TWI688665B - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明係提供一種熱軋鋼板，其具有預定組成，並且包含二相組織，該二相組織中以面積分率計，麻田散鐵相之組織分率在10~40%，且肥粒鐵相之組織分率在60%以上，肥粒鐵晶粒之平均粒徑在5.0μm以下，且肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率大於60%。本發明更提供一種熱軋鋼板之製造方法，其包含以下步驟：最後3個軋延軋台各自的軋延荷重係前1個軋延軋台的80%以上，且該等之軋延溫度平均值在800~950℃之步驟；以及，將鋼板強制冷卻並接著進行捲取之步驟，該步驟中，強制冷卻包含以下程序：在軋延結束後1.5秒以內開始，且以30℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至600~750℃，並自然冷卻3秒以上且10秒以下後，以30℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至200℃以下為止。

Description

熱軋鋼板及其製造方法
本發明是關於一種韌性與擴孔性之均衡優異之拉伸強度在980MPa以上之熱軋鋼板及其製造方法。
背景技術 近年來，在提升汽車燃油效率及衝撞安全性之目的下，盛行致力於藉由應用高強度鋼板來使車體輕量化。應用高強度鋼板時，確保其壓製成型性是十分重要的。眾所皆知複合組織(Dual Phase)鋼板(以下稱為DP鋼板)是以軟質之肥粒鐵相與硬質之麻田散鐵相之複合組織所構成，並具有良好的壓製成型性。然而，在DP鋼板可能會從硬度顯著不同的兩相之界面發生孔隙，進而產生破裂，故有擴孔性差的問題，不適合用於底盤零件等需求高擴孔性之用途。
在專利文獻1中，提出一種熱軋鋼板，其含有肥粒鐵，且除此之外還可含有麻田散鐵或變韌鐵等，並且該熱軋鋼板之由極限擴孔率評估之延伸凸緣加工性已獲得改善。另外，在專利文獻2中，提出一種高強度熱軋鋼板，其為了兼顧延伸性與擴孔性，而控制了肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率、以及肥粒鐵晶粒之長寬比及平均粒徑。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利特許第3945367號公報 專利文獻2：日本專利特開2015-86415號公報
發明概要 發明欲解決之課題 近年來，基於汽車追求更加輕量化之方針、零件之複雜化等背景，需求著具有更高擴孔性與韌性的高強度熱軋鋼板。
在專利文獻1中記載有：在Ar3 點~「Ar3 點+100℃」之溫度區域的溫度下進行精整軋延，並於該精整軋延結束後0.5秒以內開始冷卻，以400℃/秒以上之平均冷卻速度從完工溫度冷卻至「Ar3 點-100℃」為止。另外，專利文獻1中記載有：如上述在精整軋延結束後，藉由幾乎不給予氣冷的時間就進行強冷卻，可使肥粒鐵晶粒極致地微細化，並且還可形成所欲集合組織，而可獲得面內各向異性小且加工性優異之熱軋鋼板。然而，從提升韌性的觀點，尤其是從提升韌性及擴孔性的觀點來看，在專利文獻1中未必得到充分的研討，因此該專利文獻1中記載的熱軋鋼板，關於其材料特性，尚有改善空間。
專利文獻2中記載有：在精整軋延中最後一段的前一段之軋延軋台上使沃斯田鐵組織再結晶，之後藉由將輕軋縮所產生的微量應變導入沃斯田鐵之晶界等，來控制被覆麻田散鐵晶粒之肥粒鐵晶粒的平均粒徑與長寬比，並且還記載有：最後可獲得延伸性與擴孔性之均衡優異之高強度熱軋鋼板。然而，從提升韌性的觀點，尤其是從提升韌性及擴孔性之觀點來看，在專利文獻2中未必得到充分的研討，因此該專利文獻2中記載的高強度熱軋鋼板，關於其材料特性，尚有改善空間。
本發明之目的在於提供一種熱軋鋼板及其製造方法，該熱軋鋼板對於上述需求，確保有高強度鋼不可或缺之韌性，且具可滿足加工性之優異擴孔性，並且拉伸強度在980MPa以上。
用以解決課題之手段 以往，以改善DP鋼板的材質為目的，亦採取了各種措施，用以抑制會於麻田散鐵與肥粒鐵之界面上產生的孔隙發生。另外，為了提升韌性，一般所知的是使粒徑變得微細，以增加龜裂傳播的路徑，然而如DP鋼這種複合組織中，粒徑的效果、或是麻田散鐵及肥粒鐵之各組織的相關效果尚不明確。本發明人等著眼於在熱精整軋延後之冷卻中生成的肥粒鐵之成核部位及晶粒成長行為，經精闢研討之結果發現：被覆麻田散鐵晶粒之肥粒鐵晶粒之平均粒徑，對於改善材質，特別是在於韌性及擴孔性兩種特性之改善上十分重要。並且，作為麻田散鐵及肥粒鐵之各組織的相關效果，可知：藉由被覆麻田散鐵晶粒可提升擴孔性，並進一步藉由使進行該被覆之肥粒鐵晶粒的平均粒徑更微細，可達成抑制對於提升韌性所需之龜裂傳播。然而，如專利文獻2中記載之方法，亦即使沃斯田鐵組織再結晶，之後藉由將輕軋縮所產生的微量應變導入沃斯田鐵之晶界之方法中，即使可控制肥粒鐵之形狀及被覆率，仍因沃斯田鐵晶粒粗大，導致肥粒鐵晶粒也有變得粗大之傾向，結果，要使肥粒鐵晶粒之平均粒徑降低至微細之程度有時會相當困難。