，故平均冷卻速度為80℃/s以下時，將於短時間內生成、成長碳化物，麻田散鐵顯著地軟質化。結果，N1/N2下降至小於0.8，強度並不充分。再者，並未特別限定第三次冷卻速度之上限。為提高冷卻停止溫度之精度，以將第三次冷卻速度設為200℃/s以下為佳。

第三次冷卻後進行第四次冷卻。該第四次冷卻中，以30~80℃/s之平均冷卻速度於400℃至100℃之溫度域中冷卻鋼板。該100~400℃之範圍中由碳量高之沃斯田鐵生成麻田散鐵。低溫度範圍中平均冷卻速度大於80℃/s時，未能充分地生成碳化物。因此，硬度10.0GPa以上之麻田散鐵粒的個數比例為10%以上，容易形成孔隙，故擴孔性下降。另一方面，第四次冷卻速度小於30℃/s時，將析出過剩之碳化物，麻田散鐵粒軟化，故N1/N2下降至小於0.8，強度並不充分。為更加限制硬度10.0GPa以上之麻田散鐵粒量，更穩定地提高擴孔性，第四次冷卻速度以70℃/s以下為佳。又，為更加提高硬度8.0GPa以上，小於10.0GPa之麻田散鐵量，更加提高強度，第四次冷卻速度以50℃/s以上為佳。第四次冷卻後捲取熱軋鋼板。因此，捲取溫度係100℃以下。

藉由前述實施形態之熱軋鋼板之製造方法可製造前述實施形態之熱軋鋼板。

又，視需要亦可進行利用有機皮膜形成、薄膜積層、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等之表面處理。 【實施例】

以下，一面舉本發明之實施例，一面更加說明本發明之技術內容。再者，以下所示之實施例的條件係用以確認本發明之可實施性及效果而使用的一條件例，本發明並未受該一條件例所限定。又，只要不脫離本發明之要旨，並可達成本發明之目的的話，可使用各種條件來得到本發明。

熔解具表1所示之化學成分的鋼，鑄造後得到鋼片。熱軋延中將所得之鋼片進行加熱後粗軋延及最終軋延至1150℃。粗軋延結束溫度係1000℃，最終軋延結束溫度(FT)係表2~4所示之溫度。之後，以表2~4所示之條件進行第一次冷卻(最終軋延結束溫度至第二次冷卻開始溫度之冷卻)、第二次冷卻(開始第二次冷卻後至經過第二次冷卻時間之冷卻)、第三次冷卻(第二次冷卻結束溫度至400℃之冷卻)及第四次冷卻(400℃至100℃之冷卻)，捲取鋼板。熱軋鋼板之板厚係3.2mm。再者，表2~4中「第一次冷速」係顯示最終軋延結束溫度(FT)至第二次冷卻開始溫度之溫度域的平均冷卻速度。「第二次冷速」係顯示開始第二次冷卻後至經過第二次冷卻時間之平均冷卻速度。「第三次冷速」係顯示第二次冷卻結束溫度至400℃之溫度域的平均冷卻速度。「第四次冷速」係顯示400℃至100℃之溫度域的平均冷卻速度。表1中，於未滿足上述實施形態所示之必需條件的欄位標上底線。表2~4中，於未滿足上述製造方法所示之必需條件的欄位標上底線。

【表1】

【表2】

【表3】

【表4】

使用光學顯微鏡如下地識別微觀組織。由所得之熱軋鋼板(No.A-1~No.O-1及No.a-1~n-1)擷取試樣，研磨與軋延方向平行之板厚截面，並以試劑蝕刻研磨面。試劑中使用硝太蝕劑試劑與里培拉試劑，準備經硝太蝕劑試劑蝕刻研磨面之試樣與經里培拉試劑蝕刻研磨面之試樣。以倍率500倍藉由光學顯微鏡觀察經硝太蝕劑試劑蝕刻之試樣的1/4厚度區域，拍攝5個區域(視野)之照片。藉由該照片之影像解析求出肥粒鐵之面積率、波來鐵之面積率。又，以倍率500倍藉由光學顯微鏡觀察經里培拉 試劑蝕刻研磨面之試樣的1/4厚度區域，拍攝5個區域(視野)之照片。藉由該照片之影像解析求出麻田散鐵的面積率。變韌鐵之面積率係藉由100減去肥粒鐵之面積率、波來鐵之面積率、麻田散鐵之面積率後求出。

