TW202039881A - 鋼板及其製造方法、以及成形體 - Google Patents

鋼板及其製造方法、以及成形體 Download PDF

Info

Publication number
TW202039881A
TW202039881A TW108118974A TW108118974A TW202039881A TW 202039881 A TW202039881 A TW 202039881A TW 108118974 A TW108118974 A TW 108118974A TW 108118974 A TW108118974 A TW 108118974A TW 202039881 A TW202039881 A TW 202039881A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
less
iron
aforementioned
carbides
steel sheet
Prior art date
Application number
TW108118974A
Other languages
English (en)
Inventor
戸田由梨
前田大介
匹田和夫
橋本元仙
竹田健悟
Original Assignee
日商日本製鐵股份有限公司
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日商日本製鐵股份有限公司 filed Critical 日商日本製鐵股份有限公司
Publication of TW202039881A publication Critical patent/TW202039881A/zh

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B21B1/26—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process by hot-rolling, e.g. Steckel hot mill
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B45/00—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B45/00—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B21B45/02—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills for lubricating, cooling, or cleaning
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本發明之鋼板具有預定化學組成且其微觀組織由肥粒鐵與碳化物所構成，前述碳化物存在於肥粒鐵晶粒內及肥粒鐵晶界；前述微觀組織在從表面起算3/8板厚之位置中，粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之前述碳化物當中，相對於存在於前述肥粒鐵晶粒內之碳化物的個數，存在於前述肥粒鐵晶界之碳化物的個數之比率大於1.0；該鋼板之維氏硬度為170HV以下； {211}<011>之隨機強度比I1為4.0以下；前述肥粒鐵之粒徑為5~50μm；粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之前述碳化物之球狀化率為65%~100%；並且Nb之固溶量為0.01質量%以上。

Description

鋼板及其製造方法、以及成形體
本發明關於一種鋼板及其製造方法、以及成形體。 本案係依據已於2019年4月17日於日本提申之日本特願2019-078544號主張優先權，並於此援引其內容。
發明背景 近年來，正持續開發在製造汽車的齒輪、離合器板及阻尼器等機械結構零件及高強度且具複雜形狀之骨架零件時，以熱軋延鋼板或冷軋延鋼板為胚材，將其等進行冷加工以成形為構件形狀後再進行淬火回火之技術、及在預成形後進行熱壓印之預成形熱壓印技術。冷加工及熱壓印前之預成形中，係進行彎曲加工、引伸加工及擴孔加工等的壓製成形，而當須成形為複雜形狀時，便會要求擴孔加工等的極限變形能力。零件成形主要為引伸及增厚之成形。會左右該等零件加工之成形性的最大因素為塑性各向異性。因此，對應用於上述零件之鋼板亦會要求其塑性各向異性小(各向同性高)。