因此，本發明人等進一步研討，而發現到：藉由以熱軋延使沃斯田鐵的動態再結晶展現，可使沃斯田鐵之結晶粒微細，並且可在沃斯田鐵晶界中導入高差排密度。具體而言，為使沃斯田鐵之動態再結晶展現，需要施加較大的應變。因此，在精整軋延時的軋延軋台進行的軋延中為了使沃斯田鐵之動態再結晶確實展現，使最後的多個連續軋延軋台各自的軋延荷重維持在其前1個軋延軋台之軋延荷重的80%以上是相當重要。藉此，可使沃斯田鐵之結晶粒微細，並且可在沃斯田鐵晶界中導入高差排密度，因此可提高在之後冷卻之際從沃斯田鐵晶界成核之肥粒鐵的生成頻率，而可增加微細肥粒鐵晶粒之生成，另一方面，也可使在該冷卻之際從沃斯田鐵晶粒變態而成之麻田散鐵晶粒微細化。另外，如上述之微細麻細散鐵晶粒會被同樣在冷卻之際生成之上述許多的微細肥粒鐵晶粒被覆，因此亦可明顯提高肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率。藉此，不僅可確實防止在專利文獻1及2中未必得到充分研討之韌性之劣化，還可高度兼顧韌性與擴孔性。
本發明係根據上述知識見解而作成，其主旨如下。 (1)一種熱軋鋼板，其特徵在於： 其具有以下組成：以質量%計含有 C：0.02%以上且0.50%以下、 Si：2.0%以下、 Mn：0.5%以上且3.0%以下、 P：0.1%以下、 S：0.01%以下、 Al：0.01%以上且1.0%以下、及 N：0.01%以下，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成；並且 包含二相組織，該二相組織中以面積分率計，麻田散鐵相之組織分率在10%以上且40%以下，且肥粒鐵相之組織分率在60%以上； 肥粒鐵晶粒之平均粒徑在5.0μm以下；且 肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率大於60%。 此處，所謂肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率，係令總麻田散鐵晶界長度為100時，以百分率表示麻田散鐵晶界中肥粒鐵晶粒所佔部分之長度比率之數值。 (2)上述(1)之熱軋鋼板，其以質量%計更含有以下元素中之1種以上： Nb：0.001%以上且0.10%以下、 Ti：0.01%以上且0.20%以下、 Ca：0.0005%以上且0.0030%以下、 Mo：0.02%以上且0.5%以下、及 Cr：0.02%以上且1.0%以下。 (3)如上述(1)或(2)之熱軋鋼板，其中前述肥粒鐵晶粒之平均粒徑在4.5μm以下。 (4)如上述(1)~(3)中任1項之熱軋鋼板，其中前述被覆率在65%以上。 (5)如上述(1)~(4)中任1項之熱軋鋼板，其中前述麻田散鐵相之組織分率在10%以上且小於20%。 (6)一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於包含以下步驟： 鑄造具有如上述(1)~(5)中任1項之組成的鋼胚之步驟； 將經鑄造而得之鋼胚進行熱軋延之步驟，該步驟包含使用具備至少4個連續的軋延軋台之軋延機將前述鋼胚進行精整軋延，並且在前述精整軋延中，最後3個軋延軋台各自的軋延荷重係前1個軋延軋台之軋延荷重的80%以上，且前述最後3個軋延軋台中的精整軋延溫度之平均值在800℃以上且950℃以下；以及， 將經精整軋延後之鋼板強制冷卻並接著進行捲取之步驟，該步驟中，前述強制冷卻包含：一次冷卻，係在前述精整軋延結束後的1.5秒以內開始，且以30℃/秒以上之平均冷卻速度將前述鋼板冷卻至600℃以上且750℃以下；中間氣冷，係將前述一次冷卻後之鋼板自然冷卻3秒以上且10秒以下；及，二次冷卻，係以30℃/秒以上之平均冷卻速度將經前述中間氣冷後之鋼板冷卻至200℃以下為止。
發明效果 根據本發明，可提供一種韌性與擴孔性之均衡優異之熱軋鋼板，故可提供適於需高度加工之壓製零件之熱軋鋼板。另外，本發明之熱軋鋼板係具有980MPa以上之拉伸強度，且韌性與擴孔性之均衡高度優異之物，因此可實現利用汽車等車體材料之薄化所進行之車體輕量化、零件一體成型化、以及加工步驟短縮，而可謀求提升燃油效率及減低製造成本，係高工業性價值之發明。
發明實施形態 ＜熱軋鋼板＞ 本發明係著眼於在熱精整軋延後之冷卻中生成的肥粒鐵之成核部位及晶粒成長行為，並且藉由控制肥粒鐵晶粒之平均粒徑與被覆麻田散鐵晶粒之肥粒鐵晶粒的比例，以提供一種韌性與擴孔性之均衡優異且高強度之熱軋鋼板。本發明熱軋鋼板之特徵在於：其具有預定組成；並且包含二相組織，該二相組織中以面積分率計，麻田散鐵相之組織分率在10%以上且40%以下，且肥粒鐵相之組織分率在60%以上；肥粒鐵晶粒之平均粒徑在5.0μm以下；並且肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率大於60%。
以下就本發明之各個構成要件詳加說明。首先，說明限定本發明之成分(組成)的理由。關於成分含量的符號%意指質量%。