又，對所得之熱軋鋼板(No.A-1~No.O-1及No.a-1~No.n-1)進行以下之特性評價。

對JIS Z 2201所揭示之5號試驗片進行依據JIS Z 2241之拉伸試驗，評價降伏應力(YP)、抗拉強度(TS)、拉伸(El)。自鋼板之板寬度方向的邊緣相距板寬度之1/4距離的位置擷取試驗片，使試驗片之長度方向與垂直於軋延方向之方向(板寬度方向)一致。又，抗拉強度(TS)為500MPa以上且(2500×([Ti]-0.02)+500)MPa以上時，評價鋼板強度充分。表8~10中，於評價鋼板強度不充分之欄位標上底線。抗拉強度(TS)與拉伸(El)之積(TS×El)為(13000×[Ti]+15000)MPa×%以上時，評價鋼板之拉伸充分。表8~10中，於評價鋼板之拉伸不充分的欄位標上底線。

依據日本鐵鋼連盟規格JFST1001-1996中記載之擴孔試驗方法進行擴孔試驗，評價擴孔值(l)。抗拉強度(TS)與擴孔值(l)之積(TS×l)為70000MPa%以上時，評價鋼板之擴孔性充分。表8~10中，於評價鋼板之擴孔性不充分的欄位標上底線。

本實施例中藉由奈米壓痕法求出麻田散鐵粒之硬度。具體而言，以砂紙研磨被測鋼與軋延方向平行之板厚截面後，利用膠體二氧化矽化學研磨，更進行電解研磨以去除加工層。奈米壓痕法中，使用角錐型壓痕器，且對研磨面之壓痕負載係500mN。壓痕尺寸係直徑0.1mm以下。 本實施例中測量40~50個1/4厚度區域的麻田散鐵粒，並將該等麻田散鐵粒分類成小於8.0GPa之硬度範圍、8.0GPa以上，小於10.0GPa(8.0~10.0GPa)之硬度範圍、及10.0GPa以上之硬度範圍3類。自各分類之麻田散鐵粒個數算出具10.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒的個數比例(個數密度)(%)、及具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數N1對具小於8.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數N2的比。表5~10中，「＞10GPa」表示具10.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒的個數比例(%)。又，「個數比N1/N2」表示具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數N1對具小於8.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數N2的比。

本實施例中，藉由電解自鋼板之板寬度方向的邊緣相距板寬度之1/4距離的位置擷取試樣，使其熔解於預定量電解液中。自電解液全量回收殘渣，並藉由化學分析定量該殘渣中之Ti重量，決定析出物中之Ti總重量。又，自經熔解之鋼板重量與鋼板中之氮質量%算出經熔解之鋼板中所含的氮之總重量，並藉由將該氮之總重量乘以48/14決定TiN中之Ti總重量。藉自析出物中之Ti總重量扣除Ti氮化物(TiN)中之Ti總重量，得到Ti碳化物中之Ti總重量後，自該Ti碳化物中之Ti總重量與經熔解之鋼板重量計算作為Ti碳化物存在之Ti的質量%。

又，藉由3D-AP分析自鋼板之板寬度方向之邊緣相距板寬度之1/4距離的位置擷取針狀試樣，得到元素分布影像。將該元素分布影像之10mm×10mm區域中的含有Ti及C之粒子識別成Ti碳化物，測量具1nm~100nm圓等效粒徑之Ti碳化物的圓等效粒徑。對合計20區域進行該測量，得到Ti碳化物之粒度分布，得到相對於全部之Ti碳化物之合計質量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物的合計質量比例。

於表5~10顯示藉由以上方法所得之鋼板組織及機械特性。表5~7中，於未滿足上述實施形態所示之必需條件的欄位標上底線。

【表5】

【表6】

【表7】

【表8】

【表9】

【表10】

於以下說明結果。

發明例之鋼板具有優異之拉伸、擴孔性及高強度。一部分之發明例中，第二次冷卻開始溫度係670~750℃，故鋼板之Ticar/Tief係40%以上，相對於Ti碳化物全體之7~20nm，Ti碳化物比例係50%以上。因此，該等發明例之鋼板不僅具優異之拉伸、擴孔性及高強度，亦具有優異之疲勞強度。