此外，對透過冷加工後的熱處理或預成形後的熱壓印而得之成形體，係要求高強度及韌性。
專利文獻1中揭示有一種冷加工性與滲碳淬火性優異之鋼，且其具有以肥粒鐵相與石墨相為主體之組織。
另，專利文獻2中，對於球狀化退火後進行冷鍛，並以滲碳淬火步驟製出之零件，揭示有一種滲碳零件用鋼，該滲碳零件用鋼具優異加工性且在之後的滲碳中亦可抑制晶粒粗大化，並且還具優異耐衝撞特性、耐衝撞疲勞特性。
專利文獻3中揭示有一種電漿滲碳用冷工具鋼。
另，專利文獻4中揭示有一種深引伸面內各向異性小之高碳冷軋鋼帶。專利文獻4中係透過藉由控制冷軋延率、箱式退火條件及熱軋延之捲取溫度來控制集合組織，以改善面內各向異性，並限定r值及面內各向異性指數Δr。
專利文獻5中揭示有一種淬火性與韌性優異且面內各向異性小之加工用高碳鋼板。並且專利文獻5中揭示有透過規定精整軋延機之軋台間的熱軋材之加熱、退火條件，而改善了面內各向異性。
專利文獻6中揭示有一種面內各向異性小之加工用高碳鋼板。並且專利文獻6中揭示有：藉由在熱軋延中規定在Ar3點以上之溫度下的精整軋延、及在500~650℃下的捲取，可獲得面內各向異性小之鋼板。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開平06-116679號公報 專利文獻2：日本特開2006-213951號公報 專利文獻3：日本特開平10-158780號公報 專利文獻4：日本特開2000-328172號公報 專利文獻5：日本特開2001-073076號公報 專利文獻6：日本特開2001-073077號公報
發明概要 發明欲解決之課題 雖然在該等發明中有提案改善成形性及淬火性，但近年來，在確保更高的冷加工性的同時，更有鑑於係將零件應用於嚴峻環境下、例如低溫環境等，而要求有更高強度且具優異低溫韌性之成形體、及其胚材之冷加工性優異之鋼板。
本發明有鑑於上述實際情形，而以提供一種鋼板及其製造方法、以及成形體為課題，該鋼板之冷加工性優異，並且在成形及熱處理後可獲得高強度與優異韌性，該成形體係對該鋼板進行成形及熱處理而得，並且為高強度且低溫韌性優異。
用以解決課題之手段 本發明人等針對解決上述課題之手法進行了精闢研討。 首先，本發明人等為了確保經進行成形及熱處理後之成形體的強度及韌性，著眼於晶界之強化進行了研討。 其結果，發現到透過以下(i)~(iii)可強化晶界，而就成形體可謀求轉變溫度之低溫化(提升韌性)。 (i)舊沃斯田鐵粒徑之細粒化(吸收能量增加所帶來之對韌性之助益)、 (ii)往晶界之Nb偏析(吸收能量增加所帶來之對韌性之助益)、 (iii)使雪明碳鐵的個數密度為100個/mm2 以下，除此之外還使Mn濃化於該雪明碳鐵中(有助於抑制Mn的晶界偏析，該Mn若於晶界偏析便會對韌性造成不良影響) 另一方面，發現到為了製得適合作為如上述之成形體之胚材且熱處理前之成形性優異之鋼板，係以以下(I)~(IV)為有效。 (I)控制肥粒鐵之粒徑(確保成形性) (II)肥粒鐵結晶方位之隨機化(確保成形性) (III)碳化物之晶界偏析(熱處理後之雪明碳鐵中的Mn濃度上升) (IV)碳化物之球狀化(控制熱處理後之雪明碳鐵的個數密度)
然而，若要利用例如上述(ii)之往晶界之Nb偏析的效果，則在熱軋延階段中必須使Nb固溶。另一方面，固溶Nb對於如(II)之肥粒鐵結晶方位之隨機化會造成不良影響。亦即，要同時提升進行成形及熱處理前之加工性(成形性)、及經進行成形及熱處理後之韌性並非易事。 本發明人等進一步進行研討之結果，發現到若控制熱軋時的鋼胚加熱溫度、冷卻速度及捲取溫度以維持Nb之固溶狀態，同時控制冷卻開始時間以促進沃斯田鐵之再結晶後再進行冷卻，便可謀求肥粒鐵結晶方位之隨機化。
本發明係根據上述知識見解而作成者，其主旨如下。
(1)本發明一態樣之鋼板具有以下化學組成：以質量%計含有：C：0.10~0.70%、Si：0.010~0.300%、Mn：1.00~3.00%、P：0.0200%以下、S：0.0100%以下、Al：0.0010~0.1000%、Nb：0.030~0.200%、Cr：0.010~0.500%、Mo：0.001~0.500%、B：0.0004~0.0100%、Ti：0.0010~0.100%、V：0~0.1000%、Cu：0~0.100%、W：0~0.1000%、Ta：0~0.1000%、Ni：0~0.100%、Sn：0~0.0500%、Sb：0~0.0500%、Co：0~0.0500%、As：0~0.0500%、Mg：0~0.0500%、Ca：0~0.0500%、Y：0~0.0500%、Zr：0~0.0500%、La：0~0.0500%、Ce：0~0.0500%、O：0.0200