[C：0.02%以上且0.50%以下] C係決定鋼板強度之重要元素。為了獲得目標強度，必須含有0.02%以上。且其宜設為0.03%以上，更宜設為0.04%以上。但是，若含有大於0.50%便會使韌性劣化，故將上限設為0.50%。且C含量亦可在0.45%以下或0.40%以下。
[Si：2.0%以下] Si作為固溶強化元素可有效提升強度，但會引起韌性劣化，故設為2.0%以下。且其宜在1.5%以下，更宜在1.2%以下或1.0%以下。Si亦可不含有，亦即Si含量亦可為0%。且Si含量亦可為譬如0.05%以上、0.10%以上或0.20%以上。
[Mn：0.5%以上且3.0%以下] Mn可有效提升淬火性，且作為固溶強化元素可有效提升強度。為了獲得目標強度，其必須在0.5%以上。且其宜在0.6%以上。若過度添加，便會生成對擴孔性有害的MnS，故將其上限設為3.0%以下。Mn含量亦可為2.5%以下或2.0%以下。
[P：0.1%以下] P愈低愈理想，若含有大於0.1%則會對加工性及熔接性造成不良影響，同時也會使疲勞特性降低，故設在0.1%以下。且其宜在0.05%以下，更宜在0.03%以下。P含量亦可為0%，但過度減低會招致成本上升，故宜設為0.0001%以上。
[S：0.01%以下] S愈低愈理想，若過多便會生成對韌性之各向同性有害的MnS等夾雜物，故必須設在0.01%以下。當有嚴苛的低溫韌性之需求時，宜設為0.006%以下。S含量亦可為0%，但過度減低會招致成本上升，故宜設為0.0001%以上。
[Al：0.01%以上且1.0%以下] Al係脫氧所需元素，通常會添加0.01%以上。Al含量亦可為譬如0.02%以上或0.03%以上。然而，若添加過多，則會生成析出為簇狀之氧化鋁而使韌性劣化，故其上限係設為1.0%。Al含量亦可為譬如0.8%以下或0.6%以下。
[N：0.01%以下] N在高溫下會形成粗大Ti氮化物，而使韌性劣化。因此，係設為0.01%以下。N含量亦可為譬如0.008%以下或0.005%以下。N含量亦可為0%，但過度減低會招致成本上升，故宜設為0.0001%以上。
雖然並非滿足需求特性所必須，但為了低減製造的參差或更提升強度，並且更為了進一步提升韌性及/或擴孔性，亦可添加下述元素中之1種以上。
[Nb：0.001%以上且0.10%以下] Nb可使熱軋鋼板之結晶粒徑變小，還可利用NbC來提高強度。Nb含量在0.001%以上即可獲得上述效果。且Nb含量亦可為譬如0.01%以上或0.02%以上。另一方面，若大於0.10%，該效果會達飽和，故將其上限設為0.10%。Nb含量亦可為譬如0.08%以下或0.06%以下。
[Ti：0.01%以上且0.20%以下] Ti可使肥粒鐵析出強化，並且可延遲變態速度而提高控制性，故係可有效於獲得目標肥粒鐵分率之元素。為了獲得優異的韌性與擴孔性之均衡，必須添加0.01%以上。但是，若添加大於0.20%，會生成源自TiN之夾雜物，使擴孔性劣化，故Ti含量係設為0.01%以上且0.20%以下。Ti含量亦可為譬如0.02%以上或0.03%以上，且亦可在0.15%以下或0.10%以下。
[Ca：0.0005%以上且0.0030%以下] Ca在熔鋼脫氧中使多數微細氧化物分散並使組織微細化之方面係較佳元素，並且其係一種可在熔鋼脫硫中將鋼中的S固定為球形之CaS，並抑制MnS等延伸夾雜物之生成，而可提升擴孔性之元素。添加量自0.0005%起就可獲得該等效果，但效果會在0.0030%時達飽和，故Ca含量係設在0.0005%以上且0.0030%以下。Ca含量亦可為譬如0.0010%以上或0.0015%以上，且亦可在0.0025%以下。
[Mo：0.02%以上且0.5%以下] Mo係有效於肥粒鐵之析出強化之元素。為了獲得該效果，以添加0.02%以上為佳。Mo含量亦可為譬如0.05%以上或0.10%以上。但是，大量添加會使鋼胚之破裂敏感性變高，使得鋼胚之處理變得困難，故將其上限設為0.5%。Mo含量亦可為譬如0.4%以下或0.3%以下。
[Cr：0.02%以上且1.0%以下] Cr係可有效使鋼板強度提升的元素。為了獲得該效果，必須添加0.02%以上。Cr含量亦可為譬如0.05%以上或0.10%以上。然而，大量添加會致使延性降低，故將上限設為1.0%。Cr含量亦可為譬如0.8%以下或0.5%以下。
本發明之熱軋鋼板中，上述成分以外之剩餘部分由Fe及不純物所構成。此處，所謂不純物係在工業上製造熱軋鋼板時，因以如礦石或廢料之類的原料為首之製造步驟的種種因素而混入之成分，且係包含非對本發明之熱軋鋼板刻意添加之成分。另外，所謂不純物係除了以上說明之成分以外的元素，且亦包含以該元素特有之作用效果並不會對本發明之熱軋鋼板的特性產生影響之程度被含於該熱軋鋼板中之元素。
接下來，說明本發明之熱軋鋼板的結晶組織。
[麻田散鐵相之組織分率在10%以上且40%以下、肥粒鐵相之組織分率在60%以上之二相組織] 本發明之熱軋鋼板包含麻田散鐵相與肥粒鐵相之二相組織。此處，本發明中所謂的「二相組織」，係指麻田散鐵相與肥粒鐵相之合計以面積率計在90%以上之組織。有關剩餘部分，亦可含有波來鐵或變韌鐵。
