TWI613298B

TWI613298B - 熱軋鋼板

Info

Publication number: TWI613298B
Application number: TW106111198A
Authority: TW
Inventors: Tatsuo Yokoi; Nobuo Yoshikawa; Shigeru Yonemura; Kazuya Ootsuka
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2017-03-31
Filing date: 2017-03-31
Publication date: 2018-02-01
Also published as: TW201837204A

Description

熱軋鋼板

本發明是關於熱軋鋼板。

使用在汽車的車體構造之鋼板，基於提高安全性及輕量化的觀點，是要求高強度化及高衝壓加工性。特別是為了將衝壓加工性提高，是要求在加工時可確保延性且在搭載於汽車時可確保耐撞擊性之高強度的鋼板。

作為這種鋼板，形成為含有殘留沃斯田鐵的混合組織之加工誘發變態型鋼板是已知的(例如，參照專利文獻1)。在以下的說明中，會有將加工誘發變態型鋼板稱為TRIP(Transformation Induced Plasticity)鋼板的情況。

再者，為了因應於近年之汽車輕量化及零件的複雜形狀化之要求，比以往具有更高的伸長率且局部延性優異之混合組織鋼板已被提出。例如，在專利文獻2提出一種鋼板，是在肥粒鐵相和硬質第二相(麻田散鐵、殘留沃斯田鐵)所組成的組織中，在熱軋後之冷卻時，在肥粒鐵相中讓合金碳化物析出而將肥粒鐵相予以強化。又在以下的說明中，像專利文獻2般之讓肥粒鐵等的軟質組織和麻田散鐵等的硬質組織均衡地分散而成之鋼材，也稱為DP(Dual Phase)鋼。

此外，在專利文獻3提出一種伸長率及局部延性優異之高強度鋼板，其使用析出強化肥粒鐵和殘留沃斯田鐵之混合組織，是在從沃斯田鐵往肥粒鐵的變態中在其相界面上，主是利用粒界擴散所產生的析出現象來控制析出分布而獲得析出強化肥粒鐵。

在專利文獻4揭示，衝緣(burring)加工性優異之抗拉強度540MPa以上的加工誘發變態型複合組織鋼板。在專利文獻5揭示，鋼捲(coil)內材質變動小之熱軋TRIP鋼、即材質均一性優異之高加工性熱軋高張力鋼板。在專利文獻6揭示一種鋼材，可抑制承受撞擊荷重時之裂痕發生，且能夠提供有效流動應力較高的撞擊吸收構件。在專利文獻7揭示一種DP鋼板，其為拉伸凸緣性(stretch flanging)、塗裝後耐蝕性、及凹痕(notch)疲勞特性優異之高強度複合組織熱軋鋼板。而且，在專利文獻8揭示一種擴孔性優異的高楊氏模量鋼板。

〔專利文獻1〕日本特開平10-158735號公報

〔專利文獻2〕日本特開2009-84648號公報

〔專利文獻3〕日本特開2011-225941號公報

〔專利文獻4〕日本特開2002-129286號公報

〔專利文獻5〕日本特開2001-152254號公報

〔專利文獻6〕日本特開2015-124411號公報

〔專利文獻7〕國際公開第2016/133222號

〔專利文獻8〕日本特開2009-19265號公報

隨著汽車的車體構造之複雜化、零件形狀的複雜化，汽車用鋼板的加工，不僅是以往的衝壓加工要素，像板鍛造等那樣變成將以往的衝壓加工要素與新的加工要素進行複合地組合。以往的衝壓加工要素是指，例如深引伸(deep drawing)加工、擴孔、鼓脹(bulge)成形加工、彎曲加工、引縮(ironing)加工等的要素。

然而，近年以板鍛造為代表的衝壓加工變成，對於前述以往的衝壓加工要素，為了進一步讓衝壓荷重分散而局部地施加壓縮荷重，還附加鍛造的加工要素、例如鐓鍛(upset)加工、增厚(厚壁化)加工等的加工要素。亦即，板鍛造成為一種具有複合加工要素的衝壓加工，除了包含像以往那樣將鋼板實施衝壓加工時的加工要素以外，還包含鍛造加工特有的加工要素。

藉由進行如此般的板鍛造，利用以往的衝壓加工，而一邊使鋼板的板厚維持原先的板厚、或一邊減厚(薄壁化)一邊讓鋼板變形而進行零件的成型，並在被施加局部地壓縮力而接受鍛造加工的部分，將鋼板的板厚予以增厚(厚壁化)，能以成為功能上必要的部位之鋼板板厚的方式效率良好地進行變形，而能確保零件的強度。

習知的TRIP鋼，在以往的衝壓加工呈現良好的成形性是已知的。然而，在以往的衝壓加工還包含鍛造加工的要素之成形方法、即板鍛造，已判明縱使在較低加工度下也可能在鋼板發生龜裂而導致斷裂。

亦即，在以往的衝壓加工，在發生板厚頸縮(necking，鋼板的板厚之減厚)的部分會產生衝壓裂痕，縱使是像板鍛造那樣不會發生板厚頸縮的加工中，已判明可能會在材料發生龜裂導致斷裂而無法獲得成品。

如此般板鍛造之龜裂發生的界限，是受鋼板之哪個性質所支配，要如何才能提昇，關於這些尚未明白。因此，要求一種TRIP鋼，可將以往的TRIP鋼之功能、即深引伸加工性、擴孔性、鼓脹成形加工性等的功能有效地活用，且縱使進行板鍛造加工也不會發生斷裂。

本發明是為了解決上述問題點而開發完成的，其目的是為了提供一種熱軋鋼板，可維持作為TRIP鋼之基本功能，並能讓被施加局部地壓縮力而接受鍛造加工的部分之裂痕界限提高而具有優異的板鍛造性。