%以下及N：0.0150%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；該鋼板之微觀組織由肥粒鐵與碳化物所構成，前述碳化物存在於肥粒鐵晶粒內及肥粒鐵晶界；前述微觀組織在從表面起算3/8板厚之位置中，粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之前述碳化物當中，相對於存在於前述肥粒鐵晶粒內之碳化物的個數，存在於前述肥粒鐵晶界之碳化物的個數之比率大於1.0；該鋼板之維氏硬度為170HV以下； {211}<011>之隨機強度比I1為4.0以下；前述肥粒鐵之粒徑為5~50μm；粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之前述碳化物之球狀化率為65%~100%；並且Nb之固溶量為0.01質量%以上。
(2)本發明另一態樣之鋼板之製造方法具備以下步驟：加熱步驟，係將鋼胚加熱至高於1250℃，並維持0.5~3.0小時；熱軋延步驟，係以精加工溫度成為860℃以上且950℃以下之方式進行熱軋延，以製得熱軋鋼板；冷卻步驟，係以大於100℃/秒且200℃/秒以下之平均冷卻速度，將前述熱軋鋼板冷卻至400~550℃；捲取步驟，係在400~550℃下捲取前述冷卻步驟後之前述熱軋鋼板；及退火步驟，係對前述捲取步驟後之前述熱軋鋼板進行箱式退火；前述冷卻步驟係在從完成前述熱軋延步驟起算2~5秒後開始進行；並且在前述退火步驟中，係以30℃/小時以上且150℃/小時以下之平均加熱速度，加熱至650℃以上且720℃以下之第1溫度區，並在前述第1溫度區下維持3小時以上且60小時以下後，以1℃/小時以上且80℃/小時以下之平均加熱速度，加熱至725℃以上且790℃以下之第2溫度區，並在前述第2溫度區下維持3小時以上且少於10小時，然後，以1℃/小時以上且100℃/小時以下之平均冷卻速度冷卻至650℃以下後，再冷卻至室溫；其中，前述鋼胚具有以下化學組成：以質量%計含有：C：0.10~0.70%、Si：0.010~0.300%、Mn：1.00~3.00%、P：0.0200%以下、S：0.0100%以下、Al：0.0010~0.1000%、Nb：0.030~0.200%、Cr：0.010~0.500%、Mo：0.001~0.500%、B：0.0004~0.0100%、Ti：0.0010~0.100%、V：0~0.1000%、Cu：0~0.100%、W：0~0.1000%、Ta：0~0.1000%、Ni：0~0.100%、Sn：0~0.0500%、Sb：0~0.0500%、Co：0~0.0500%、As：0~0.0500%、Mg：0~0.0500%、Ca：0~0.0500%、Y：0~0.0500%、Zr：0~0.0500%、La：0~0.0500%、Ce：0~0.0500%、O：0.0200%以下及N：0.0150%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成。
(3)本發明另一態樣之成形體具有以下化學組成：以質量%計含有：C：0.10~0.70%、Si：0.010~0.300%、Mn：1.00~3.00%、P：0.0200%以下、S：0.0100%以下、Al：0.0010~0.1000%、Nb：0.030~0.200%、Cr：0.010~0.500%、Mo：0.001~0.500%、B：0.0004~0.0100%、Ti：0.0010~0.100%、V：0~0.1000%、Cu：0~0.100%、W：0~0.1000%、Ta：0~0.1000%、Ni：0~0.100%、Sn：0~0.0500%、Sb：0~0.0500%、Co：0~0.0500%、As：0~0.0500%、Mg：0~0.0500%、Ca：0~0.0500%、Y：0~0.0500%、Zr：0~0.0500%、La：0~0.0500%、Ce：0~0.0500%、O：0.0200%以下及N：0.0150%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；該成形體之微觀組織包含雪明碳鐵；前述微觀組織在從表面起算3/8板厚之位置中，舊沃斯田鐵晶界的Nb固溶量為0.20質量%以上，舊沃斯田鐵粒徑為10.0μm以下，粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之前述雪明碳鐵的個數密度為10個/mm2 以上且100個/mm2 以下，粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之前述雪明碳鐵中的Mn含量為0.50質量%以上。