包含上述二相組織之鋼板中，麻田散鐵的硬質組織分散於軟質且延伸性優異之肥粒鐵中，藉此，在高強度的同時還可實現高延伸性。但是，如上述之鋼板中，因高應變集中於硬質組織附近，龜裂傳播速度變快，故有擴孔性降低之缺點。因此，雖然有關肥粒鐵與麻田散鐵之相分率及麻田散鐵晶粒尺寸之研討很多，但對於積極控制肥粒鐵晶粒尺寸及被覆麻田散鐵晶粒之肥粒鐵晶粒的排列以改善鋼板材質之可能性，則幾乎沒有研討案例。本發明係藉由在由麻田散鐵相與肥粒鐵相所構成之二相組織中，適當控制肥粒鐵晶粒之平均粒徑與被覆麻田散鐵晶粒之肥粒鐵晶粒的排列，以提供一種韌性與擴孔性之均衡優異且高強度之熱軋鋼板。根據本發明，該熱軋鋼板之鋼板組織以面積分率計必須含有10%以上且40%以下之麻田散鐵相，且須含有60%以上之肥粒鐵相。麻田散鐵相以面積分率計亦可譬如在12%以上或14%以上，且亦可在35%以下或30%以下。另外，肥粒鐵相以面積分率計亦可在70%以上或大於80%，且其上限亦可在90%以下或85%以下。特別是韌性與擴孔性之均衡優異之麻田散鐵相分率係在10%以上，且係小於20%或在18%以下。麻田散鐵相之分率若小於10%，則肥粒鐵晶粒之平均粒徑必然變大，而使韌性降低。麻田散鐵相之分率若大於40%，則延性貧乏之麻田散鐵相會成為主體，而導致擴孔性降低。肥粒鐵相之分率若小於60%，則肥粒鐵晶粒所帶來之應變緩和不足且無法確保加工性，因而無法高度兼顧韌性與擴孔性。
本發明中，肥粒鐵相及麻田散鐵相之組織分率係如以下方式來決定。首先，以與熱軋鋼板之軋延方向呈平行之板厚截面作為觀察面來採取試樣，研磨該觀察面並利用硝太蝕劑及雷佩拉(LePera)液等試劑進行腐蝕後，利用場發射型掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)等光學顯微鏡作圖像解析，更具體來說，係在光學顯微鏡下以1000倍之倍率來觀察板厚之1/4位置之組織，在100×100μm之視野中將其進行圖像解析。並且，將10視野以上中之該等測定值之平均，分別決定為肥粒鐵相及麻田散鐵相之組織分率。
[肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率大於60%] 在本發明中，最重要的特徵之一即為肥粒鐵晶粒之排列。本發明中，肥粒鐵晶粒係排列成包圍麻田散鐵晶粒之形狀。圖1係說明肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率之示意圖。如圖1所示，將麻田散鐵晶界之中，被肥粒鐵晶粒佔有之部分相對於總麻田散鐵晶界長度之比率定義為被覆率。本發明中，總麻田散鐵晶界長度、與被肥粒鐵晶粒佔有之部分的長度係利用光學顯微鏡來決定，譬如可利用電子背向散射繞射圖像解析(Electro BackScattering Diffraction：EBSD)以定量方式求得。本發明中，肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率係藉由以下方式來計算：針對板厚之1/4位置之組織，隨機選擇100×100μm之視野，在10視野以上中針對500個以上之麻田散鐵晶粒使用EBSD等之光學顯微鏡，求取總麻田散鐵晶界長度(「與麻田散鐵晶界中肥粒鐵晶粒所佔部分相對應之該肥粒鐵晶粒外周長的合計」與「麻田散鐵晶界中肥粒鐵晶粒所未佔部分的長度」之合計)、與肥粒鐵晶粒所佔部分的長度(「與麻田散鐵晶界中肥粒鐵晶粒所佔部分相對應之該肥粒鐵晶粒外周長的合計」)。肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率若大於60%，則肥粒鐵的連接性提高，而可抑制加工時產生之孔隙發生，使得韌性與擴孔性提升。若被覆率低，則肥粒鐵的連接性變低，亦即被覆麻田散鐵晶粒之肥粒鐵晶粒之間的空隙變多，加工時應力可能會集中於上述空隙而產生破裂，故該被覆率宜為較高之數值，可為譬如為65%以上、68%以上或亦可在70%以上。在會承受更嚴荷之加工的成形中，則以設為70%以上為佳。並且，該被覆率亦可為100%，又亦可為譬如98%以下或95%以下。
[肥粒鐵晶粒之平均粒徑係在5.0μm以下] 另一方面，在為了使被覆率變高而使肥粒鐵相之分率增加之際，若肥粒鐵晶粒之平均粒徑變大，則韌性會變差。因此，肥粒鐵晶粒之平均粒徑必須設為5.0μm以下。譬如，肥粒鐵晶粒之平均粒徑可為0.5μm以上或1.0μm以上、及/或亦可為4.5μm以下、4.0μm以下、3.5μm以下或3.0μm以下，並且以在0.5μm以上且3.0μm以下為宜。因此，藉由使肥粒鐵變態之成核部位增加，以使肥粒鐵晶粒微細化係重要的。另，本發明中，肥粒鐵晶粒之平均粒徑係利用EBSD依以下方式來測定。作為EBSD，係利用譬如由FE-SEM與EBSD檢測器所構成之裝置，以1000倍之倍率觀察板厚之1/4位置之組織，在100×100μm之視野中將其進行圖像解析。接著，以結晶晶界之角度差在5°以上之境界作為晶界，並以被該晶界包圍之區域作為結晶粒，利用等效圓直徑來測定肥粒鐵晶粒之粒徑，並且將10視野以上中之該等測定值的平均設為肥粒鐵晶粒之平均粒徑。
