TWI639713B

TWI639713B - Hot rolled steel sheet and steel forged parts and manufacturing method thereof

Info

Publication number: TWI639713B
Application number: TW106111202A
Authority: TW
Inventors: 横井龍雄; 吉川伸麻; 米村繁; 大和也
Original assignee: 新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2017-03-31
Filing date: 2017-03-31
Publication date: 2018-11-01
Also published as: TW201837195A

Abstract

一種熱軋鋼板，其特徵為：鋼板的化學組成係在以質量%計算時，具有：C：0.020%~0.070%、Si：0.05%~1.70%、Mn：0.60%~2.50%、Al：0.010%~1.000%、N：大於0%~0.0030%以下、P：0.050%以下、S：0.005%以下、Ti：0.015%~0.170%、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%以及殘餘部：前述殘餘部為Fe及雜質，在鋼板之金屬組織係在以面積%計算時，具有：肥粒鐵：5%~70%、變韌鐵：30%~95%、殘留γ≦2%、麻田散鐵≦2%、以及珍珠體≦1%，並且肥粒鐵+變韌鐵≧95%，肥粒鐵粒內之細微Ti的析出物之個數密度為1.0×10¹⁶-50.0×10¹⁶個/cm³，在鋼板中含有TiN析出物的平均當量圓直徑為1.0~10.0μm，鄰接的TiN析出物間的最短距離之平均值為10.0μm以上，奈米硬度的標準偏差為1.00GPa以下。

Description

熱軋鋼板及鋼製鍛造零件以及該等之製造方法

本發明係關於熱軋鋼板及鋼製鍛造零件以及該等之製造方法。

對使用於汽車的車體構造之鋼板，從安全性的提升及輕量化的觀點來看，被要求高強度化和高沖壓加工性。對於這樣的要求，較以往提案有更良好的擴孔性(高翻邊性)且高強度的鋼板。例如作為具有優良的擴孔性(λ值)之鋼板，被提案出有藉由Ti、Nb等的細微析出物進行析出強化的肥粒鐵主相之鋼板與其製造方法。

在專利文獻1，揭示有高強度且具有優良的延伸凸緣性之熱軋鋼板。又，在專利文獻2，揭示有具有優良的材質均等性之高成形性高張力的熱軋鋼板。且，在專利文獻3，揭示有優良的延伸性及延伸凸緣性之高張力熱軋鋼板。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開2002-105595號公報

[專利文獻2]日本特開2002-322540號公報

[專利文獻3]日本特開2002-322541號公報

然而，伴隨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，不僅是以往的沖壓加工之要件，亦要如板鍛造等這種加工要素，對以往的沖壓加工要素複合組合新的加工要素。以往的沖壓加工要素係指例如深拉加工、擴孔、突出成形加工、彎曲加工、引縮加工之要素。

但，作為代表近年的板鍛造之沖壓加工，對於前述以往的沖壓加工要素，亦藉由使沖壓荷重分散且部分地施加壓縮荷重，附加鍛造的加工要素，例如鍛粗加工、增厚(加厚)加工之加工要素。亦即，板鍛造係除了以往這樣將鋼板進行沖壓加工時的加工要素以外，具有包含鍛造加工特有的加工要素之複合加工要素的沖壓加工。

藉由進行這樣的板鍛造，以以往的沖壓加工，既可邊使鋼板的板厚維持原來的板厚、或減少厚度(減厚)，邊使鋼板變形而進行零件的成形，又可在部分地施加壓縮力而承受鍛造加工的部分，使鋼板的板厚增厚(加厚)，藉此，可有效地變形成功能上所需的部位之鋼板的板厚，能夠確保零件的強度。

但，在專利文獻1至3，完全未提及有關包含作為板鍛造之複合加工要素的加工。又，專利文獻1所記載之用來製造熱軋鋼板的捲取條件非常嚴苛，無實質性。且，專利文獻2及3所記載的熱軋鋼板，由於含有0.07%以上之昂貴的合金元素之Mo，故，會有製造成本高昂之問題。

高翻邊鋼(high burring steel)在以往的沖壓加工中呈現良好的成形性為眾所皆知。但，在以往的沖壓加工中亦包含鍛造加工的要素之成形方法亦即板鍛造，發現即使稍許的加工度，亦有在鋼板產生龜裂而截斷之情況。

亦即，發現在以往的沖壓加工，於產生板厚收縮(鋼板的板厚減少)之部分，會引起沖壓龜裂，但即使在如板鍛造這種不會伴隨板厚收縮之加工，亦會有在材料上產生龜裂而截斷造成無法獲得成分之情況。

這種的板鍛造之龜裂產生的界限會受到鋼板的何種性質所影響，如何做可提升，目前尚未被發現。因此，被要求既可有效地活用以往的高翻邊鋼之功能亦即深伸加工、擴孔性、突出成形加工性之功能，且即使進行板鍛造加工也不會被截斷之高翻邊鋼。

本發明係為了解決前述問題點而開發完成之發明，其目的係在於提供既可維持作為高翻邊鋼的基本功能，又可使部分地被施加壓縮力而接受鍛造加工之部分的龜裂界限提升的板鍛造性優良的熱軋鋼板。

本發明係為了解決前述課題而開發完成者，其主要技術在於下述的熱軋鋼板及鋼製鍛造零件以及該等之製造方法。

(1)一種熱軋鋼板，其特徵為：鋼板的化學組成係在以質量%計算時，具有：C：0.020%~0.070%、Si：0.05%~1.70%、Mn：0.60%~2.50%、Al：0.010%~1.000%、N：大於0%~0.0030%以下、P：0.050%以下、S：0.005%以下、Ti：0.015%~0.170%、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%以及殘餘部：前述殘餘部為Fe及雜質，在前述鋼板之與輥軋方向垂直的剖面，當分別將前述鋼板的寬度及厚度設為W及t時，從前述鋼板的端面算起1/4W或3/4W的位置且自前述鋼板的表面算起1/4t或3/4t的位置之金屬組織係在以面積%計算時，具有：肥粒鐵：5%~70%、變韌鐵：30%~95%、殘留沃斯田鐵：2%以下、麻田散鐵：2%以下、以及珍珠體：1%以下，並且肥粒鐵及變韌鐵總計：95%以上，前述肥粒鐵係在顆粒內具有含有Ti的析出物，含有前述Ti的析出物之個數密度為1.0×10¹⁶~50.0×10¹⁶個/cm³，在前述鋼板中含有TiN析出物，前述TiN析出物的平均當量圓直徑為1.0~10.0μm，鄰接的前述TiN析出物間之最短距離的平均值為10.0μm以上，奈米硬度的標準偏差為1.00GPa以下。

(2)如前述(1)所記載的熱軋鋼板，其中，含有前述Ti之析出物的平均當量圓直徑為1.00~3.00nm。

(3)如前述(1)或(2)之熱軋鋼板，其中，拉引強度為780MPa以上，均等延伸率與拉引強度之積為7000MPa．%以上，擴孔率與拉引強度之積為50000MPa．%以上。

(4)一種熱軋鋼板的製造方法，係製造如前述(1)至(3)中任一者所記載的熱軋鋼板之方法，其特徵為：對具有前述(1)所記載的化學組成之板塊，依序實施加熱製程、連續熱軋製程、第1冷卻製程、第2冷卻製程及捲取製程，在前述加熱製程，將前述板塊加熱成以下述(i)式所表示的SRTmin℃以上、1260℃以下的溫度，前述連續熱軋製程係包含粗軋和3段以上的多段精軋，前述粗軋的結束溫度為1100℃以上，前述多段精軋之最終3段的輥軋之累積應變為0.01~0.10，前述多段精軋的輥軋結束溫度為藉由下述(ii)式所求得的Ar₃+30℃以上的溫度，在前述第1冷卻製程，當前述多段精軋結束後，經過1.00~5.00s後進行冷卻，從前述輥軋結束溫度到650~750℃的溫度範圍為止，以10℃/s以上的平均冷卻速度進行冷卻，然後，在大氣中保持1~10s，在前述第2冷卻製程，在前述大氣中進行保持後，從 600~740℃的溫度範圍以10℃/s以上的平均冷卻速度進行冷卻，在前述捲取製程，以450~650℃的捲取溫度捲取SRTmin=7000/{2.75-log(Ti×C)}-273．．．(i)