本發明是為了解決上述問題而開發完成的，其主要內容是下述的熱軋鋼板。

(1)一種熱軋鋼板，其化學組成以質量%計係包含：C：0.07~0.22%、Si：1.00~3.20%、Mn：0.80~2.20%、Al：0.010~1.000%、N：0.0060%以下、P：0.050%以下、S：0.005%以下、Ti：0~0.150%、Nb：0~0.100%、V：0~0.300%、Cu：0~2.00%、Ni：0~2.00%、Cr：0~2.00%、Mo：0~1.00%、B：0~0.0100%、Mg：0~0.0100%、Ca：0~0.0100%、REM：0~0.1000%、Zr：0~1.000%、Co：0~1.000%、Zn：0~1.000%、W：0~1.000%、Sn：0~0.050%、及剩餘部分：Fe及雜質，在鋼板之與輥軋方向垂直的剖面上，當將鋼板的寬度及厚度分別設定為W及t時，在從該鋼板的端面起算之1/4W或3/4W、且從該鋼板的表面起算之1/4t或3/4t的位置之金屬組織，以面積%計，係包含：殘留沃斯田鐵：超過2%且10%以下、麻田散鐵：2%以下、變韌鐵：10~70%、波來鐵：2%以下、剩餘部分：肥粒鐵，由殘留沃斯田鐵及/或麻田散鐵所構成之金屬相的平均圓等效直徑為1.0~5.0μm，相鄰的前述金屬相之最短距離的平均值為3μm以上，超微小硬度的標準偏差為2.5GPa以下。

(2)上述(1)所記載的熱軋鋼板，其抗拉強度為780MPa以上，板厚為1.0~4.0mm。

依據本發明，可獲得一種熱軋鋼板，可維持深引伸加工性、鼓脹成形加工性等之作為TRIP鋼的基本功能，且具有優異的板鍛造性。

1‧‧‧剪切變形發生部

2‧‧‧夾持部

圖1係說明單純剪切試驗的概要圖。圖1(a)顯示單純剪切試驗的試驗片。圖1(b)顯示單純剪切試驗後的試驗片。

本發明人等，為了解決前述問題而進行深入探討，獲得以下的知識。

(a)等效塑性應變

板鍛造，係包含在超過以往的拉伸試驗之斷裂應變的應變區(高應變區)之變形。此外，板鍛造因為是複合加工，並無法單純地利用拉伸試驗及剪切試驗資料進行評價。於是，本發明人等導入「等效塑性應變」作為指標，而確立新的評價方法。

藉由使用該等效塑性應變作為指標，可將進行拉伸試驗後之斷裂時的拉伸應力及拉伸應變、和進行剪切試驗後之斷裂時的剪切應力及剪切應變實施複合性地評價。

等效塑性應變，是將在單純剪切試驗時之剪切應力σ s和剪切塑性應變εsp的關係，轉換成變形形態不同之在單軸拉伸試驗時之拉伸應力σ和拉伸應變ε的關係。而且，假定等向硬化法則和塑性功共軛的關係，使用屬於常數之轉換係數(κ)，可如下式般進行轉換。利用後述的方法算出轉換係數(κ)之後，導出等效塑性應變。

在單軸拉伸試驗之拉伸應力σ=在單純剪切試驗之剪切應力σ s×κ

在單軸拉伸試驗之拉伸應變ε=在單純剪切試驗之剪切塑性應變εsp/κ

(b)多段剪切試驗

為了求出等效塑性應變，必須取得在拉伸試驗時之拉伸應力及拉伸應變的關係、和在剪切試驗時之剪切應力及剪切應變的關係。然而，板鍛造包含在高應變區的變形。因此，當採用通常所使用的剪切試驗裝置進行1次試驗時，試驗片的龜裂會從保持試驗片的部分開始進展。結果，大多情況下都無法讓試驗進展到高應變區的變形。因此，將像板鍛造那樣不會發生鋼板板厚的減厚(薄壁化及頸縮)之加工予以再現的方法是必要的。

於是，將剪切試驗分成多段階來進行，在各段階的剪切試驗，將在保持試驗片的部分所發生之試驗片的龜裂起點實施機械加工而避免試驗片的龜裂進展，將這些剪切試驗結果予以串聯而評價試驗結果。藉由運用該試驗方法，可獲得到達高應變區的剪切試驗結果，能夠求出到達高應變區之剪切應力和剪切應變的關係。

另一方面，關於拉伸應力及拉伸應變，可運用習知的拉伸試驗方法。例如可採用依JIS Z2241(2011)之JIS5號試驗片。

(c)龜裂發生的機制

藉由採用上述的多段剪切試驗、利用等效塑性應變之評價法、以及在板鍛造的前後之鋼板的微觀調查，針對龜裂的發生機制獲得以下的知識。

起因於硬質相(麻田散鐵、殘留沃斯田鐵)和軟質相(肥粒鐵、變韌鐵)之應變能的差異，在兩相的界面會發生孔洞(微小的空洞)。之後，隨著板鍛造的應變增加，孔洞會成長，與相鄰孔洞結合而成為龜裂，最後導致斷裂。因此，只要防止孔洞的發生，且縱使孔洞成長仍可抑制其與相鄰孔洞的結合的話，就能抑制龜裂發生。但這時不致減損作為TRIP鋼之原有功能也是重要的。又在以下的說明中，將麻田散鐵和殘留沃斯田鐵統稱為硬質相。硬質相是與「申請專利範圍」所載「由殘留沃斯田鐵及/或麻田散鐵所構成的金屬相」完全相同。

根據上述知識導出以下事項。

(i)限定硬質相的平均直徑。

亦即，因為孔洞是發生在硬質相和(硬質相以外的)金屬相之邊界，藉由限定硬質相的平均直徑可減少孔洞的發生。

(ii)讓超微小硬度的不均一減少。

亦即，藉由將硬質相和軟質相的硬度差儘量減少，可減少孔洞的發生。

(iii)限制硬質相彼此的距離。

亦即，因為孔洞是發生在硬質相和其他金屬相(軟質相)的邊界，藉由將硬質相隔離配置，縱使孔洞成長也變得不容易結合。

(iv)斷裂時的等效塑性應變為0.50(50%)以上。

確認出，藉由滿足前述(i)~(iii)的條件，斷裂時的等效塑性應變成為0.50(50%)以上，縱使是像板鍛造那樣之複合加工，仍可確保一定的加工性。

(d)有效累積應變

為了獲得上述(i)~(iv)的組織，在藉由熱軋之3段以上的多段(例如6段或7段)連續輥軋進行之多段精加工輥軋中，必須以在最終3段的輥軋之累積應變(以下也稱為「有效累積應變」)成為0.10~0.40的方式進行最終精加工輥軋。