本發明之熱軋鋼板中，如上述，不僅肥粒鐵晶粒且連麻田散鐵晶粒亦可微細化。麻田散鐵晶粒之平均粒徑並未特別限定，可為譬如1.0μm以上、3.0μm以上或6.0μm以上，及/或亦可為20.0μm以下、18.0μm以下、15.0μm以下或10.0μm以下。在圖1中，例示出麻田散鐵晶粒較肥粒鐵晶粒大之態樣，但本發明之熱軋鋼板並不限定於此種態樣，而亦包含肥粒鐵晶粒之平均粒徑較麻田散鐵晶粒之平均粒徑大之情況。
＜熱軋鋼板之製造方法＞ 接下來，說明本發明之熱軋鋼板之製造方法。
本發明之熱軋鋼板可利用包含以下步驟之方法製造：鑄造具有與該熱軋鋼板相同組成的鋼胚之步驟；將經鑄造而得之鋼胚進行熱軋延之步驟，該步驟包含使用具備至少4個連續的軋延軋台之軋延機將前述鋼胚進行精整軋延，並且在前述精整軋延中，最後3個軋延軋台各自的軋延荷重係前1個軋延軋台之軋延荷重的80%以上，且前述最後3個軋延軋台中的精整軋延溫度之平均值在800℃以上且950℃以下；以及，將經精整軋延後之鋼板強制冷卻並接著進行捲取之步驟，該步驟中，前述強制冷卻包含：一次冷卻，係在前述精整軋延結束後1.5秒以內開始，且以30℃/秒以上之平均冷卻速度將前述鋼板冷卻至600℃以上且750℃以下；中間氣冷，係將前述一次冷卻後之鋼板自然冷卻3秒以上且10秒以下；及，二次冷卻，係以30℃/秒以上之平均冷卻速度將經前述中間氣冷後之鋼板冷卻至200℃以下為止。
上述製造方法可利用發明所屬技術領域中具有通常知識者周知的各種軋延技術來實施，而未特別限定，且宜利用譬如從鑄造到軋延為止連接在一起之連續軋延(Endless rolling)來實施。藉由進行連續軋延，可在精整軋延中實現以下記述之高負荷之軋延。
[鋼胚之鑄造] 鋼胚之鑄造並不限於特定方法。只要以可製得具有與針對本發明之熱軋鋼板於以上說明之組成相同之鋼胚的方式，利用高爐或電爐等進行熔煉之後，進行各種二次精煉，調整化學組成，接著再利用通常的連續鑄造或鑄錠法來鑄造即可。又，亦可利用薄鋼胚鑄造等方法來鑄造。另外，可使用廢料作為鑄造鋼胚之原料，但必須其調整化學組成。
[熱軋延] 根據本發明，接著對所鑄造出之鋼胚施行熱軋延，該熱軋延包含：使用具備至少4個連續的軋延軋台之串連式軋延機等的軋延機，以最後3個軋延軋台各自的軋延荷重係前1個軋延軋台之軋延荷重的80%以上之方式將所鑄造出之鋼胚進行精整軋延。在精整軋延中最後3個軋延軋台上對鋼胚連續施加高負荷，藉此便可使沃斯田鐵之動態再結晶於鋼板中展現。藉由使沃斯田鐵之動態再結晶展現，便能使沃斯田鐵之結晶粒更微細，且可在沃斯田鐵晶界中導入高差排密度。其結果，可提高在之後的強制冷卻之際從沃斯田鐵晶界成核之肥粒鐵的生成頻率，而可增加微細肥粒鐵晶粒之生成，另一方面，也可使在該強制冷卻之際從沃斯田鐵晶粒變態而成之麻田散鐵晶粒微細化。另外，如上述之麻田散鐵晶粒會被同樣在強制冷卻之際生成之上述許多的微細肥粒鐵晶粒被覆，因此亦可明顯提高肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率。
最後3個軋延軋台各自的軋延荷重相對於前1個軋延軋台之軋延荷重若小於80%，則於軋延軋台之軋延道次之間會促進靜態再結晶或促進恢復，無法蓄積動態再結晶所需之應變。進一步詳細說明，即使譬如在各軋延軋台中用更高之軋縮率來施行熱軋延，若各軋延道次間的時間變長，則在各軋延道次中導入之應變就會在到下一道次為止之期間中恢復。其結果，變得無法蓄積動態再結晶所需之應變。因此，當以軋縮率來控制熱軋延時，必須將道次間之時間嚴格控制為特定之短時間。並且，假設就算已將道次間之時間嚴格控制為特定之短時間，若最後3個軋延軋台中任1個的軋縮率低，則理所當然地無法滿足80%以上之軋延荷重，故同樣會變得無法蓄積動態再結晶所需之應變。與其相對地，本發明之熱軋鋼板之製造方法中，並非以軋縮率而係以軋延荷重來控制熱軋延，藉此便能確實地蓄積應變。更詳細來說，隨著應變之蓄積，軋延所需之荷重愈變高。因此，藉由將熱軋延控制在特定之軋延荷重範圍內，可確實蓄積動態再結晶所需之應變，且可控制該蓄積量。軋延荷重之上限並未特別規定，但相對於前1個軋延軋台之軋延荷重若大於120%，則板形狀之作成變得困難、或在軋延道次間之板斷裂增加等製造上之課題會變多。因此，軋延荷重為80%以上，且宜在85%以上，及/或為120%以下，且宜在100%以下。一般而言，愈後段之軋延軋台，對應變之蓄積所造成的影響愈大。因此，若最後3個軋延軋台之中較後段之軋延軋台中無法達成80%以上之軋延荷重，則會有肥粒鐵晶粒之平均粒徑變得更大，而使該肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率變得更小之傾向。另外，以軋縮率之觀點而言，其並未特別限定，本發明方法之熱軋延係以最後的軋延軋台之軋縮率一般在25%以上且宜在25~40%之範圍內的方式來實施。