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

其中，上述式中的元素記號是表示各元素在熱軋鋼板中的含有量(質量%)，在未含有的情況時以0代入。

(5)一種鋼製鍛造零件，係可從如前述(1)至(3)中任一者所記載的熱軋鋼板所獲得。

(6)一種鋼製鍛造零件的製造方法，對從如前述(1)至(3)中任一者所記載的熱軋鋼板，至少實施鍛造加工。

若依據本發明，能夠獲得既可維持作為高翻邊鋼的基本功能亦即良好的擴孔性，又具有優良的板鍛造性之熱軋鋼板。

1‧‧‧剪切變形產生部

2‧‧‧挾持部

圖1係說明簡單剪切試驗之概要圖。圖1(a)係顯示簡單剪切試驗的試驗片之圖。圖1(b)係顯示簡單剪切試驗後的試驗片之圖。

本發明者們為了解決前述課題，精心檢討的結果，獲得下述的結論。

(a)等效塑性應變

板鍛造係包含超過在以往的拉引試驗中之斷裂應變的應變區域(高應變區域)之變形。又，由於板鍛造為複合性加工，故，無法簡單僅以拉引試驗及剪切試驗資料進行評價。因此，本發明者們導入作為指標之[等效塑性應變]，確立了新的評價方法。

發現藉由使用此等效塑性應變作為指標，能夠將進行拉引試驗時之產生斷裂時的拉引應力及拉引應變和進行剪切實驗時之產生斷裂時的剪切應力及剪切應變複合地進行評價。

等效塑性應變係將在簡單剪切試驗的剪切應力σs與剪切塑性應變εsp之關係變換成變形形態不同的單軸拉引試驗之拉引應力σ與拉引應變ε之關係者。又，假設等向硬化法則及塑性工作共軛的關係，藉由使用作為定數之變換係數(κ)，能夠如下式進行變換。藉由後述的方法，算出變換係數(κ)，進而導出等效塑性應變。

在單軸拉引試驗之拉引應力σ=在簡單剪切試驗之剪切應力σs×κ

在單軸拉引試驗之拉引應變ε=在簡單剪切試驗之剪切塑性應變εsp/κ

(b)多段剪切試驗

為了求取等效塑性應變，需要取得藉由拉引試驗之拉引應力及拉引應變的關係和藉由剪切試驗之剪切應力及剪切應變的關係。但，板鍛造是包含在高應變區域之變形。因此，當採用一般使用的剪切試驗裝置進行1次的試驗的話，在試驗片上，龜裂從保持試驗片的部分行進。其結果，多數的情況無法進行直到在高應變區域之變形的試驗。因此，需要有重現不會產生如板鍛造這種鋼板的板厚減少(減厚及收縮)之加工。

因此，將剪切試驗分成多階段進行，在每次各階段的剪切試驗後，將在保持試驗片的部分所產生的試驗片之龜裂的起點進行機械加工，讓試驗片的龜裂不會行進，將這些剪切試驗結果串聯後對試驗結果進行評價。藉由適用此試驗方法，能夠獲得直到高應變區域為止的剪切試驗結果，能夠求得直到高應變區域為止的剪切應力與剪切應變之關係。

另外，關於拉引應力及拉引應變，可適用以往的拉引試驗方法。例如可使用依據JIS Z2241(2011)之JIS5號試驗片。

(c)龜裂產生之結構

藉由採用前述多段剪切試驗、使用等效塑性應變之評價法及板鍛造前、後的鋼板之微調查，關於龜裂產生的結構，獲得以下的結果。

作為高翻邊鋼的微組織，為了獲得優良的擴孔性，採用以藉由Ti、Nb等的細微析出物進行析出強化後的肥粒鐵(析出強化肥粒鐵)為主相之組織。另外，若添加了Ti的話，在不使用特別的製法之情況下，會有粗大的TiN析出(以下的說明中，亦有將析出的TiN僅稱為[TiN])。這是由於在熱力學上TiN為非常穩定的化合物，當在鋼板製造程序中的鑄造時，熱軋的加熱時或粗軋初期等的高溫狀態，對於其他的化合物，會先晶出或析出。

TiN係非常硬質，可作為切削工具、機械零件、塑膠成形的模具、體育用品、裝飾品等的塗佈用途被使用，其硬度為眾所皆知的Hv2000~2300左右，為一種非常硬質的析出物。因此，當接受到如板鍛造這樣在高應變區域的變形的話，容易在界面，從與母相組織之可變形性之差產生空隙。

從硬質析出物(TiN)與適度的軟質母相組織(肥粒鐵或變韌鐵)可變形性的差，在兩相的界面產生空隙(微小的空洞)。然後，板鍛造的應變增加，並且空隙成長而與鄰接的空隙結合，形成龜裂而直到斷裂。因此，找出若能夠防止空隙的產生、及即使空隙成長也可抑制與鄰接空隙之結合的話，則可抑制龜裂產生。其中，此時不會造成作為高翻邊鋼之原本功能一事也極為重要。

從這些結果發現下述的事項。

(i)限定TiN的平均徑。

亦即，由於空隙是產生於硬質析出物的TiN之晶界，故，藉由限定TiN的平均徑，能夠減低空隙產生。

(ii)限制TiN彼此的距離。

亦即，由於空隙是產生於TiN的晶界，故，藉由將TiN彼此分離配置，能夠使得即使空隙成長也不易結合。

(iii)減低奈米硬度參差不齊。

亦即，藉由盡可能減低硬質組織與軟質組織的硬度差，能夠減低空隙產生。

(iv)斷裂時的等效塑性應變為0.90(90%)以上。

藉由符合前述(i)至(iii)的條件，斷裂時的等效塑性應變會形成為0.90(90%)以上，確認到即使在板鍛造這樣的複合加工，也能擔保一定的加工性。

(d)有效累積應變

為了獲得前述(i)至(iv)的組織，在以熱軋之3段以上的多段(例如6段或7段)的連續輥軋所進行之多段精軋，需要進行最終精軋，使最終3段的輥軋之累積應變(以下有稱為[有效累積應變]之情況)成為0.01~0.10。

有效累積應變係為考量輥軋時的溫度、因輥軋之鋼板的壓下率所引起的結晶粒之回復、再結晶及晶粒成長的指標。因此，當為了求取有效累積應變時，採用表現藉由輥軋後的時間經過之靜態回復現象的本構定律。考量藉由輥軋後的時間經過讓結晶粒靜態回復的理由，係因為作為應變而蓄積於輥軋後的結晶粒之能量的解放是因熱結晶粒的錯位的消失之靜態回復所引起。又，此熱錯位的消失是被輥軋溫度和輥軋後的經過時間所影響。因此，亦考量此靜態回復，導入將輥軋時的溫度、藉由輥軋之鋼板的壓下率(對數應變)、輥軋後的經過時間作為參數加以敘述的指標，將其定義為[有效累積應變]。

如此，因藉由限制有效累積應變，能夠獲得目標之微組織，並且可減低奈米硬度的參差不齊，所以，藉由抑制在硬質組織與軟質組織的界面產生空隙，即使進行板鍛造亦不會產生龜裂，因此，能夠獲得板鍛造性優良之鋼板。