有效累積應變，是將輥軋時的溫度、輥軋時之鋼板的壓下率所致之結晶粒的回復、再結晶及粒成長納入考慮而獲得的指標。因此，在求出有效累積應變時，是採用用於表現隨著輥軋後的時間經過之靜態回復現象的組成律(constitutive law)。將結晶粒隨著輥軋後的時間經過之靜態回復予以考慮的理由在於，在輥軋後的結晶粒中以應變的形式蓄積之能量的釋放，是因熱致結晶粒之差排(dislocation)消滅所致之靜態回復所引起。而且，該熱致差排之消滅，是受輥軋溫度和輥軋後的經過時間所影響。於是，也將該靜態回復納入考慮，使用輥軋時的溫度、輥軋所致之鋼板的壓下率(對數應變)、輥軋後的時間經過作為參數而導入所述的指標，將其定義為「有效累積應變」。

如此般，藉由限制有效累積應變，可限制硬質相的平均圓等效直徑，而限制相鄰硬質相間的距離，使得超微小硬度的不均一減少。作為其效果，可抑制在硬質相和軟質相的界面所發生之孔洞的成長，縱使孔洞成長也變得不容易結合。藉此，縱使進行板鍛造也不致發生龜裂，而能獲得板鍛造性優異的鋼板。

本發明是基於上述知識而開發完成的。以下，針對本發明的各要件詳細地說明。

(A)化學組成

各元素的限定理由如下所述。又在以下的說明中，含量之「%」是指「質量%」。

C：0.07~0.22%

C是有助於提高強度並確保殘留沃斯田鐵的元素。C 含量過低時，無法將強度充分提高，且無法確保殘留沃斯田鐵。另一方面，當其含量過多時，殘留沃斯田鐵量(面積率)變多，板鍛造時的斷裂應變降低。因此，將C含量定為0.07~0.22%。C含量較佳為0.08%以上、0.10%以上或0.12%以上，更佳為0.14%以上、0.15%以上或0.16%以上。此外，C含量較佳為0.20%以下或0.18%以下，更佳為0.17%以下。

Si：1.00~3.20%

Si具有脫氧效果，是有助於抑制有害碳化物的生成並生成肥粒鐵的元素。此外，具有抑制殘留沃斯田鐵的分解之作用。另一方面，當其含量過多時，不僅延性降低且化成處理性也降低，塗裝後耐蝕性變差。因此，將Si含量定為1.00~3.20%。Si含量較佳為1.20%以上、1.30%以上或1.40%以上，更佳為1.50%以上或1.60%以上。此外，Si含量較佳為3.00%以下、2.80%以下或2.60%以下，更佳為2.50%以下、2.40%以下或2.30%以下。

Mn：0.80~2.20%

Mn，可讓沃斯田鐵域溫度往低溫側擴大而將肥粒鐵和沃斯田鐵二相區的溫度範圍擴大，是有助於殘留沃斯田鐵穩定化的元素。另一方面，當其含量過多時，淬火性高到必要以上而變得無法充分地確保肥粒鐵，且鑄造時會發生扁胚裂痕。因此，將Mn含量定為0.80~2.20%。Mn含量較佳為0.90%以上、1.00%以上、1.20%以上或1.40%以上，更佳為1.50%以上。此外，Mn含量較佳為2.00%以下或1.90%以下，更佳為1.80%以下或1.70%以下。

Al：0.010~1.000%

Al，是和Si同樣的，具有脫氧效果及生成肥粒鐵的效果。另一方面，當其含量過多時，會造成脆化，且在鑄造時容易將喂槽嘴(tundish nozzle)堵塞。因此，將Al含量定為0.010~1.000%。Al含量較佳為0.015%以上或0.020%以上，更佳為0.025%以上或0.030%以上。此外，Al含量較佳為0.800%以下、0.700%以下或0.600%以下，更佳為0.500%以下或0.400%以下。

N：0.0060%以下

N是有助於將AlN等析出而使結晶粒微細化的元素。另一方面，當其含量過多時，不僅會殘存固溶氮而使延性降低，且時效劣化變嚴重。因此，將N含量定為0.0060%以下。N含量的下限不須特別地限定，其下限為0%。N含量較佳為0.0050%以下或0.0040%以下。此外，過度地讓含量降低，會造成精煉時的成本增加，因此將下限定為0.0010%亦可。

P：0.050%以下

P是熔鐵中所含的雜質，會進行粒界偏析而使局部延性變差且使熔接性變差，因此含量越少越好。因此，將P含量限制為0.050%以下。P含量較佳為0.030%以下或0.020%以下。其下限不須特別地規定，下限為0%。但過度地讓含量降低會造成精煉時的成本增加，因此將下限定為0.001%亦可。

S：0.005%以下

S也是熔鐵中所含的雜質，會形成MnS而使局部延性及熔接性變差，因此含量越少越好。因此，將S含量限制為0.005%以下。為了將延性或熔接性提高，S含量可定為0.003%以下或0.002%以下。其下限不須特別地規定，下限為0%。但過度地讓含量降低會造成精煉時的成本增加，因此將下限定為0.0005%亦可。

Ti：0~0.150%

Ti的效果，是讓碳氮化物或固溶Ti在熱軋時的粒成長延遲，藉此將熱軋板的粒徑微細化而使低溫韌性提高。此外，以TiC的形式存在，經由析出強化有助於鋼板的高強度化。因此，可按照必要來含有。但當其含量過多時，除效果達飽和以外，會成為鑄造時之嘴堵塞的原因。因此，將Ti含量定為0.150%以下。按照必要，可將其上限定為0.100%、0.060%或0.020%。Ti含量的下限為0%，但為了充分地獲得析出強化效果，可將下限定為0.001%或0.010%。

Nb：0~0.100%

Nb的效果，是讓碳氮化物或固溶Nb在熱軋時的粒成長延遲，藉此將熱軋板的粒徑微細化而使低溫韌性提高。此外，以NbC的形式存在，經由析出強化有助於鋼板的高強度化。因此，可按照必要來含有。但當其含量過多時，效果達飽和而使經濟性降低。因此，將Nb含量定為0.100%以下。其下限為0%，但為了充分地獲得上述效果，可將下限定為0.001%或0.010%。