此外，精整軋延時之溫度(精整軋延溫度)於本發明之方法中亦為重要，具體而言，最後3個軋延軋台中之精整軋延溫度之平均值愈低，在上述強制冷卻之際愈能使麻田散鐵粒徑更微細，且可在晶界中導入更高之差排密度。然而，若該等精整軋延溫度之平均值過低，則肥粒鐵變態將急遽進行，而變得無法將麻田散鐵相之組織分率確保在10%以上。另一方面，該平均值若變高，則沃斯田鐵晶界之差排密度會減少，而被覆率會降低。基於以上所述，最後3個軋延軋台中之精整軋延溫度之平均值係設為800℃以上且950℃以下。於本發明中最後3個軋延軋台進行的熱軋延中，因軋延荷重高，而有因加工發熱等致使溫度上升的情形，此種高溫度對於動態再結晶之展現而言是有利的。另一方面，若在後段變得高溫，則不利於應變累積，因此最後的軋延軋台進行的軋延後之溫度(精整軋延結束溫度)雖然未特別限定，但以譬如850℃以上為宜。並且，精整軋延結束溫度亦可為譬如1000℃以下。
(粗軋延) 在本發明之方法中，亦可為了譬如調整板厚，而在精整軋延之前對經鑄造而得之鋼胚施行粗軋延。上述粗軋延未特別限定，可譬如將經鑄造而得之鋼胚直接或暫時冷卻後，視需要為了均質化或熔解Ti碳氮化合物等，而再加熱並實施粗軋延。當進行再加熱時，若該溫度低於1200℃，則均質化、熔解皆不充分，可能會引起強度降低或加工性降低。另一方面，若再加熱之溫度高於1350℃，則會導致製造成本、生產性降低，而且會因初始沃斯田鐵粒徑變大，導致最後容易成為混粒狀態。因此，用以均質化及/或熔解Ti碳氮化合物等之再加熱溫度宜設為1200℃以上，且宜設為低於1350℃。
[強制冷卻及捲取] 精整軋延結束後宜盡速進行強制冷卻。從精整軋延結束後至強制冷卻開始為止之期間，應變會恢復且會發生晶粒成長，導致因其後之強制冷卻之際的變態而生成之肥粒鐵晶粒與沃斯田鐵晶粒皆容易變得粗大。並且，因精整軋延之際之動態再結晶而導入之沃斯田鐵晶界的差排密度減少，故在其後之強制冷卻之際，肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率可能會降低。至強制冷卻開始為止之應變的恢復量會隨著軋延溫度或軋延率而變化，只要從精整軋延結束後至強制冷卻開始為止之時間在1.5秒以內，就可防止完全恢復。為有效利用軋延所生之應變，則宜設為1秒以內。精整軋延結束後，以30℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至600℃以上且750℃以下作為一次冷卻，並進行3秒以上且10秒以下之自然冷卻(以下稱為「中間氣冷」)。在此期間，會發生肥粒鐵生成，且因C之擴散而會產生往沃斯田鐵之C濃化。藉由該肥粒鐵之生成可提升延性，除此之外，經濃化至沃斯田鐵之C會因其後之強制冷卻而有益於麻田散鐵之強度，故為重要。平均冷卻速度若小於30℃/秒，會引起沃斯田鐵晶粒之粗大化，使中間氣冷時的肥粒鐵變態延遲，而變得無法獲得目標之肥粒鐵相組織分率。中間氣冷開始溫度若高於750℃，則會變得無法充分取得肥粒鐵相之組織分率，並且晶粒會變得過大，最後的麻田散鐵晶粒也容易變大。中間氣冷開始溫度若低於600℃或中間氣冷時間若小於3秒，便無法獲得預定之肥粒鐵相組織分率，而麻田散鐵相之組織分率也會變高。另一方面，中間氣冷時間若大於10秒，則麻田散鐵相之組織分率會變低。以確保麻田散鐵相之組織分率的觀點而言，係以設在8秒以下較為理想。
為了使C濃化後之沃斯田鐵變態為麻田散鐵，在中間氣冷後，冷卻至200℃以下作為二次冷卻之後再進行捲取係為重要。此時之平均冷卻速度必須設為30℃/秒以上。捲取溫度若高於200℃，則在捲取中會生成變韌鐵相及/或波來鐵相，使得延伸性降低，並且還可能變得無法獲得肥粒鐵相與麻田散鐵相之二相組織。平均冷卻速度小於30℃/秒時，冷卻中會生成變韌鐵相及/或波來鐵相，而變得無法獲得肥粒鐵相與麻田散鐵相之二相組織。
在鑄造出具有與針對本發明之熱軋鋼板所說明之組成相同之鋼胚後，視需要施行粗軋延，接著以如以上說明之方式實施精整軋延、其後之強制冷卻及捲取作業，藉此可確實製造出以下之熱軋鋼板：包含二相組織，該二相組織中以面積分率計，麻田散鐵相之組織分率在10%以上且40%以下，且肥粒鐵相之組織分率在60%以上；肥粒鐵晶粒之平均粒徑在5.0μm以下；且肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率大於60%。因此，根據上述製造方法，可提供一種熱軋鋼板，其韌性與擴孔性之均衡優異且具拉伸強度980MPa以上之高強度。
以下，根據實施例進一步詳細說明本發明，惟本發明並不限定於該等實施例。
實施例 使用從鑄造含有表1所示成分組成之鋼起至軋延為止連續一貫的設備，在鑄造出鋼胚後，進行粗軋延及精整軋延，接著於進行一次冷卻、中間氣冷及二次冷卻後進行捲取，而製造出熱軋鋼板。表1所示之成分以外之剩餘部分為Fe及不純物。另外，將從所製造之熱軋鋼板採取而得之試樣進行分析而得之成分組成，相當於表1所示之鋼之成分組成。
[表1]
Figure 02_image001
[表2]
Figure 02_image003