本發明是依據前述知識所開發完成的。以下，詳細地說明關於本發明之各要件。

(A)化學組成

各元素的限定理由是如下述。再者，在以下的說明中，關於含有量之[%]係指[質量%]。

C：0.020%~0.070%

C係與Nb、Ti等結合而在鋼板中形成析出物，藉由析出強化，有助於強度提升。若C含有量未滿0.020%的話，則無法充分地獲得藉由前述作用之效果。另外，若C含有量超過0.070%的話，則成為擴孔加工時之裂痕的起點之鐵系碳化物會增加，造成擴孔值劣化。因此，C含有量係設為0.020%~0.070%。C含有量，理想為0.025%以上，更理想為0.030%以上。又，C含有量，理想為0.060%以下，更理想為0.050%以下。

Si：0.05%~1.70%

Si係具有脫氧效果；及抑制材料組織中之雪明碳體等的鐵系碳化物析出，有助於延展性及擴孔性提升的效果。但，在其含有量過剩之情況，在高溫區域容易產生肥粒鐵變性，伴隨此變性，造成在高溫區域，含有Ti的碳化物變得容易析出。在高溫區域之碳化物的析出會容易產生析出量的參差不齊，其結果帶來強度、擴孔性等的材質變動。因此，Si含有量係設為0.05%~1.70%。

從抑制被稱為鱗片、紡錘鱗皮之鱗屑系缺陷產生的觀點來看，Si含有量，理想為0.06%以上，更理想為0.08%以上。又，Si含有量，理想為1.50%以下，且從提升化學處理性、塗裝後耐蝕性提升的觀點來看，更理想為1.00%以下。

Mn：0.60~2.50%

Mn係有助於肥粒鐵的強化及淬火性的提升之元素。另外，若含有多量的話，則淬火性會超出需要值以上，無法充分地確保肥粒鐵，又在進行鑄造時會產生鋼坯裂紋。因此，Mn含有量係設為0.60%~2.50%。Mn含有量，理想為1.00%以上，更理想為1.50%以上。又，Mn含有量，理想為2.00%以下，更理想為1.80%以下。

Al：0.010~1.000%

Al係與Si同樣地，具有脫氧效果和生成肥粒鐵之效果。另外，若其含有量過剩的話，則會導致脆化，並且當進行鑄造時容易堵塞餵槽噴嘴。因此，Al含有量係設為0.010%~1.000%。Al含有量，理想為0.015%以上或0.020%以上，更理想為0.025%以上或0.030%以上。又，Al含有量，理想為0.800%以下、0.700%以下或0.600%以下，更理想為0.500%以下或0.400%以下。

N：大於0%~0.0030%以下

若含有多數的N的話，則不僅會造成固溶氮殘存而使延展性降低，並且亦會造成TiN析出而使擴孔性降低。因此，N含有量設為0.0030%以下。N含有量，理想為0.0025%以下。

P：0.050%以下

因P為鐵水所含的雜質，由於晶界離析，所以會使局部延展性劣化，並且使熔接性劣化，因此，盡可能少為佳。因此，P含有量限制在0.050%以下。P含有量，理想為0.030%以下或0.020%以下。不需要特別規定下限，下限為0%。但，由於過度降低含有量會造成精製時的成本增加，因此可將下限設為0.001%。

S：0.005%以下

S也為鐵水所含的雜質，因形成MnS而使局部延展性及熔接性劣化，所以盡可能少為佳。因此，S含有量限制在0.005%以下。為了提升延展性或熔接性，可將S含有量設為0.003%以下或0.002%以下。不需要特別規定下限，下限為0%。但，由於過度降低含有量會造成精製時的成本增加，因此可將下限設為0.0005%。

Ti：0.015%~0.170%

Ti係具有以下的效果，亦即，藉由碳氮化物或固溶Ti使熱軋時的晶粒成長延遲，讓熱軋板的粒徑細微化，使低溫韌性提升之效果。又，藉由作為TiC而細微分散於肥粒鐵中，可透過析出強化，有助於鋼板的高強度化。但，若其含有量過剩的話，則除了效果飽和外，變得容易析出硬質析出物之TiN。因此，Ti含有量設為0.015%~0.170%。Ti含有量，理想為0.030%以上、0.045%以上或0.060%以上，更理想為0.070%以上、0.080%以上、0.090%以上或0.100%以上。又，Ti含有量，理想為0.160%以下、0.150%以下、0.140%以下、0.130%以下或0.120%以下。

Nb：0%~0.100%

Nb係具有以下的效果，亦即，藉由碳氮化物或固溶Nb使熱軋時的晶粒成長延遲，讓熱軋板的粒徑細微化，使低溫韌性提升之效果。又，藉由作為NbC而存在，可透過析出強化，有助於鋼板的高強度化。因此，亦可因應需要含有。但，若其含有量過剩的話，則會有效果飽和而經濟性降低。因此，Nb含有量設為0.100%以下。亦可因應需要，將Nb含有量設為0.080%以下、0.060%以下或0.050%以下。其下限為0%，但為了充分地獲得前述效果，可將下限設為0.001%或0.010%。

V：0%~0.300%

V係具有藉由析出強化或固溶強化使鋼板的強度提升之效果的元素。因此，亦可因應需要含有。但，若其含有量過剩的話，則會有效果飽和而經濟性降低。因此，V含有量設為0.300%以下。亦可因應需要，將V含有量設為0.200%以下、0.100%以下或0.060%以下。其下限為0%，但為了充分地獲得前述效果，可將下限設為0.001%或0.010%。

Cu：0%~2.00%

Cu係具有藉由析出強化或固溶強化使鋼板的強度提升之效果的元素。因此，亦可因應需要含有。但，若其含有量過剩的話，則會有效果飽和而經濟性降低。因此，Cu含有量設為2.00%以下。又，若Cu含有量為多量的話，則會有在鋼板的表面產生因鱗屑引起的傷痕。因此，可將Cu含有量設為1.20%以下、0.80%以下、0.50%以下或0.25%以下。雖其下限為0%，但為了充分地獲得前述效果，可將Cu含有量的下限設為0.01%。

Ni：0%~2.00%

Ni係具有藉由固溶強化使鋼板的強度提升之效果的元素。因此，亦可因應需要含有。但，若其含有量過剩的話，則會有效果飽和而經濟性降低。因此，Ni含有量設為2.00%以下。又，若Ni含有量為多量的話，則會有延展性劣化之虞。因此，可將Ni含有量設為0.60%以下、0.35%以下或0.20%以下。雖其下限為0%，但為了充分地獲得前述效果，可將Ni含有量的下限設為0.01%。

Cr：0%~2.00%

Cr係具有藉由固溶強化使鋼板的強度提升之效果的元素。因此，亦可因應需要含有。但，若其含有量過剩的話，則會有效果飽和而經濟性降低。因此，Cr含有量設為2.00%以下。為了進一步提高經濟性，可將其上限設為1.00%、0.60%或0.30%。雖其下限為0%，但為了充分地獲得前述效果，可將Cr含有量的下限設為0.01%。

Mo：0%~1.00%

Mo係具有藉由析出強化或固溶強化使鋼板的強度提升之效果的元素。因此，亦可因應需要含有。但，若其含有量過剩的話，則會有效果飽和而經濟性降低。因此， Mo含有量設為1.00%以下。為了進一步提高經濟性，可將其上限設為0.60%、0.30%或0.10%。其下限為0%，但為了充分地獲得前述效果，可將Mo含有量的下限設為0.005%或0.01%。

B：0%~0.0100%

B係藉由朝晶界離析而提高晶界強度，能夠使低溫韌性提升。因此，亦可因應需要含有。但，若其含有量過剩的話，則會有效果飽和而經濟性降低。因此，B含有量設為0.0100%以下。又，B為強力的淬火元素，若其含有量為多量的話，則在冷卻中肥粒鐵變性無法充分地進行，會有無法獲得出充分的殘留沃斯田鐵之情況。因此，可將B含有量設為0.0050%以下、0.0020%以下或0.0015%。其下限為0%，但為了充分地獲得前述效果，可將B含有量的下限設為0.0001%或0.0002%。