V：0~0.300%

V的效果，是藉由析出強化或固溶強化而使鋼板的強度提高。因此，可按照必要來含有。但當其含量過多時，效果達飽和而使經濟性降低。因此，將V含量定為0.300%以下。按照必要，可將V含量定為0.200%以下、0.100%以下或0.060%以下。其下限為0%，但為了充分地獲得上述效果，可將下限定為0.001%或0.010%。

Cu：0~2.00%

Cu的效果，是藉由析出強化或固溶強化而使鋼板的強度提高。因此，可按照必要來含有。但當其含量過多時，效果達飽和而使經濟性降低。因此將Cu含量定為2.00%以下。此外，當Cu大量含有時，可能在鋼板表面發生起因於鏽皮(scale)之損傷。因此，可將Cu含量定為 1.20%以下、0.80%以下、0.50%以下或0.25%以下。其下限為0%，但為了充分地獲得上述效果，可將Cu含量的下限定為0.01%。

Ni：0~2.00%

Ni的效果，是藉由固溶強化而使鋼板的強度提高。因此，可按照必要來含有。但當其含量過多時，效果達飽和而使經濟性降低。因此，將Ni含量定為2.00%以下。此外，當Ni大量含有時，可能使延性降低。因此，可將Ni含量定為0.60%以下、0.35%以下或0.20%以下。其下限為0%，但為了充分地獲得上述效果，可將Ni含量的下限定為0.01%。

Cr：0~2.00%

Cr的效果，是藉由固溶強化而使鋼板的強度提高。因此，可按照必要來含有。但當其含量過多時，效果達飽和而使經濟性降低。因此，將Cr含量定為2.00%以下。為了更加提高經濟性，可將上限定為1.00%、0.60%或0.30%。其下限為0%，但為了充分地獲得上述效果，可將Cr含量的下限定為0.01%。

Mo：0~1.00%

Mo的效果，是藉由析出強化或固溶強化而使鋼板的強度提高。因此，可按照必要來含有。但當其含量過多時，效果達飽和而使經濟性降低。因此，將Mo含量定為1.00%以下。為了更加提高經濟性，可將上限定為0.60%、0.30%或0.10%。其下限為0%，但為了充分地獲得上述效果，可將Mo含量的下限定為0.005%或0.01%。

B：0~0.0100%

B會在粒界進行偏析，藉由將粒界強度提高而使低溫韌性提高。因此，可按照必要來含有。但當其含量過多時，效果達飽和而使經濟性降低。因此，將B含量定為0.0100%以下。此外，B是強力的淬火元素，當其大量含有時，於冷卻中肥粒鐵變態無法充分進展，可能無法獲得充分的殘留沃斯田鐵。因此，可將B含量定為0.0050%以下、0.0020%以下或0.0015%。其下限為0%，但為了充分地獲得上述效果，可將B含量的下限定為0.0001%或0.0002%。

Mg：0~0.0100%

Mg是控制成為破壞起點而成為讓加工性降低的原因之非金屬夾雜物的形態，而使加工性提高。因此，可按照必要來含有。但當其含量過多時，效果達飽和而使經濟性降低。因此，將Mg含量定為0.0100%以下。其下限為0%，但為了充分地獲得上述效果，可將Mg含量的下限定為0.0001%或0.0005%。

Ca：0~0.0100%

Ca是控制成為破壞起點而成為讓加工性降低的原因之非金屬夾雜物的形態，而使加工性提高。因此，可按照必要來含有。但當其含量過多時，效果達飽和而使經濟性降低。因此，將Ca含量定為0.0100%以下。其下限為0%，但為了充分地獲得上述效果，Ca含量較佳為0.0005%以上。

REM：0~0.1000%

REM(稀土類元素)是控制成為破壞起點而成為讓加工性降低的原因之非金屬夾雜物的形態，而使加工性提高。因此，可按照必要來含有。但當其含量過多時，效果達飽和而使經濟性降低。因此，將REM含量定為0.1000%以下。按照必要，可將其上限定為0.0100%或0.0060%。其下限為0%，但為了充分地獲得上述效果，可將REM含量的下限定為0.0001%或0.0005%。

在此，於本發明中，REM是指Sc、Y及鑭系元素共計17個元素，前述REM含量是指這些元素的合計含量。鑭系元素，在工業上是以稀土金屬合金(Misch metal)的形式添加。

Zr：0~1.000%

Co：0~1.000%

Zn：0~1.000%

W：0~1.000%

已確認，Zr、Co、Zn及W分別只要在1.000%以下的範圍內，縱使含有也不會減損本發明的效果。可將其等的上限定為0.300%或0.10%。Zr、Co、Zn及W的合計含量較佳為1.000%以下或0.100%。其等的含有並非必須，下限為0%，可按照必要而將下限定為0.0001%。

Sn：0~0.050%

已確認，Sn只要為少量，縱使含有也不會減損本發明的效果。但當超過0.05%時，熱軋時可能會發生缺陷(flaw)。因此，將Sn含量定為0.050%以下。Sn的含有並非必須，其下限為0%，可按照必要而將下限定為0.001%。

在本發明的鋼板之化學組成中，剩餘部分為Fe及雜質。

在此的「雜質」是指，在工業上製造鋼板時，因礦石、廢料等的原料、製造過程的各種原因所混入的成分，在不對本發明造成不良影響的範圍內是可容許的。

(B)金屬組織

針對本發明的鋼板之金屬組織做說明。又在本發明中，金屬組織是指，在鋼板之與輥軋方向垂直的剖面上，當將鋼板的寬度及厚度分別設為W及t時，在從該鋼板的端面起算1/4W或3/4W、且從該鋼板的表面起算1/4t或3/4t的位置之組織。此外，在以下的說明中之「%」，是指「面積%」。

殘留沃斯田鐵：超過2%且10%以下

殘留沃斯田鐵，是為了獲得加工誘發變態(所謂TRIP現象)所必要的組織。殘留沃斯田鐵，經由加工進行麻田散鐵變態，加工後以麻田散鐵的形式存在，藉此確保加工性並在加工後的零件確保強度。為了獲得TRIP鋼板的原有功能，將殘留沃斯田鐵的面積率定為超過2%的值。