表2中顯示所用的鋼種記號及精整軋延條件、鋼板板厚。於表2中，「F3負荷率」、「F4負荷率」及「F5負荷率」意指於具備有5個連續的精整軋延軋台之軋延機中，最後3個軋延軋台各自之軋延荷重相對於前1個軋延軋台之軋延荷重的比率，其分別顯示出第3、第4及最後之軋延軋台之相關數值。另外，在表2中，「平均精整軋延溫度」係最後3個軋延軋台中之精整軋延溫度之平均值，「冷卻開始」係從結束精整軋延後至一次冷卻開始為止之時間，「一次冷卻」係從結束精整軋延後至中間氣冷開始溫度為止之平均冷卻速度，「中間溫度」係一次冷卻後之中間氣冷開始溫度，「中間時間」係一次冷卻後之中間氣冷時間，「二次冷卻」係從中間氣冷後至開始捲取為止之平均冷卻速度，「捲取溫度」則係二次冷卻結束後之溫度。雖然未在表2中示出，但本發明之所有實施例(比較例除外)中，精整軋延結束溫度皆在850℃以上。並且，本發明之所有實施例(比較例除外)中，最後的軋延軋台之軋縮率皆在25%以上。
對於利用上述方式獲得之熱軋鋼板，利用光學顯微鏡調查肥粒鐵相及麻田散鐵相之組織分率、肥粒鐵晶粒之平均粒徑以及肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率。
被覆率，係針對板厚之1/4位置之組織，隨機選擇100×100μm之視野，在10視野中針對500個麻田散鐵晶粒使用EBSD來求取總麻田散鐵晶界長度與麻田散鐵晶界中肥粒鐵晶粒所佔部分之長度，而算出令總麻田散鐵晶界長度為100時，麻田散鐵晶界中肥粒鐵晶粒所佔部分之長度比率。
熱軋鋼板之肥粒鐵相之組織分率及肥粒鐵晶粒之平均粒徑係藉由以下方式求得：以與熱軋鋼板之軋延方向呈平行之板厚截面作為觀察面來採取試樣，研磨該觀察面並利用硝太蝕劑進行腐蝕後，利用FE-SEM在100×100μm之視野中進行圖像解析。另外，麻田散鐵相之組織分率係藉由以下方式求得：同樣以與熱軋鋼板之軋延方向呈平行之板厚截面作為觀察面來採取試樣，研磨該觀察面並利用雷佩拉(LePera)液來腐蝕後，利用FE-SEM在100×100μm之視野中進行圖像解析。更具體而言，肥粒鐵晶粒之平均粒徑及肥粒鐵相與麻田散鐵相之組織分率，係在FE-SEM下以1000倍之倍率來觀察板厚之1/4位置之組織，在100×100μm之視野中將其進行圖像解析，以測定肥粒鐵晶粒之平均粒徑及肥粒鐵相與麻田散鐵相之面積分率後，將10視野中之該等測定值之平均分別作為肥粒鐵晶粒之平均粒徑及肥粒鐵相與麻田散鐵相之組織分率。另外，肥粒鐵晶粒之平均粒徑係利用圓等效直徑來算出。
熱軋鋼板之拉伸試驗中，係在該熱軋鋼板之軋延寬度方向(C方向)上採取JIS5號試驗片後，評估其降伏強度：YP(MPa)、拉伸強度：TS(MPa)及延伸率：EL(%)，並且以拉伸強度TS在980MPa以上之情況為合格。
擴孔性係藉由遵照ISO16630中規定之方法測定擴孔率：λ(%)以進行評估。
韌性係利用JISZ2242中規定之2.5mm次尺寸之V形凹槽試驗片來進行沙丕衝擊試驗(Charpy impact test)，測定其延性脆性過渡溫度，藉此進行評估。具體而言，係將脆裂表面率達50%之溫度設為延性脆性過渡溫度。另外，針對鋼板的最後板厚小於2.5mm之鋼板，係以其總厚來測定。延性脆性過渡溫度愈低則韌性愈提升，於本發明中，可將延性脆性過渡溫度在-40℃以下之情況評估為韌性優異。
於表3顯示所獲得之熱軋鋼板的組織與材質之評估結果。在表3中，「各組織之面積率」係肥粒鐵相、麻田散鐵相及其他相(主要為變韌鐵相)之面積分率(組織分率)，「α粒徑」係肥粒鐵晶粒之平均粒徑，「被覆率」則係令總麻田散鐵晶界長度為100時，以百分率表示麻田散鐵晶界中肥粒鐵晶粒所佔部分之長度比率之數值。
[表3]
Figure 02_image005
可知：本發明中韌性與擴孔性相互相關，且有擴孔率λ愈高，延性脆性過渡溫度就變得愈低之傾向。另外，不論何者皆與拉伸強度TS有關，故本發明中係將滿足下述式1之熱軋鋼板評估為韌性與擴孔性之均衡優異者。 λ×(延性脆性過渡溫度)/TS ≦ -3.0 (式1)
如表3所示，實施例之熱軋鋼板的拉伸強度在980MPa以上且滿足(式1)，由此可知其等為高強度且韌性與擴孔性之均衡優異。
相對於此，在比較例2中，精整軋延溫度之平均值低，故麻田散鐵相之組織分率小於10%，隨之而來的是肥粒鐵晶粒之平均粒徑變大，結果導致韌性降低，依(式1)進行之評估為不良。另外，在比較例2中，除了麻田散鐵相之組織分率低之外，可有效提升強度之C等元素含量也比較少，故拉伸強度小於980MPa。在比較例3中，中間氣冷時間短，故肥粒鐵相之組織分率小於60%且麻田散鐵相之組織分率大於40%，結果導致擴孔性降低，依(式1)之評估不良。在比較例5中，精整軋延溫度之平均值高，故肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率在60%以下，結果依(式1)之評估不良。在比較例8中，中間氣冷之開始溫度高，故肥粒鐵相之組織分率小於60%，結果依(式1)之評估不良。在比較例12中，從精整軋延結束後至強制冷卻開始為止之時間長，故肥粒鐵晶粒之平均粒徑大於5.0μm，結果導致韌性降低，依(式1)之評估亦不良。在比較例14中，中間氣冷時間長，故麻田散鐵相之組織分率小於10%，隨之而來的是肥粒鐵晶粒之平均粒徑變大，結果導致韌性降低，依(式1)之評估亦不良。在比較例17中，中間氣冷之開始溫度低，故肥粒鐵相之組織分率小於60%且麻田散鐵相之組織分率大於40%，結果導致擴孔性降低，依(式1)之評估不良。