No.A-9及No.H-8中，因最終軋延結束溫度小於850℃，故鋼板之N1/N2小於0.8，強度不充分。 No.B-2及No.I-3中，因最終軋延結束溫度大於1000℃，故鋼板中肥粒鐵之面積率小於90%，拉伸不充分。 No.D-2及No.K-3中，因第一次冷卻速度小於20℃/s，故鋼板之N1/N2小於0.8，強度不充分。 No.A-3及No.I-7中，因第二次冷卻開始溫度大於750℃，故鋼板中肥粒鐵之面積率小於90%，拉伸不充分。 No.A-8及No.H-7中，因第二次冷卻速度大於10℃/s，故鋼板中肥粒鐵之面積率小於90%，拉伸不充分。 No.C-1及No.J-1中，因第二次冷卻時間小於2秒，故鋼板中肥粒鐵之面積率小於90%，拉伸不充分。 No.D-1及No.K-1中，因第二次冷卻時間大於10秒，故鋼板中波來鐵之面積率大於3%，擴孔性不充分。 No.A-10~A-14、No.B-4及No.I-5中，因第三次冷卻速度為80℃/s以下，故鋼板之N1/N2小於0.8，強度不充分。 No.E-2及No.L-2中，因第四次冷卻速度小於30℃/s，故鋼板之N1/N2小於0.8，強度不充分。 No.G-2及No.N-2中，因第四次冷卻速度大於80℃/s，故硬度為10.0GPa以上之麻田散鐵粒個數比例大於10%，擴孔性不充分。 No.a-1~n-1中，因鋼之化學組成不適當，故強度、拉伸、擴孔性之至少1者不充分。

(無)

圖1係顯示相對於Ti碳化物全體，7~20nm之Ti碳化物比例與(c-YP)/YP關係之一例的圖。 圖2係顯示低週期疲勞試驗之試驗片之尺寸及形狀的圖。 圖3係顯示自循環應力應變曲線決定循環降伏應力之方法的圖。

(無)

Claims (4)

1. 一種熱軋鋼板，特徵在於， 具有以下化學組成： 以質量%計， C：0.030%以上，小於0.075%、 Si+Al：0.08%~0.40%、 Mn：0.5%~2.0%、 Ti：0.020%~0.150%、 Nb：0%~0.06%、 Mo：0%~1.0%、 V：0%~1.00%、 W：0%~1.0%、 B：0%~0.005%、 Cu：0%~1.2%、 Ni：0%~0.80%、 Cr：0%~1.5%、 Ca：0%~0.005%、 REM：0%~0.050%、 P：0%~0.040%、 S：0%~0.0100%、 N：0%~0.0100%，且 剩餘部分係由Fe及雜質所構成， 並具有包含肥粒鐵與麻田散鐵之金屬組織； 前述金屬組織以面積%計，肥粒鐵係90%~98%、麻田散鐵係2%~10%、變韌鐵係0%~3%、波來鐵係0%~3%； 前述麻田散鐵中具10.0GPa以上硬度之麻田散鐵粒的個數比例係10%以下； 具8.0GPa以上，小於10.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數N1對具小於8.0GPa硬度之麻田散鐵粒個數N2的比N1/N2係0.8~1.2。
2. 如請求項第1項之熱軋鋼板，其中前述化學組成，以質量%計，含有選自於由Nb：0.005%~0.06%、Mo：0.05%~1.0%、V：0.02%~1.0%、W：0.1%~1.0%、B：0.0001%~0.005%、Cu：0.1%~1.2%、Ni：0.05%~0.8%、Cr：0.01%~1.5%、Ca：0.0005%~0.0050%、REM：0.0005%~0.0500%所構成群組中之至少1種。
3. 如請求項第1或2項之熱軋鋼板，其中作為Ti碳化物存在之Ti的質量%係藉由下述式(1)所計算之Tief的40%以上， Tief=[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S] (1)。
4. 如請求項第3項之熱軋鋼板，其中相對於全部之Ti碳化物之合計質量，具7nm~20nm圓等效粒徑之Ti碳化物的合計質量比例係50%以上。