Mg：0%~0.0100%

Mg係控制成為破壞的起點且使加工性劣化的原因之非金屬夾雜物的形態，讓加工性提升之元素。因此，亦可因應需要含有。但，若其含有量過剩的話，則會有效果飽和而經濟性降低。因此，Mg含有量設為0.0100%以下。其下限為0%，但為了充分地獲得前述效果，可將Mg含有量的下限設為0.0001%或0.0005%。

Ca：0%~0.0100%

Ca係控制成為破壞的起點且使加工性劣化的原因之非金屬夾雜物的形態，讓加工性提升之元素。因此，亦可因應需要含有。但，若其含有量過剩的話，則會有效果飽和而經濟性降低。因此，Ca含有量設為0.0100%以下。雖其下限為0%，但為了充分地獲得前述效果，理想為將Ca含有量設為0.0005%以上。

REM：0%~0.1000%

REM(稀土類元素)係控制成為破壞的起點且使加工性劣化的原因之非金屬夾雜物的形態，讓加工性提升之元素。因此，亦可因應需要含有。但，若其含有量過剩的話，則會有效果飽和而經濟性降低。因此，REM含有量設為0.1000%以下。可因應需要，將其上限設為0.0100%或0.0060%。其下限為0%，但為了充分地獲得前述效果，可將REM含有量的下限設為0.0001%或0.0005%。

在此，在本發明，REM係指Sc、Y及鑭系元素之總計17種元素，前述REM的含有量係指這些元素的總計含有量。再者，鑭系元素在工業上是以混合稀土的形態被添加。

Zr：0%~1.000%

Co：0%~1.000%

Zn：0%~1.000%

W：0%~1.000%

確認到Zr、Co、Zn及W分別含有1.000%以下的範圍的話，則不會損害本發明的效果。將這些元素的上限設為0.300%或0.10%。Zr、Co、Zn及W的總計含有量，理想為1.000%以下或0.100%。這些元素的含有量非必要，雖下限為0%，但可因應需要，將下限設為0.0001%。

Sn：0~0.050%

確認到即使含有少量的Sn的話，則不會損害本發明的效果。但，若超過0.05%的話，則會有在熱軋時產生傷痕之虞。因此，Sn含有量設為0.050%以下。Sn含有量非必要，雖下限為0%，但可因應需要，將下限設為0.001%。

在本發明的鋼板之化學組成，殘餘部為Fe及雜質。

在此所指的[雜質]係指當工業性製造鋼板時，因礦石、料頭等的原料、製造製程的各種原因混入之成分，在對本發明不會造成壞影響之範圍內所被允許的物質。

(B)金屬組織

說明關於本發明的鋼板之金屬組織。再者，在本發明，金屬組織係指鋼板之與輥軋方向垂直的剖面，當分別將鋼板的寬度及厚度設為W及t時，從該鋼板的端面算起1/4W或3/4W的位置且自鋼板的表面算起1/4t或3/4t的位置之組織。又，在以下的說明中，[%]係指[面積%]。

析出強化肥粒鐵：5%~70%

其係指以含有Ti之細微析出物(細微析出之Ti的碳化物等，以下亦稱為[細微Ti析出物])在輥軋後的冷卻中進行γ→α變性時的Ti的碳化物之過飽和度作為驅動力，使Ti的碳化物在肥粒鐵中進行相界面析出或均勻核生成，使Ti的碳化物被細微地分散的初析肥粒鐵進行析出強化後的肥粒鐵(以下亦稱為[析出強化肥粒鐵])。析出強化肥粒鐵係為了使優良的均等延伸率及強度並存所必要的組織。

但，若析出強化肥粒鐵的面積率未滿5%的話，不易使均等延伸率及強度並存，另外，若超過70%的話，雖均等延伸率優良，但會有局部延伸性劣化。因此，析出強化肥粒鐵的面積率設為5%~70%。從確保均等延伸率與強度之平衡的觀點來看，析出強化肥粒鐵之面積率，理想為7%以上，更理想為10%以上。又，析出強化肥粒鐵的面積率，理想為65%以下，更理想為60%以下。

在此，在本發明，析出強化肥粒鐵係指含於粒內的細微Ti析出物之個數密度為1.0×10¹⁶~50.0×10¹⁶個/cm³之肥粒鐵。若在含於肥粒鐵粒內的細微Ti析出物的個數密度未滿1.0×10¹⁶個/cm³的話，則無法充分地獲得藉由析出強化所達到效果。另外，若細微Ti析出物的個數密度超過50.0×10¹⁶個/cm³的話，不僅強度飽和，且延展性會降低。

亦即，析出強化肥粒鐵的面積率為5%~70%係指肥粒鐵的面積率為5%~70%且肥粒鐵粒內所含有的細微Ti析出物之個數密度為1.0×10¹⁶~50.0×10¹⁶個/cm³。

且，析出強化肥粒鐵的粒內所含有的細微Ti析出物之平均當量圓直徑，理想為1.00nm~3.00nm。這是因為若細微Ti析出物的平均當量圓直徑未滿1.00nm的話，不易獲得析出強化的效果，另外，若形成粗粒而平均當量圓直徑超過3.00nm的話，變得無法確保充分量之細微Ti析出物。

變韌鐵：30%~95%

變韌鐵係為了獲得強度與局部延展性之平衡所必要的組織，具有抑制龜裂的擴散之效果。但，若變韌鐵過多的話，則肥粒鐵會減少，雖局部延展性優良，但均等延伸率顯著劣化。因此，變韌鐵的面積率設為30%~95%。變韌鐵的面積率，理想為80%以下，且在重視均等延伸率的情況，更理想為設為70%以下。

殘留沃斯田鐵：2%以下

高翻邊鋼係具有以下特徵，亦即，藉由析出強化肥粒鐵及變韌鐵的存在，既可確保加工性，亦可確保高強度，可使強度與加工性並存。但，若在鋼板中存在有未引起麻田散鐵變性之熱力學上穩定的殘留沃斯田鐵的話，則該殘留沃斯田鐵的C濃度高，殘留沃斯田鐵在板鍛造時被加工引起變性而產生的麻田散鐵之硬度變得過高，造成助長空隙產生。因此，殘留沃斯田鐵係盡可能少較好，其面積率設為2%以下。殘留沃斯田鐵的面積率，理想為1.5%以下、1%以下或0.5%以下。不需要特別規定下限，下限為0%，最理想就是0%。

麻田散鐵：2%以下

高翻邊鋼係具有以下特徵，亦即，藉由析出強化肥粒鐵及變韌鐵的存在，既可確保加工性，亦可確保高強度，可使強度與加工性並存。但，若硬質組織之麻田散鐵的面積率超過2%的話，則伴隨進行板鍛造所引起之鋼板的應變增加，在麻田散體與肥粒鐵之邊界容易產生空隙，變得容易斷裂。因此，麻田散鐵之面積率設為2%以下。麻田散鐵的面積率，理想為1.5%以下、1%以下或0.5%以下。不需要特別規定下限，下限為0%。

珍珠體：1%以下

由於珍珠體在進行擴孔成形時成為破壞的起點，故，其面積率設為1%以下。珍珠體的面積率，理想為0.5%以下。珍珠體的面積率極力地減低為佳，理想為0%。

析出強化肥粒鐵及變韌鐵總計：95%以上

高翻邊鋼係具有優良的均等延伸率與強度並存的析出強化肥粒鐵及強度與局部延展性並存的變韌鐵。藉此，能夠獲得優良的強度、均等延伸率及局部延展性。若析出強化肥粒鐵與變韌鐵之總計面積率未滿95%的話，則這些的特性會產生劣化。因此，析出強化肥粒鐵及變韌鐵之總計面積率設為95%以上。該總計面積率，理想為97%以上，更理想為98%以上。