在比較例20中，精整軋延結束後之強制冷卻之平均冷卻速度慢，故肥粒鐵相之組織分率小於60%，結果，依(式1)之評估不良。在比較例23中，中間氣冷後之二次冷卻之平均冷卻速度慢，故有較多變韌鐵相生成，而無法成為肥粒鐵相與麻田散鐵相之二相組織，結果，依(式1)之評估不良。在比較例24、27、29及32中，最後3個軋延軋台中任1個的軋延荷重小於其前1個軋延軋台之軋延荷重的80%，故無法充分蓄積動態再結晶所需之應變。因此，在該等比較例中，因無法充分達成沃斯田鐵結晶粒之微細化、及進一步隨著從沃斯田鐵晶界成核之肥粒鐵的生成頻率增加而生成微細肥粒鐵晶粒，結果導致肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率降低，依(式1)之評估不良。在比較例30中，因C含量過高，導致韌性降低，依(式1)之評估亦不良。在比較例31中，因Mn含量過高，導致擴孔性降低，依(式1)之評估不良。
圖1係說明肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率之示意圖。

Claims (10)

  1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於：其具有以下組成：以質量%計含有C：0.02%以上且0.50%以下、Si：2.0%以下、Mn：0.5%以上且3.0%以下、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.01%以上且1.0%以下、及N：0.01%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；並且包含二相組織，該二相組織中以面積分率計，麻田散鐵相之組織分率在10%以上且40%以下，且肥粒鐵相之組織分率在60%以上；肥粒鐵晶粒之平均粒徑在5.0μm以下；且肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率大於60%；此處，所謂肥粒鐵晶粒對麻田散鐵晶粒的被覆率，係令總麻田散鐵晶界長度為100時，以百分率表示麻田散鐵晶界中肥粒鐵晶粒所佔部分之長度比率之數值。
  2. 如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計更含有以下元素中之1種以上元素：Nb：0.001%以上且0.10%以下、Ti：0.01%以上且0.20%以下、Ca：0.0005%以上且0.0030%以下、 Mo：0.02%以上且0.5%以下、及Cr：0.02%以上且1.0%以下。
  3. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其中前述肥粒鐵晶粒之平均粒徑在4.5μm以下。
  4. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其中前述被覆率在65%以上。
  5. 如請求項3之熱軋鋼板，其中前述被覆率在65%以上。
  6. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其中前述麻田散鐵相之組織分率在10%以上且小於20%。
  7. 如請求項3之熱軋鋼板，其中前述麻田散鐵相之組織分率在10%以上且小於20%。
  8. 如請求項4之熱軋鋼板，其中前述麻田散鐵相之組織分率在10%以上且小於20%。
  9. 如請求項5之熱軋鋼板，其中前述麻田散鐵相之組織分率在10%以上且小於20%。
  10. 一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於包含以下步驟：鑄造具有如請求項1至9中任一項之組成的鋼胚之步驟；將經鑄造而得之鋼胚進行熱軋延之步驟，該步驟包含使用具備至少4個連續的軋延軋台之軋延機將前述鋼胚進行精整軋延，並且在前述精整軋延中，最後3個軋延軋台各自的軋延荷重係前1個軋延軋台之軋延荷重的80%以 上，且前述最後3個軋延軋台中的精整軋延溫度之平均值在800℃以上且950℃以下；以及，將經精整軋延後之鋼板強制冷卻並接著進行捲取之步驟，該步驟中，前述強制冷卻包含；一次冷卻，係在前述精整軋延結束後的1.5秒以內開始，且以30℃/秒以上之平均冷卻速度將前述鋼板冷卻至600℃以上且750℃以下；中間氣冷，係將前述一次冷卻後之鋼板自然冷卻3秒以上且10秒以下；及，二次冷卻，係以30℃/秒以上之平均冷卻速度將經前述中間氣冷後之鋼板冷卻至200℃以下為止。
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