另一方面，當殘留沃斯田鐵過多時，因加工誘發變態而使硬質相之麻田散鐵大量存在，起因於其與軟質相之肥粒鐵的應變能之差異，在兩相的界面會發生孔洞，隨著板鍛造所致之鋼板的應變增加，孔洞會結合而成長為龜裂。因此，將殘留沃斯田鐵的面積率定為10%以下。殘留沃斯田鐵的面積率較佳為2.5%以上，更佳為3%以上或4%以上。此外，殘留沃斯田鐵的面積率較佳為9%以下，更佳為8%以下。

麻田散鐵：2%以下

TRIP鋼的特徵，是可確保加工性，並在加工時藉由加工誘發變態而將殘留沃斯田鐵予以麻田散鐵化。因此，為了確保加工性，硬質相之麻田散鐵是越少越好。因此，將麻田散鐵的面積率定為2%以下。麻田散鐵的面積率較佳為1.5%以下、1%以下或0.5%以下。然而，其下限不須特別地規定，下限為0%。

變韌鐵：10~70%

軟質相之變韌鐵，是為了確保強度和伸長率的均衡之重要組織，具有抑制龜裂傳播的效果。基於此觀點，將變韌鐵的面積率定為10%以上。為了將強度提高，可將下限定為20%、30%、35%或40%。另一方面，當變韌鐵的面積率過高時，無法確保殘留沃斯田鐵，無法確保TRIP鋼的原有功能，因此定為70%以下。可按照必要而將上限定為65%、60%、55%或50%。

波來鐵：2%以下

當波來鐵大量存在時會使強度降低，因此將其面積率定為2%以下。按照必要，可將其上限定為1%或0.5%。波來鐵的面積率越低越好，較佳為0%。

剩餘部分：肥粒鐵

軟質相之肥粒鐵，基於確保強度和伸長率的均衡而使加工性提高的觀點，也是重要的組織。因此，殘留沃斯田鐵、麻田散鐵、變韌鐵、波來鐵以外的組織為肥粒鐵。剩餘部分組織之肥粒鐵的面積率沒有特別的限制。然而，其面積率的下限可為10%，上限可為88%。按照必要，可將其下限定為20%、30%、35%或40%，可將其上限定為80%、70%、60%或55%。

在此，於本發明中，金屬組織的面積率是如下述般求出。如上述般，首先在從鋼板的端面起算1/4W或3/4W且從鋼板的表面起算1/4t或3/4t的位置採取試料。接著，觀察該試料之輥軋方向剖面(所謂L方向剖面)。

具體而言，將試料利用硝太蝕劑(nital)進行腐蝕，在腐蝕後使用光學顯微鏡以300μm×300μm的視野進行觀察。接著對於所獲得的組織相片進行影像解析，藉此獲得肥粒鐵的面積率A、波來鐵的面積率B、以及變韌鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵的合計面積率C。

接著，將經硝太蝕劑腐蝕後的部分進行Le Pera腐蝕，使用光學顯微鏡以300μm×300μm的視野進行觀察。接著對於所獲得的組織相片進行影像解析，藉此算出殘留沃斯田鐵及麻田散鐵的合計面積率D。進一步使用沿輥軋面法線方向進行表面切削直到板厚的1/4深度之試料，利用X線繞射測定求出殘留沃斯田鐵的體積率。因為體積率是與面積率大致相等，以前述體積率作為殘留沃斯田鐵的面積率E。根據面積率C和面積率D的差求出變韌鐵的面積率，根據面積率E和面積率D的差求出麻田散鐵的面積率。依此方法，可獲得肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、波來鐵各個的面積率。

此外，在本發明中，也針對由殘留沃斯田鐵及/或麻田散鐵所構成之金屬相(以下也簡稱為「金屬相」)的存在狀態，規定如下。又上述金屬相(硬質相)較佳為以殘留沃斯田鐵為主體，亦即殘留沃斯田鐵的面積率比麻田散鐵的面積率更多。

金屬相的平均圓等效直徑：1.0~5.0μm

為了確保作為TRIP鋼之原有功能，上述金屬相的面積必須為一定以上，因此將金屬相的平均圓等效直徑定為1.0μm以上。另一方面，當金屬相過大時，隨著板鍛造所致之鋼板的應變增加，存在於粒界之孔洞變得容易結合，因此將金屬相的平均圓等效直徑定為5.0μm以下。金屬相的平均圓等效直徑較佳為1.5μm以上，更佳為1.8μm以上或2.0μm以上。此外，金屬相的平均圓等效直徑較佳為4.8μm以下、4.4μm以下或4.2μm以下，更佳為4μm以下、3.5μm以下或3μm以下。

金屬相的平均圓等效直徑(直徑)是如以下般求出。首先，依測定面積率D的方法，從Le Pera腐蝕後的組織相片，根據各個金屬相面積求出圓等效直徑。接著，使用所測定之圓等效直徑的(單純)平均值作為平均圓等效直徑。

相鄰的金屬相之最短距離的平均值：3μm以上

在硬質相和軟質相的界面所發生之孔洞會成長，孔洞彼此結合會成為更大的孔洞，為了避免發生此情形，必須將硬質相間的距離確保為一定量。因此，將相鄰的金屬相間之距離的平均值定為3μm以上。

基於抑制孔洞的成長所造成之龜裂發生的觀點，上述平均值較佳為4μm以上，更佳為5μm以上。上限雖沒有特別地設定，但為了確保作為TRIP鋼之原有功能，上述平均值較佳為10μm以下。

相鄰的金屬相之最短距離的平均值是如以下般求出。任意選擇20個金屬相，分別測定其與最近接的金屬相間之距離，算出其平均值。金屬相間的最短距離，是依測定面積率D的方法，將Le Pera腐蝕後的光學顯微鏡之觀察影像進行影像解析而求出。

(C)機械特性超微小硬度的標準偏差：2.5GPa以下

藉由將硬質相和軟質相之應變能的差縮小，可減少在兩相的界面所發生之孔洞，藉由進一步將孔洞間隔拉大，可抑制孔洞結合而成長為龜裂。於是，將對應於硬質相和軟質相之應變能的差之超微小硬度差儘量減少，可抑制孔洞的發生。在本發明中，作為軟質相和硬質相之硬度差的指標，是採用在試料剖面之超微小硬度的標準偏差。