在此，在本發明，金屬組織的面積率是藉由以下的方式求得。如上述般，首先從自鋼板的端面算起的1/4W或3/4W且自鋼板的表面算起1/4t或3/4t的位置採取試料。然後，觀察該試料的輥軋方向剖面(亦即L方向剖面)。

具體而言，將試料進行硝酸乙醇蝕刻，在進行了蝕刻後，使用光學顯微鏡在300μm×300μm的視野上進行觀察。然後對所獲得之組織照片進行圖像解析，藉此，獲得肥粒鐵的面積率A、珍珠體的面積率B和變韌鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之總計面積率C。

其次，將進行硝酸乙醇蝕刻之部分，在進行了Le Pera蝕刻後，使用光學顯微鏡在300μm×300μm的視野上進行觀察。然後藉由對所獲得之組織照片進行圖像解析，算出殘留沃斯田鐵及麻田散鐵之總計面積率D。進一步使用從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，藉由X射線繞射測定，求取殘留沃斯田鐵的體積率。因體積率是與面積率大致相等，所以，將前述體積率設為殘留沃斯田鐵的面積率E。從面積率C與面積率D的差求取變韌鐵的面積率，且從面積率E與面積率D的差求取麻田散鐵的面積率。藉由此方法，能夠獲得肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、珍珠體各自的面積率。

又，析出強化肥粒鐵的面積率，可藉由裝備於EBSP-OIMTM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)之Kernel Average Misorientation(KAM)法求取。

KAM法係將測定資料中具有正六角形的像素之相鄰的6個(第一近似)，且再將其外側12個(第二近似)、進一步將更外側的18個(第三近似)之像素間的方位差予以平均，再對各像素進行以該平均值作為其中心的像素之值的計算。藉由實施此計算而不會超過晶界，能夠製作呈現粒內的方位變化之地圖。亦即，此地圖是呈現依據粒內的局部方位變化之應變的分佈。

本發明之析出強化肥粒鐵的解析條件係在EBSP-OIMTM，計算在第三近似相鄰的像素間的平均之方位差，將被算出此方位差為1°以下之部分作為析出強化肥粒鐵。

本發明的析出強化肥粒鐵之生成溫度區域係與以下的溫度區域一致，亦即，在輥軋後的冷卻中，γ→α變性時之Ti碳化物的過飽和度作為驅動力而使Ti碳化物在肥粒鐵中進行相界面析出或均勻核生成之溫度區域。因在高溫下變性之多邊初析肥粒鐵係在擴散變性下生成，所以，位錯密度小、粒內的應變少，因此，結晶方位之粒內差變小。因此，析出強化肥粒鐵也同樣地，結晶方位差變小。這是因為依據至今為止本發明者們所實施的各種調查結果，以光學顯微鏡觀察所獲得的多邊肥粒鐵面積率與以KAM法所測定到之在第三近似的方位差為1°以下時所獲得之區域的面積率大致一致。

析出強化肥粒鐵的面積分率的測定，詳細而言，是如以下的方式進行。藉由二氧化矽溶膠研磨劑，將與在組織觀察所敘述者同樣的方式採取到的試料進行30分鐘至60分鐘之研磨，在倍率400倍、160μm×256μm區域、測定步驟0.5μm的測定條件下實施EBSP測定。EBSP-OIMTM法係以下述的裝置及軟體所構成，亦即，對在掃描型電子顯微鏡(SEM)內高傾斜之試料照射電子線，將後方散射所形成的菊池圖案以高感度照相機進行攝像，再以電腦進行圖像處理，藉此，在短時間內測定照射點的結晶方位之裝置及軟體。

在EBSP法，可進行板塊試料表面的細微構造及結晶方位的定量之解析，分析區域為以SEM能夠觀察之區域，雖會依據SEM的分解能而有所不同，但能以最小的20nm之分解能進行分析。解析是花費數小時，將欲分析的區域以數萬點製圖成等間隔的柵極狀。在多結晶材料，能夠看見試料內的結晶方位分佈及結晶粒的大小。

如此，將被算出在前述第三近似的方位差為1°以下之部分作為析出強化肥粒鐵，求取析出強化肥粒鐵的面積，再對測定面積，求取析出強化肥粒鐵的面積率。

又，細微Ti析出物的觀察係藉由三次元原子探針測定法，藉由下述的方式進行。

首先，藉由裁斷及電解研磨法，可因應需要配合電解研磨法活用集束離子光束加工法，從測定對象的試料製作針狀試料。在三次元原子探針測定，可將已被累積的資料予以再構築後，作為在實際空間的實際原子的分佈圖像被求取。在Na-Cl構造的細微Ti析出物之情況，因單位格子係為4.33埃，所以，Ti與Ti之原子間距離為4.33×=6.1埃。

因此，在複數個Ti原子存在於大致相同座標位置(7埃以下)之情況，判斷為該等Ti原子處於相同的析出物中，計算被判斷為處於此相同的析出物中之Ti原子的個數，在此個數存在有50個以上之情況，將此析出物定義為細微Ti析出物。

前述細微Ti析出物之尺寸設為下述的等效圓直徑，亦即，從構成觀察到的細微Ti析出物之Ti原子的數量與細微Ti析出物的格子定數，將細微Ti析出物假設為球狀所算出之等效圓直徑。

以下顯示使用以三次元原子探針測定法所獲得的細微Ti析出物之Ti原子的個數，求取析出物的等效圓直徑(直徑)R的方法。

以三次元原子探針測定法測定對象樣品的所有之原子的數量N，但，實際上，在三次元原子探針測定法是無法檢測出對象樣品的所有之原子的數量N。由於具有各裝置固有的原子之檢測率α(=檢測到的原子之數量/原子的總數)，故，從實際的測定值n算出應該有存在的原子之數量N。亦即，原子的總數N=n/α。再者，在本發明測定到的機器之檢測率α為0.35。

其次，對此原子的數量N，在Na-Cl構造的Ti析出物之情況，設為單位格子中存在有8個Ti原子，又，Na-Cl構造的格子定數a設為4.33埃，再以下述式子算出等效圓直徑。

等效圓直徑(直徑)R={(6/8)．(1/π)．N．a³}^(1/3)

例如，在Ti的數量為50個之情況，等效圓直徑大致算出為1nm。在本發明，任意地測定30個以上的細微Ti析出物之等效圓直徑(直徑)，求取其平均值。

細微Ti析出物的個數密度係以測定視野為分母、細微Ti析出物的數量為分子加以求取。在個數密度之測定，將10nm(板厚度方向t)×40nm(板寬度方向W)×60nm(板長度方向L)之視野進行5視野以上的測定，求得其個數密度(個/cm³)之平均值。

又，在本發明，關於TiN的存在狀態，也限定如下。

TiN的平均當量圓直徑：1.0~10.0μm

這是由於若TiN較大的話，則伴隨板鍛造之鋼板的應變增加，存在於晶界之空隙變得容易結合，故，TiN的平均當量圓直徑設為10.0μm以下。為了更確實地確保這些的效果，故，TiN的平均當量圓直徑，理想為8.0μm以下，更理想為5.0μm以下。

再者，由於TiN越小越好，故，TiN的平均當量圓直徑本來就不需要設置下限。但，在後述的TiN之觀察方法，在TiN的等效圓直徑未滿1.0μm的情況，會有不易判別是否為TiN。因此，在本發明，僅將等效圓直徑為1.0μm以上者視為TiN而作為測定對象。因此，TiN之平均當量圓直徑成為1.0μm以上。

TiN的平均當量圓直徑(直徑)係以下述的方式求取。如上述般，首先從自鋼板的端面算起的1/4W或3/4W且自鋼板的表面算起1/4t或3/4t的位置採取試料。然後，研磨該試料的輥軋方向剖面(亦即L方向剖面)，在未蝕刻的狀態下進行觀察。具體而言，使用光學顯微鏡，以1000倍的倍率進行微型組織照片的攝像，藉由目視或圖像處理裝置等觀察微型組織照片。