發明效果 根據本發明上述態樣，可提供一種冷加工性優異，並且在成形及熱處理後可獲得高強度與優異韌性之鋼板及其製造方法、以及高強度且低溫韌性優異之成形體。
用以實施發明之形態 以下，說明本發明一實施形態之鋼板(本實施形態之鋼板)及本發明一實施形態之成形體(本實施形態之成形體)。
首先，說明限定本實施形態之鋼板的化學組成之理由。以下，與化學組成有關的符號%係指質量%。
(C：0.10～0.70%) C係一種有助於提升鋼之淬火性，且可有效確保成形體強度的元素。為了獲得上述效果，C含量設為0.10%以上。並且以0.14%以上為佳，0.20%以上較佳，0.30%以上更佳。 另一方面，C含量若大於0.70%，則會過度生成碳化物，導致在成形體(成形及熱處理後之鋼板)中變得無法使雪明碳鐵的個數密度為預定量以下。此時，在成形體中延性脆性轉變溫度便高溫化，而韌性劣化。因此，C含量要設為0.70%以下。C含量以設為0.55%以下為佳。較佳係0.46%以下，0.38%以下更佳。
(Si：0.010～0.300%) Si係具有可提高碳化物之穩定性的效果的元素，並且係一種可在成形體中確保預定量之雪明碳鐵，使Mn固溶於該雪明碳鐵以提高韌性的元素。為了獲得上述效果，Si含量要設為0.010%以上。並且以0.150%以上為佳，0.200%以上較佳。 另一方面，Si含量若大於0.300%，雪明碳鐵變得不易熔解，而變得無法將雪明碳鐵的個數密度控制在預定量以下。因此，Si含量要設為0.300%以下。並且以0.250%以下為佳。
(Mn：1.00～3.00%) Mn係有助於提升鋼的淬火性，並可有效確保成形體強度的元素。為了獲得上述效果，Mn含量要設為1.00%以上。並且以1.15%以上為佳，1.20%以上較佳。 另一方面，Mn含量若大於3.00%，晶界便脆化，在成形體中延性脆性轉變溫度即高溫化，而韌性劣化。因此，Mn含量要設為3.00%以下。並且以2.20%以下為佳，1.80%以下較佳，1.50%以下更佳。
(P：0.0200%以下) P為不純物，P若在成形體中於舊沃斯田鐵晶界偏析，延性脆性轉變溫度便高溫化，而韌性劣化。P含量若變成大於0.0200%，韌性便會明顯劣化，故P含量要限制在0.0200%以下。P含量越少越好，亦可為0%。然而，在精煉步驟中若要將P含量減低到小於0.0001%，高純度化所需時間會變長，使得製造成本大幅增加。因此，在實用鋼板上，P含量以0.0001%為實質下限。
(S：0.0100%以下) S係會形成MnS等非金屬夾雜物的不純物元素。非金屬夾雜物在成形體中會成為發生龜裂的源頭，故若存在非金屬夾雜物，延性脆性轉變溫度即高溫化，而韌性劣化。S含量若大於0.0100%，韌性便會明顯劣化，故S含量要設為0.0100%以下。S含量越少越好，故下限包含0%，但若S含量減低到小於0.0001%，精煉成本便會大幅增加。因此，在實用鋼板上，S含量以0.0001%為實質下限。
(Al：0.0010~0.1000%) Al係具有可提高碳化物之穩定性的效果的元素，並且係一種可有效在成形體中確保預定量之雪明碳鐵，使Mn固溶於雪明碳鐵以提高韌性的元素。Al含量若小於0.0010%，肥粒鐵會被過度細粒化，而無法充分獲得成形性。因此，Al含量要設為0.0010%以上。並且以0.0300%以上為佳。 另一方面，Al含量若大於0.1000%，雪明碳鐵變得不易熔解，而變得無法將雪明碳鐵的個數密度控制在預定量以下。因此，Al含量要設為0.1000%以下。並且以0.0500%以下為佳。
(Nb：0.030～0.200%) Nb係一種可在成形體中強化舊沃斯田鐵晶界，使吸收能量增加而有助於提升韌性的元素。當Nb含量小於0.030%時，往舊沃斯田鐵晶界的偏析不足，而無法獲得充分效果。因此，Nb含量要設為0.030%以上。並且以0.040%以上為佳，0.050%以上較佳，0.060%以上更佳。 另一方面，Nb含量若大於0.200%，在熱軋延步驟中舊沃斯田鐵的再結晶便會受到阻礙，且肥粒鐵的集合組織變得過強，使得成形性劣化。因此，Nb含量要設為0.200%以下。並且以0.150%以下為佳，0.100%以下較佳，0.080%以下更佳。
(Cr：0.010～0.500%) Cr係具有可提高碳化物之穩定性的效果的元素。當Cr含量小於0.010%時，難以在成形體中確保預定量的雪明碳鐵，而難以使Mn固溶於雪明碳鐵以提高韌性。因此，Cr含量要設為0.010%以上。並且以0.030%以上為佳，0.050%以上較佳，0.100%以上更佳。 另一方面，Cr含量若大於0.500%，雪明碳鐵變得不易熔解，而變得無法將雪明碳鐵的個數密度控制在預定量以下。因此，Cr含量要設為0.500%以下。並且以0.300%以下為佳，0.200%以下較佳，0.180%以下更佳。