超微小硬度，例如可使用海斯創(Hysitron)公司製奈米壓痕儀(TriboScope/TriboIndenter)進行測定。以1mN的荷重任意地測定100點以上的超微小硬度，根據其結果算出超微小硬度的標準偏差。

為了讓軟質相和硬質相的硬度差減少而抑制孔洞的發生，超微小硬度的標準偏差越小越好，將其定為2.5GPa以下。較佳為2.4GPa以下或2.3GPa以下。

抗拉強度：780MPa以上

本發明的鋼板，較佳為具有與習知的TRIP鋼相同程度之780MPa以上的抗拉強度。抗拉強度的上限沒有必要特別地限定，可為1200MPa、1150MPa或1000MPa。抗拉強度是表示依JIS Z 2241(2011)的抗拉強度。

均一伸長率和抗拉強度的乘積：9500MPa%以上

當均一伸長率較小時，在衝壓成型時容易引起頸縮所致之板厚減少，而成為衝壓裂痕的原因。為了確保衝壓成形性，較佳為滿足均一伸長率(u-EL)和抗拉強度(TS)的乘積：TS×u-EL≧9500MPa%。其中，均一伸長率，是在依JIS Z 2241(2011)所規定的試驗中，在公稱應力σ n和公稱應變ε n的關係上，當將公稱應力σ n用公稱應變ε n微分時的值成為零的點之公稱應變定為ε n0時，用下式表示。

均一伸長率(u-EL)=ln(εn0+1)

等效塑性應變：0.50以上

等效塑性應變，是將在單純剪切試驗時之剪切應力σ s和剪切塑性應變εsp的關係，轉換成變形形態不同之在單軸拉伸試驗時之拉伸應力σ和拉伸應變ε的關係，假定等向硬化法則和塑性功共軛的關係，使用屬於常數之轉換係數(κ)進行轉換。

在此，等向硬化法則是指，將降伏曲線的形狀假定成縱使應變進展也不會改變(亦即，進行相似形地膨脹)之加工硬化法則。其和塑性功共軛的關係是指，加工硬化僅以塑性功的函數的形式撰寫，當不論變形形態如何都賦予相同的塑性功(σ×ε)時，表示相同加工硬化量的關係。

藉此，可將在單純剪切試驗時之剪切應力和剪切塑性應變，分別轉換成在單軸拉伸試驗時的拉伸應力和拉伸應變。其關係如下所示。

在單軸拉伸試驗之拉伸應力σ(轉換)=在單純剪切試驗之剪切應力σ s×κ

在單軸拉伸試驗之拉伸應變ε(轉換)=在單純剪切試驗之剪切塑性應變ε sp/κ

接著，求出轉換係數κ，轉換係數κ是用於使剪切應力和剪切塑性應變的關係與拉伸應力和拉伸應變的關係相似。例如，轉換係數κ可依以下程序求出。首先，求出在單軸拉伸試驗時之拉伸應變ε(實測值)和拉伸應力σ(實測值)的關係。然後，求出在單軸剪切試驗時之剪切應變εs(實測值)和剪切應力σ s(實測值)的關係。

接著，讓κ改變，求取從剪切應變ε s(實測值)求出的拉伸應變ε(轉換)、和從剪切應力σs(實測值)求出的拉伸應力σ(轉換)，求出拉伸應變ε(轉換)位於0.2%到均一伸長率(u-EL)間的時候之拉伸應力σ(轉換)。求出這時之拉伸應力σ(轉換)和拉伸應力σ(實測值)的誤差，使用最小平方法求出誤差成為最少的κ。

等效塑性應變ε eq定義為，使用所求出的κ，將在單純剪切試驗之斷裂時的剪切塑性應變ε sp(斷裂)轉換成在單純拉伸試驗之拉伸應變ε而得者。

本發明的鋼板，其特徵在於，在以板鍛造為代表之高應變區的加工特性良好，其等效塑性應變ε eq滿足0.50以上。習知的TRIP鋼之等效塑性應變頂多為0.30左右，如此可確認本發明的鋼板之板鍛造性良好。

(D)尺寸板厚：1.0~4.0mm

本發明的鋼板，是以汽車等為主要用途，其板厚範圍主要為1.0~4.0mm。因此，可將板厚範圍定為1.0~4.0mm，可按照必要，將下限定為1.2mm、1.4mm或1.6mm，將上限定為3.6mm、3.2mm或2.8mm。

(E)製造方法

本發明人等，經過迄今為止的研究確認出，藉由下述(a)~(e)的製造步驟可製造出本發明的熱軋鋼板。以下，針對各製造步驟詳細地說明。

(a)熔煉步驟

熱軋之前的製造方法沒有特別的限定。亦即，利用高爐或電爐等進行熔煉後，進行各種2次冶煉而調整成上述的成分組成。接著，只要利用通常的連續鑄造、薄扁胚鑄造等的方法製造出扁胚即可。這時，只要能控制在本發明的成分範圍內，在原料中使用廢料等亦可。

(b)熱軋步驟

將所製造的扁胚加熱並實施熱軋而成為熱軋鋼板。在熱軋步驟的條件沒有特別的限制，例如較佳為將熱軋前的加熱溫度設定為1050~1260℃。在連續鑄造的情況，可一度冷卻到低溫後再度加熱而進行熱軋，不冷卻而接續於連續鑄造進行加熱並實施熱軋亦可。

加熱後，對於從加熱爐抽出之扁胚實施粗輥軋、以及隨後的精加工輥軋。如前述般，精加工輥軋，是藉由3段以上的多段(例如6段或7段)連續輥軋進行之多段精加工輥軋。而且，以最終3段的輥軋之累積應變(有效累積應變)成為0.10~0.40的方式進行最終精加工輥軋。

如前述般，有效累積應變，是將輥軋時的溫度、輥軋時之鋼板的壓下率所致之結晶粒徑的變化、結晶粒隨著輥軋後的時間經過進行靜態回復之結晶粒徑的變化納入考慮的指標。有效累積應變(εeff)可依下式求出。

有效累積應變(εeff)=Σεi(ti,Ti)…(1)