在微型組織照片，針對可特定為TiN者，求取其等效圓直徑(直徑)，僅將此等效圓直徑(直徑)為1.0μm以上者視為TiN。又，觀察60μm(輥軋方向L)×40μm(板厚方向t)的視野20次以上，再將所有的TiN的等效圓直徑(直徑)之平均值設為TiN的平均當量圓直徑(直徑)。

鄰接的TiN間之最短距離的平均值：10.0μm以上

為了不會讓在TiN與肥粒鐵之界面所產生的空隙成長、空隙彼此結合而成為更大的空隙，因此，需要將TiN間的距離確保一定量。因此，將鄰接的TiN間之距離的平均值設為10.0μm以上。

從抑制因空隙的成長所造成之龜裂產生的觀點來看，前述平均值理想為15.0μm以上，更理想為20.0μm以上。上限未特定限定，但，由於某種程度之TiN的析出無法避免，故，鄰接的TiN間的最短距離之平均值，理想是設為1000μm以下。

鄰接的TiN間的最短距離之平均值是以下述的方式求取。選擇20個任意的TiN，分別測定與其最接近的TiN之距離，算出其平均值。再者，TiN間的最短距離之測定是可與平均當量圓直徑的測定同樣地求取。

(C)機械特性奈米硬度的標準偏差：1.0GPa以下

藉由縮小硬質組織與軟質組織之可變形性的差，可使在兩組織的界面所產生之空隙，且隔開空隙間隔，能夠抑制空隙結合而成長為龜裂。因此，藉由盡可能地減低與硬質組織與軟質組織的可變形性的差之奈米硬度差，可抑制空隙產生。在本發明，作為軟質組織與硬質組織的硬度差之指標，採用試料剖面之奈米硬度的標準偏差。

奈米硬度係可使用例如Hysitron社製TriboScope/TriboIndenter進行測定。以1mN的荷重，任意地測定100點以上的奈米硬度，可從該結果算出奈米硬度的標準偏差。

為了使軟質組織與硬質組織的硬度差減少，抑制空隙產生，奈米硬度的標準偏差較小為佳，設為1.0GPa以下。奈米硬度的標準偏差，理想為0.8GPa以下。

拉引強度：780MPa以上

本發明之鋼板，理想為具有與以往的高翻邊鋼同等的780MPa以上之拉引強度。不需要特別訂定拉引強度的上限，可設為1200MPa、1150MPa或1000MPa。其中，拉引強度是顯示JIS Z 2241(2011)的拉引強度。

均等延伸率與拉引強度之積：7000MPa．%以上

若均等延伸率小的話，則在沖壓成形時，容易引起縮頸所造成之板厚減少，成為沖壓龜裂之原因。為了確保沖壓成形性，均等延伸率(u-EL)與拉引強度(TS)之積，理想為符合TS×u-EL≧7000MPa%。其中，均等延伸率係在以JIS Z 2241(2011)所規定之試驗中，標稱應力σn與標稱應變εn之關係，當標稱應變εn對標稱應力σn微分時的值成為零的點之標稱應變設為εn0時，以下述的式子表示。

均等延伸率(u-EL)=ln(εn0+1)

擴孔率與拉引強度之積：50000MPa．%以上

若擴孔性差的話，進行延伸凸緣加工時，材料流動性變差，會有產生裂痕之可能性。因此，為了確保擴孔性，擴孔率(λ)與拉引強度(TS)之積，理想為符合(TS)×(λ)≧50000MPa%。其中，擴孔率(λ)係表示藉由依據JIS Z 2256 (2010)的試驗方法之擴孔率(λ)。

等效塑性應變：0.9以上

等效塑性應變係為將在簡單剪切試驗的剪切應力σs與剪切塑性應變εsp之關係變換成變形形態不同的單軸拉引試驗之拉引應力σ與拉引應變ε之關係者，等向硬化法則及塑性工作共軛的關係，使用作為定數之變換係數(κ)而加以變換者。

在此，等向硬化法則係指假設降伏曲線的形狀是即使應變進展也不會改變(亦即，膨脹成相似形)之加工硬化法則。塑性工作共軛之關係是指加工硬化僅作為塑性工作的函數被記載，當不受變形形態影響而賦予相同塑性工作(σ×ε)時，顯示相同加工硬化量之關係。

藉此，可將在簡單剪切試驗的剪切應力與剪切塑性應變分別變換成單軸拉引試驗的拉引應力與拉引應變。將此關係顯示如下。

在單軸拉引試驗之拉引應力σ(變換)=在簡單剪切試驗之剪切應力σs×κ

在單軸拉引試驗之拉引應變ε(變換)=在簡單剪切試驗之剪切塑性應變εsp/κ

其次，為了將剪切應力與剪切塑性應變的關係形成為與拉引應力和拉引應變的關係相似，求取變換係數κ。例如，變換係數κ係能藉由以下述的順序求取。首先，預先求取在單軸拉引試驗的拉引應變ε(實際測量值)和拉引應力σ(實際測量值)的關係。接著，求取在單軸剪切試驗之剪切應變εs(實際測量值)與剪切應力σs(實際測量值)的關係。

其次，使κ改變，預先求取自剪切應變εs(實際測量值)所求得的拉引應變ε(變換)和自剪切應力σs(實際測量值)所求得的拉引應力σ(變換)，再求取當拉引應變ε(變換)從0.2%到均等延伸率(u-EL)之間時的拉引應力σ(變換)。求取此時的拉引應力σ(變換)與拉引應力σ(實際測量值)之誤差，再使用最小二乘法求取誤差最少的κ。

等效塑性應變εeq係使用求取到的κ，將在簡單剪切試驗的斷裂時的剪切塑性應變εsp(斷裂)定義作為變換成在簡單拉引試驗的拉引應變ε者。

本發明之鋼板的特徵係在板鍛造中所代表的高應變區域的加工特性優良，等效塑性應變εeq符合0.50以上。由於以往的TRIP鋼之等效塑性應變最高也僅有0.30左右，故，確認到本發明之鋼板的板鍛造性優良。

(D)尺寸板厚：1.0~4.0mm

本發明之鋼板的主要用途是使用於汽車等，其板厚範圍主要在於1.0~4.0mm。因此，可將板厚範圍設為1.0~4.0mm，亦可因應需要，將下限設為1.2mm、1.4mm或1.6mm、將上限設為3.6mm、3.2mm或2.8mm。

(E)製造方法

發明者們係依據至今為止的研究，確認到依據進行從下述所示的(a)至(f)為止的製造製程，可製造本發明的熱軋鋼板。以下，詳述說明關於各製造製程。

(a)熔製製程

熱軋之前的製造方法未特別限定。亦即，接續藉由高爐或電爐等之熔製，進行各種的2次熔煉，調整成前述成分組成。接著，以一般的連續鑄造、薄塊鑄造等的方法製造板塊即可。此時，若可控制在本發明的成分範圍的話，則在原料可使用料頭等。

(b)加熱製程

對已被製造的板塊實施熱軋，作成熱軋鋼板。當進行熱軋時，首先將板塊加熱。在加熱製程，將板塊加熱成以下述(i)式所表示的SRTmin℃以上、1260℃以下的溫度。在連續鑄造之情況，可暫時冷卻至低溫後再次加熱，亦可，不特別進行冷卻而接著連續鑄造後進行加熱。在此，SRTmin係指TiC的固溶溫度。

SRTmin=7000/{2.75-log(Ti×C)}-273．．．(i)

(c)連續熱軋製程

在進行了加熱後，對從加熱爐抽出的板塊實施粗軋及之後的多段精軋。為了使含有Ti的析出物不會析出，將粗軋的結束溫度設為1100℃以上。又，如前述般，多段精軋是以3段以上的多段(例如6段或7段)的連續輥軋來進行。又，以最後3段的輥軋之累積應變(有效累積應變)成為0.01~0.10的方式進行多段精軋。

如前述般，有效累積應變係為考量輥軋時的溫度、輥軋之鋼板的壓下率所產生的結晶粒徑之變化及結晶粒藉由輥軋後的時間經過靜態回復之結晶粒徑的變化之指標。有效累積應變(εeff)可藉由下述的式子求取。

有效累積應變(εeff)=Σεi(ti,Ti)．．．(iii)

在上述(iii)中的Σ係顯示i=1~3之總和。

其中，i=1係在多段精軋中顯示倒數第1段的輥軋(亦即，最終段輥軋)、i=2係顯示倒數第2段的輥軋、i=3係顯示倒數第3段的輥軋。

在此，在以i所示的各輥軋，εi是以下述的式子表示。

εi(ti,Ti)=ei/exp((ti/τR)^2/3)．．．(iv)

ti：自倒數第i段的輥軋至最終段輥軋後的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段的輥軋壓下時的對數應變

ei=|ln{1-(第i段之入側板厚-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)}|．．．(v)

τR=τ0．exp(Q/(R．Ti))．．．(vi)

τ0=8.46×10^-9(s)

Q：關於Fe的轉移之移動活性化能量之定數=183200(J/mol)

R：氣體定數=8.314(J/(K．mol))

藉由限定以如此所導出的有效累積應變，能夠獲得目的之微型組織，並且可減低奈米硬度之參差不齊。其結果，能夠獲得板鍛造性優良之鋼板，其可抑制在硬質組織與軟質組織之界面所產生的空隙之成長，可使空隙即使成長也不易結合，即使進行板鍛造也不會產生龜裂。

多段精軋的結束溫度亦即連續熱軋製程的結束溫度係使用以下述(ii)式所求得之Ar₃，設成為Ar₃(℃)+30℃以上的溫度為佳。這是因為藉此可獲得本發明的目的之析出強化肥粒鐵及變韌鐵。

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

(d)第1(加速)冷卻製程

開始進行在多段精軋結束後的1.00~5.00s後所獲得的熱軋鋼板之冷卻。然後，從輥軋結束溫度，以10℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至650~750℃的溫度，然後，在大氣中保持1~10s。

若從連續熱軋製程結束後未滿1.00s開始進行冷卻的話，肥粒鐵變性被促進，不僅在最終的微型組織無法獲得目的之肥粒鐵面積率，亦會造成析出物粗大化而無法獲得本發明的效果。另外，若超過5.00s再開始冷卻的話，造成肥粒鐵變性延遲而無法獲得目的之析出強化肥粒鐵的面積率。

又，若在第1冷卻製程之平均冷卻速度未滿10℃/s的話，則容易產生珍珠體。另外，冷卻速度的上限未特別限定，但為了迴避過度冷卻，理想為設成300℃/s以下。且，若大氣中的保持溫度未滿650℃的話，則容易產生變韌鐵，造成變韌鐵面積率變大。另外，若在大氣中的保持溫度超過750℃的話，則容易產生珍珠體。

再者，在此所指的大氣中之保持係包含熱軋鋼板在冷卻設備內空冷或冷卻被限制於最小限度，此時的冷卻速度之下限，理想為0℃/s，上限為8℃/s。

(e)第2(加速)冷卻製程

在大氣中進行保持後，從600~740℃的溫度範圍以10℃/s以上的平均冷卻速度進行冷卻。若冷卻開始溫度未滿600℃的話，則肥粒鐵變性無法充分地進行，細微Ti析出物的析出也變得不充分。另外，若冷卻開始溫度超過740℃的話，則肥粒鐵變性過度地進行，會有珍珠體產生而擴孔性劣化之虞。又，亦會有細微Ti析出物粗大化而強度降低之虞。

又，即使在平均冷卻速度未滿10℃/s的情況，會有珍珠體產生而造成擴孔性劣化之虞。平均冷卻速度的上限未特別限定，但，由於會有因熱偏差之熱應變，造成鋼板扭曲之虞，故設為1000℃/s以下為佳。

(f)捲取製程

之後，以450~650℃的捲取溫度捲取已被冷卻之熱軋鋼板。捲取製程後之條件未特別限定。

(F)鋼製鍛造零件

由於以前述這樣的方式所獲得的熱軋鋼板具有優良之板鍛造性，故，藉由將該熱軋鋼板進行板鍛造等的鍛造加工，能夠獲得以往無法獲得要求高強度之複雜形狀的鍛造零件。

以下，依據實施例更具體地說明本發明，但，本發明不限於這些實施例。

[實施例1]

將具有如表1所示的化學組成之鋼進行熔製，製作板塊，將此板塊以如表2所示的條件進行熱軋後再進行冷卻，然後再予以捲取，製造熱軋鋼板。所獲得的熱軋鋼板之板厚顯示於表3。

[金屬組織]

進行所獲得的熱軋鋼板之金屬組織觀察，再進行各組織的面積率之測定。具體而言，首先，在鋼板之與輥軋方向垂直的剖面，當分別將鋼板的寬度及厚度設為W及t時，從該鋼板的端面算起1/4W的位置且自該鋼板的表面算起1/4t的位置，切出金屬組織觀察用的試驗片。

然後，將前述試驗片的輥軋方向剖面(所謂的L方向剖面)進行硝酸乙醇蝕刻，在進行了蝕刻後，使用光學顯微鏡在300μm×300μm的視野上進行觀察。然後對所獲得之組織照片進行圖像解析，藉此，求取到肥粒鐵的面積率A、珍珠體的面積率B和變韌鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之總計面積率C。

其次，將進行了硝酸乙醇蝕刻之部分進行雷佩拉蝕刻(lepera etching)，使用光學顯微鏡在300μm×300μm的視野上進行觀察。然後藉由對獲得之組織照片進行圖像解析，算出殘留沃斯田鐵及麻田散鐵之總計面積率D。進一步使用從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，藉由X射線繞射測定，求取到殘留沃斯田鐵的體積率。因體積率是與面積率大致相等，所以，將前述體積率設為殘留沃斯田鐵的面積率E。從面積率C與面積率D的差求取到變韌鐵的面積率，且從面積率E與面積率D的差求取到麻田散鐵的面積率。藉由此方法，求取到肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、珍珠體各自的面積率。

析出強化肥粒鐵的面積率是如前述般，將前述試驗片以二氧化矽溶膠研磨劑進行研磨後，再用倍率400倍，以測定步驟0.5μm的測定條件對160×256μm的視野進行EBSP測定，再以KAM法求取。

細微Ti析出物也如前述般，將前述試驗片進行電解研磨，以三次元原子探針測定法進行測定，求取其等效圓直徑、個數密度。

TiN也如前述般，對前述試驗片，以倍率1000倍、60×40μm的視野，觀察20次視野，再藉由圖像處理，求取TiN的平均當量圓直徑。又，TiN彼此的最短距離係以500倍的金屬顯微鏡觀察與組織調查相同的部位後求取。

[機械特性]

機械特性中之拉引強度特性(拉引強度(TS)、均等延伸率(u-EL)、擴孔率(λ))係使用以下的試驗片，依據JIS Z 2241(2011)進行評價，該試驗片是當將板寬度設為W時，從板的一端部朝板寬度方向算起1/4W或3/4W中的其中一個位置，以與輥軋方向正交的方向(寬度方向)作為長度方向而採取到之JIS Z 2241(2011)的5號試驗片。擴孔率係從與拉引試驗片採取位置相同的位置採取試驗片，再依據JIS Z 2256 2010所記載的試驗方法進行評價。

且，再藉由以下的順序，進行簡單剪切試驗，再依據其結果求取等效塑性應變。

簡單剪切試驗的試驗片係當將鋼板的板寬度設為W時，從板的一端部朝板寬度方向算起1/4W或3/4W中的其中一個位置，以與輥軋方向正交的方向(寬度方向)作為長度方向進行採取。圖1(a)顯示試驗片的一例。如圖1所示的簡單剪切試驗的試驗片係以板厚成為2.0mm的方式，將兩面均等地研削而使板厚一致，再加工成在鋼板的寬度方向23mm、鋼板的輥軋方向38mm之矩形試驗片。