上式(1)中的Σ表示i=1~3的總和。

其中，i=1表示在多段精加工輥軋中倒數第1段的輥軋(亦即，最終段輥軋)，i=2表示倒數第2段的輥軋，i=3表示倒數第3段的輥軋。

在此，在用i表示之各輥軋中，ε i可用下式表示。

εi(ti,Ti)=ei/exp((ti/τR)^2/3)…(2)

ti：從倒數第i段的輥軋到最終段輥軋後之一次冷卻開始為止的時間(s)

Ti：倒數第i段的輥軋之輥軋溫度(K)

ei：在倒數第i段的輥軋進行壓下時之對數應變

ei=|ln{1-(第i段的入側板厚-第i段的出側板厚)/(第i段的入側板厚)}|=|ln{(第i段的出側板厚)/(第i段的入側板厚)}|…(3)

τR=τ0．exp(Q/(R．Ti))…(4)

τ0=8.46×10^-9(s)

Q：與Fe的差排移動相關之活化能的常數=183200(J/mol)

R：氣體常數=8.314(J/(K．mol))

藉由規定如此般導出的有效累積應變，可限制以殘留沃斯田鐵為主體之金屬相的平均圓等效直徑、以及相鄰的金屬相間之距離，且可減少超微小硬度之不均一。結果，可抑制在硬質相和軟質相的界面所發生之孔洞的成長，縱使孔洞成長也不容易結合，而能獲得縱使進行板鍛造也不會發生龜裂之板鍛造性優異的鋼板。

精加工輥軋的結束溫度、亦即連續熱軋步驟的結束溫度可設定為Ar₃(℃)以上、未達Ar₃(℃)+30℃的溫度。藉此，可限制殘留沃斯田鐵的量，並在2相區讓輥軋結束。Ar₃值可由下式算出。

Ar₃=970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni)

其中，上式中的元素符號表示各元素在熱軋鋼板中的含量(質量%)，不含該元素的情況是將0代入。

(c)第1(加速)冷卻步驟

精加工輥軋結束後，於0.5s以內開始進行所製得之熱軋鋼板的冷卻。以10~40℃/s的平均冷卻速度冷卻至650~750℃的溫度，然後在大氣中冷卻3~10s(氣冷步驟)。在該步驟及接續的大氣中的冷卻，是促進肥粒鐵變態，並進行在隨後之捲繞步驟之沃斯田鐵殘留所必要C分配。當在該第1冷卻步驟中之平均冷卻速度未達10℃/s時，波來鐵變得容易生成。另一方面，超過40℃/s時，不是肥粒鐵變態而是發生較高溫的變韌鐵變態，如此會阻礙隨後之沃斯田鐵的殘留。

此外，當在大氣中的冷卻速度超過8℃/s或氣冷時間超過10s時，變韌鐵變得容易生成，變韌鐵面積率變大。另一方面，當在大氣中的冷卻速度未達4℃/s或氣冷時間未達3s時，波來鐵變得容易生成。在此所指之大氣中的冷卻，是鋼板在大氣中以冷卻速度4~8℃/s進行氣冷。

(d)第2(加速)冷卻步驟

氣冷步驟後，馬上以30℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至350~450℃的溫度。該平均冷卻速度的上限沒有特別的限定，但考慮到熱偏差所致之熱應變造成鋼板彎曲，宜設定為1000℃/s以下。

(e)捲繞步驟

然後，將冷卻後之熱軋鋼板進行捲繞。在捲繞步驟的條件，並沒有特別的限定，在捲繞後，使鋼捲表面溫度成為200℃的平均冷卻速度可設定為30~100℃/h。在第2(加速)冷卻步驟後到捲繞步驟的期間，可進行大氣中的氣冷。如果是採用該大氣中的氣冷的話，冷卻速度沒有必要特別地限制。

以下，藉由實施例來將本發明做更具體地說明，但本發明並不限定於這些實施例。

〔實施例1〕

將具有表1所示的化學組成之鋼進行熔煉，製作出扁胚，將該扁胚依表2所示的條件實施熱軋後，進行冷卻再捲繞，製造出熱軋鋼板。所製得的熱軋鋼板的板厚如表3所示。

〔金屬組織〕

進行所製得的熱軋鋼板之金屬組織觀察，測定各組織的面積率。具體而言，首先在鋼板之與輥軋方向垂直的剖面上，當將鋼板的寬度及厚度分別設為W及t時，在從該鋼板的端面起算1/4W、且從該鋼板的表面起算1/4t的位置，切出金屬組織觀察用的試驗片。

接著，將上述試驗片的輥軋方向剖面(所謂L方向剖面)利用硝太蝕劑進行腐蝕，在腐蝕後使用光學顯微鏡以300μm×300μm的視野進行觀察。接著，對於所獲得的組織相片進行影像解析，藉此求出肥粒鐵的面積率A、波來鐵的面積率B、以及變韌鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵的合計面積率C。

接著，將經硝太蝕劑腐蝕後的部分進行Le Pera腐蝕，使用光學顯微鏡以300μm×300μm的視野進行觀察。然後，對於所獲得的組織相片進行影像解析，算出殘留沃斯田鐵及麻田散鐵的合計面積率D。接著，使用沿輥軋面法線方向進行表面切削直到板厚的1/4深度之試料，利用X線繞射測定求出殘留沃斯田鐵的體積率。因為體積率是與面積率大致相等，以前述體積率作為殘留沃斯田鐵的面積率E。根據面積率C和面積率D的差求出變韌鐵的面積率，根據面積率E和面積率D的差求出麻田散鐵的面積率。依此方法，可求出肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、波來鐵各個的面積率。

再者，從上述Le Pera腐蝕後的組織相片，求出金屬相的個數及面積，算出圓等效直徑(直徑)，將其進行個數平均而求出平均圓等效直徑。同樣的，從Le Pera腐蝕後的組織相片選擇任意20個金屬相，分別測定其與最近接的金屬相間之距離，算出其平均值。

〔機械特性〕

機械特性當中的抗拉強度特性(抗拉強度(TS)、均一伸長率(u-EL))，當將板寬設定為W時，在從板之一端起算沿板寬方向1/4W或3/4W之任一位置，取樣以與輥軋方向正交的方向(寬度方向)為長度方向之JIS Z 2241(2011)的5號試驗片，使用該試驗片並依JIS Z 2241(2011)進行評價。