將試驗片的長側(輥軋方向)朝端短方向(寬度方向)各以10mm將兩側的挾持部2予以挾持，在試驗片的中央設置3mm的剪切寬度(剪切變形產生部1)。再者，在板厚未滿2.0mm之情況，不進行研削，以該板厚的狀態下進行試驗。又，在試驗片的中央，朝短方向(寬度方向)以筆等畫上直線的符號。

又，將已被挾持的長邊側朝長方向(輥軋方向)移動成相互逆向，使剪切應力σs負荷，對試驗片施加剪切變形。圖1(b)顯示進行了剪切變形之試驗片的一例。剪切應力σs為可藉由下述式子求取之標稱應力。

剪切應力σs=剪切力/(鋼板的輥軋方向之試驗片的長度×試驗片的板厚)

再者，在剪切試驗，因試驗片的長度及板厚不會改變，所以，可視為剪切標稱應力≒剪切真應力。剪切試驗中，藉由CCD照相機，對描繪於試驗片中央之直線進行攝像，測量其傾斜度θ(參照圖1(b))。從該傾斜度θ，使用下述的式子，求取因剪切變形所產生之剪切應變εs。

剪切應變εs=tan(θ)

再者，在簡單剪切試驗，使用簡單剪切試驗機(最大位移8mm)。因此，存在有試驗機的行程(位移)之界限。又，因在試驗片的端部或挾持部產生龜裂，在一次的剪切試驗中，會有無法進行試驗直到試驗片斷裂之情況。因此，如前述般，採用反復進行剪切試驗荷重的負荷、荷重的去除、將試驗片的挾持部端部直線狀切除、荷重的再負荷之一連串作業的[多段剪切試驗法]。

為了將這些多階段的剪切試驗結果予以串聯，作為連續的一個簡單剪切試驗結果進行評價，以下述的方式求取從在各階段的剪切試驗所獲得之剪切應變(εs)，減去考量了剪切彈性率之剪切彈性應變(εse)後的剪切塑性應變(εsp)，將各階段的剪切塑性應變(εs)總括連結成一個。

剪切塑性應變εsp=剪切應變εs-剪切彈性應變εse

剪切彈性應變εse=σs/G

σs：剪切應力

G：剪切彈性率

在此，設為G=E/2(1+ν)≒78000(MPa)。

E(楊式模數(縱彈性係數))=206000(MPa)

泊松比(ν)=0.3

在簡單剪切試驗，進行試驗直到試驗片斷裂。如此，能夠發現到剪切應力σs與剪切塑性應變εsp的關係。又，試驗片斷裂時的剪切塑性應變為εspf。

從在前述簡單剪切試驗所獲得的剪切應力σs與試驗片斷裂時的剪切塑性應變εspf之關係，藉由前述的方法，使用變換係數κ，求取等效塑性應變εeq。

其次，進行奈米硬度的標準偏差之測定。將金屬組織觀察用的試驗片再次研磨，以1mN的荷重(負載荷重10s、卸載荷重10s)，針對從與輥軋方向平行的剖面內之鋼板表面算起之板厚t的1/4深度位置(1/4t部)，以5μm間隔測定25μm×25μm的測定區域。從該結果算出奈米硬度的平均值及奈米硬度的標準偏差。奈米硬度的測定係使用Hysitron社製TriboScope/TriboIndenter加以實施。

該等的測定結果一併顯示於表3。

從表3可明白得知，若為本發明之熱軋鋼板的話，能夠獲得具有拉引強度(TS)為780MPa以上、均等延伸率u-EL與拉引強度TS之積(TS×u-EL)為7000MPa．%以上、擴孔率λ與拉引強度TS之積(TS×λ)為50000MPa．%以上且具有獲得平衡之特性的熱軋鋼板。又，確認到本發明之熱軋鋼板係為等效塑性應變也超過0.90(90%)且亦可承受板鍛造等的高應變區域加工之鋼板。

[產業上的利用可能性]

若依據本發明，能夠獲得既可維持作為高翻邊鋼的基本功能亦即良好的擴孔性，又具有優良的板鍛造性之熱軋鋼板。因此，本發明之熱軋鋼板可廣泛地利用於機械零件等。特別是適用於具有如板鍛造等之在高應變區域的加工之鋼板加工，能夠獲得該顯著的效果。

Claims

一種熱軋鋼板，其特徵為：鋼板的化學組成係在以質量%計算時，具有：C：0.020%~0.070%、Si：0.05%~1.70%、Mn：0.60%~2.50%、Al：0.010%~1.000%、N：大於0%~0.0030%以下、P：0.050%以下、S：0.005%以下、Ti：0.015%~0.170%、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%以及殘餘部：前述殘餘部為Fe及雜質，在前述鋼板之與輥軋方向垂直的剖面，當分別將前述鋼板的寬度及厚度設為W及t時，從前述鋼板的端面算起1/4W或3/4W的位置且自前述鋼板的表面算起1/4t或3/4t的位置之金屬組織係在以面積%計算時，具有：肥粒鐵：5%~70%、變韌鐵：30%~95%、殘留沃斯田鐵：2%以下、麻田散鐵：2%以下、以及珍珠體：1%以下，並且肥粒鐵及變韌鐵總計：95%以上，前述肥粒鐵係在顆粒內具有含有Ti的析出物，含有前述Ti的析出物之個數密度為1.0×10¹⁶~50.0×10¹⁶個/cm³，在前述鋼板中含有TiN析出物，前述TiN析出物的平均當量圓直徑為1.0~10.0μm，鄰接的前述TiN析出物間之最短距離的平均值為10.0μm以上，奈米硬度的標準偏差為1.00GPa以下。
如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，其中，包含前述 Ti之析出物的平均當量圓直徑為1.00~3.00nm。
如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其中，拉引強度為780MPa以上，均等延伸率與拉引強度之積為7000MPa．%以上，擴孔率與拉引強度之積為50000MPa．%以上。
一種熱軋鋼板的製造方法，係用來製造如申請專利範圍第1至3項中任一項的熱軋鋼板之方法，其特徵為：對具有如申請專利範圍第1項的化學組成之板塊，依序實施加熱製程、連續熱軋製程、第1冷卻製程、第2冷卻製程及捲取製程，在前述加熱製程，將前述板塊加熱成以下述(i)式所表示的SRTmin℃以上、1260℃以下的溫度，前述連續熱軋製程係包含粗軋和3段以上的多段精軋，前述粗軋的結束溫度為1100℃以上，前述多段精軋之最終3段的輥軋之累積應變為0.01~0.10，前述多段精軋的輥軋結束溫度為藉由下述(ii)式所求得的Ar₃+30℃以上的溫度，在前述第1冷卻製程，當前述多段精軋結束後，經過1.00~5.00s後進行冷卻，從前述輥軋結束溫度到650~750℃的溫度範圍為止，以10℃/s以上的平均冷卻速度進行冷卻，然後，在大氣中保持1~10s，在前述第2冷卻製程，在前述大氣中進行保持後，從600~740℃的溫度範圍以10℃/s以上的平均冷卻速度進行冷卻，在前述捲取製程，以450~650℃的捲取溫度捲取；SRTmin=7000/{2.75-log(Ti×C)}-273．．．(i) Ar₃=970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni)．．．(ii)其中，上述式中的元素記號是表示各元素在熱軋鋼板中的含有量(質量%)，在未含有的情況時以0代入。
一種鋼製鍛造零件，其特徵為：由如申請專利範圍第1至3項中任一項的熱軋鋼板所獲得。
一種鋼製鍛造零件的製造方法，其特徵為：對如申請專利範圍第1至3項中任一項的熱軋鋼板，至少實施鍛造加工。