接著，按照以下的程序進行單純剪切試驗，根據其結果求出等效塑性應變。

單純剪切試驗的試驗片，當將鋼板的板寬設定為W時，在從板的一端起算沿板寬方向1/4W或3/4W的任一位置，以與輥軋方向正交的方向(寬度方向)為長度方向進行取樣。圖1(a)顯示試驗片的一例。圖1所示之單純剪切試驗的試驗片，以板厚成為2.0mm的方式將兩面均等地磨削而使板厚一致，加工成鋼板的寬度方向長度23mm、鋼板的輥軋方向長度38mm之矩形試驗片。

將試驗片的長片側(輥軋方向)，以朝向短片方向(寬度方向)每側10mm的方式用兩側的夾持部2夾持，在試驗片的中央設置3mm的剪切寬度(剪切變形發生部1)。又在板厚未達2.0mm的情況，不實施磨削，維持其板厚進行試驗。此外，在試驗片的中央，沿短片方向(寬度方向)用筆等畫上直線的記號。

接著，將被夾持的長片側以沿著長片方向 (輥軋方向)互相逆向的方式移動，藉此負荷剪切應力σ s，而對試驗片施加剪切變形。圖1(b)顯示施加剪切變形後之試驗片的一例。剪切應力σ s為依下式求出的公稱應力。

剪切應力σ s=剪切力/(鋼板的輥軋方向之試驗片的長度×試驗片的板厚)

在剪切試驗，因為試驗片的長度及板厚沒有改變，可視為剪切公稱應力≒剪切真應力。在剪切試驗中，將畫在試驗片中央的直線用CCD攝像機進行攝影，計測其傾角θ(參照圖1(b))。根據該傾角θ，使用下式求出剪切變形所產生之剪切應變ε s。

剪切應變ε s=tan(θ)

在單純剪切試驗是使用單純剪切試驗機(最大移位8mm)。因此，試驗機的衝程(移位)有限。此外，起因於試驗片的端部或夾持部之龜裂發生，在一次剪切試驗，試驗可能無法進行到試驗片斷裂為止。於是，如前述般採用「多段剪切試驗法」，其是反覆進行剪切試驗荷重的負荷、荷重的除荷、將試驗片之夾持部端部直線地切除、荷重之再負荷等一連串作業。

為了將這些多段階的剪切試驗結果串聯而以一連續的單純剪切試驗結果的方式進行評價，如下述般求出：從在各段階的剪切試驗所獲得之剪切應變(εs)減去考慮剪切彈性係數後的剪切彈性應變(εse)而得之剪切塑性應變(εsp)，將各段階的剪切塑性應變(εs)合而為一。

剪切塑性應變ε sp=剪切應變ε s-剪切彈性應變ε se

剪切彈性應變ε se=σs/G

σs：剪切應力

G：剪切彈性係數

在此設定成G=E/2(1+v)≒78000(MPa)。

E(楊氏模量(縱彈性係數))=206000(MPa)

帕松比(v)=0.3

在單純剪切試驗，進行試驗直到試驗片斷裂為止。如此般，可追蹤剪切應力σ s和剪切塑性應變ε sp的關係。而且，試驗片斷裂時的剪切塑性應變為ε spf。

根據在上述單純剪切試驗所獲得之剪切應力σ s和試驗片斷裂時之剪切塑性應變ε spf的關係，依前述方法，利用轉換係數κ求出等效塑性應變ε eq。

接著，測定超微小硬度的標準偏差。將金屬組織觀察用的試驗片再度研磨，以1mN的荷重(載荷10s、除荷10s)，對於與輥軋方向平行的剖面內之從鋼板表面起算之板厚t的1/4深度位置(1/4t部)，以5μm間隔測定25μm×25μm的測定區。根據其結果算出超微小硬度的平均值及超微小硬度的標準偏差。超微小硬度的測定，是使用海斯創(Hysitron)公司製奈米壓痕儀(TriboScope/TriboIndenter)來實施。

這些測定結果一併顯示於表3。

從表3可知，本發明的熱軋鋼板，抗拉強度 (TS)為780MPa以上，均一伸長率u-EL和抗拉強度TS的乘積(TS×u-EL)為9500MPa．%以上，而顯示均衡的特性。此外，本發明的熱軋鋼板，等效塑性應變成為0.50以上，而確認其為可承受鍛造等的高應變區加工之鋼板。

〔產業利用性〕

依據本發明可獲得一種熱軋鋼板，其可維持深引伸加工性、鼓脹成形加工性等的作為TRIP鋼之基本功能且板鍛造性優異。因此，本發明的熱軋鋼板可廣泛地應用於機械零件等。特別是藉由運用於板鍛造等之具有在高應變區的加工之鋼板加工，可獲得其顯著效果。

Claims

一種熱軋鋼板，其化學組成以質量%計係包含：C：0.07~0.22%、Si：1.00~3.20%、Mn：0.80~2.20%、Al：0.010~1.000%、N：0.0060%以下、P：0.050%以下、S：0.005%以下、Ti：0~0.150%、Nb：0~0.100%、V：0~0.300%、Cu：0~2.00%、Ni：0~2.00%、Cr：0~2.00%、Mo：0~1.00%、B：0~0.0100%、Mg：0~0.0100%、Ca：0~0.0100%、REM：0~0.1000%、Zr：0~1.000%、Co：0~1.000%、Zn：0~1.000%、 W：0~1.000%、Sn：0~0.050%、及剩餘部分：Fe及雜質，在鋼板之與輥軋方向垂直的剖面上，當將鋼板的寬度及厚度分別設定為W及t時，在從該鋼板的端面起算之1/4W或3/4W、且從該鋼板的表面起算之1/4t或3/4t的位置之金屬組織，以面積%計，係包含：殘留沃斯田鐵：超過2%且10%以下、麻田散鐵：2%以下、變韌鐵：10~70%、波來鐵：2%以下、剩餘部分：肥粒鐵，由殘留沃斯田鐵及/或麻田散鐵所構成之金屬相的平均圓等效直徑為1.0~5.0μm，相鄰的前述金屬相之最短距離的平均值為3μm以上，超微小硬度的標準偏差為2.5GPa以下。
如請求項1所述之熱軋鋼板，其中，抗拉強度為780MPa以上，板厚為1.0~4.0mm。