(Mo：0.001～0.500%) Mo係具有可提高碳化物之穩定性的效果的元素。當Mo含量小於0.001%時，難以在成形體中確保預定量的雪明碳鐵，而難以使Mn固溶於雪明碳鐵以提高韌性。因此，Mo含量要設為0.001%以上。並且以0.030%以上為佳。 另一方面，Mo含量若大於0.500%，雪明碳鐵變得不易熔解，而變得無法將雪明碳鐵的個數密度控制在預定量以下。因此，Mo含量要設為0.500%以下。並且以0.300%以下為佳，0.200%以下較佳，0.180%以下更佳。
(B：0.0004～0.0100%) B係可藉由提高淬火性以有助於提升鋼的強度的元素。當B含量小於0.0004%時，無法獲得提升淬火性的效果。因此，B含量要設為0.0004%以上。並且以0.0010%以上為佳，0.0015%以上較佳，0.0020%以上更佳。 另一方面，B含量若大於0.0100%，在成形體中B會於舊沃斯田鐵晶界偏析。其結果，延性脆性轉變溫度即高溫化，而韌性劣化。因此，B含量要設為0.0100%以下。並且以0.0070%以下為佳，0.0050%以下較佳，0.040%以下更佳。
(Ti：0.0010～0.100%) 為了使B的提升淬火性的效果有效地發揮出來，Ti係必需元素。當Ti含量小於0.0010%時，雪明碳鐵的個數密度會變得過多，延性脆性轉變溫度下之吸收能量便降低。因此，Ti含量要設為0.0010%以上。並且以0.0020%以上為佳，0.0040%以上較佳，0.0060%以上更佳。 另一方面，Ti含量若大於0.100%，熱軋延後的鋼板會變得過硬，導致成形性降低。因此，Ti含量要設為0.100%以下。並且以0.090%以下為佳，0.070%以下較佳，0.050%以下更佳。
(O：0.0200%以下) O係在製鋼過程中以不純物之形態殘留於鋼液中，而會形成氧化物等非金屬夾雜物的元素。非金屬夾雜物在成形體中會成為發生龜裂的源頭，故若存在非金屬夾雜物，延性脆性轉變溫度即高溫化，而韌性劣化。因此，O含量要設為0.0200%以下。並且O含量以0.0100%以下為佳。O含量越少越好，故下限包含0%，但若將O含量減低到小於0.0001%，精煉成本便會大幅增加。因此，在實用鋼板上，O含量以0.0001%為實質下限。
(N：0.0150%以下) N係在製鋼過程中以不純物之形態殘留於鋼液中，而會形成氮化物等非金屬夾雜物的元素。非金屬夾雜物在成形體中會成為發生龜裂的源頭，故若存在非金屬夾雜物，延性脆性轉變溫度即高溫化，而韌性劣化。因此，N含量要設為0.0150%以下。並且N含量以0.0080%以下為佳。N含量越少越好，故下限包含0%，但若將N含量減低到小於0.0001%，精煉成本便會大幅增加。因此，在實用鋼板上，N含量以0.0001%為實質下限。
本實施形態之鋼板若要更提高成形性，則宜更加限制不純物中之O及/或N的含量。
本實施形態之鋼板係以包含上述元素且剩餘部分為Fe及不純物為基本，而除上述元素之外，亦可在不阻礙鋼板特性的範圍，以質量%計更含有選自於由以下所構成群組中之1種或2種以上元素：V、Cu、W、Ta、Ni、Sn、Sb、Co、As、Mg、Ca、Y、Zr、La、及Ce。該等元素亦可不一定要含有，故下限為0%。
當含有上述元素之1種或2種以上時，各元素含量以質量%宜為V：0.001~0.1000%、Cu：0.001~0.100%、W：0.0010~0.1000%、Ta：0.0010~0.1000%、Ni：0.001~0.100%、Sn：0.0010~0.0500%、Sb：0.0010~0.0500%、Co：0.0010~0.0500%、As：0.0010~0.0500%、Mg：0.0001~0.0500%、Ca：0.0010~0.0500%、Y：0.0010~0.0500%、Zr：0.0010~0.0500%、La：0.0010~0.0500%及/或Ce：0.0010~0.0500%。
接著，說明本實施形態鋼板之微觀組織(金屬組織)。 本實施形態之鋼板除了如上述控制化學組成之外，還透過在最佳條件下進行熱軋、冷卻及退火等，以具有如以下之微觀組織。 其特徵在於： (a)由肥粒鐵與碳化物所構成，前述碳化物存在於肥粒鐵晶粒內及肥粒鐵晶界； 在從表面起算3/8板厚之位置中， (b)粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之碳化物當中，相對於存在於肥粒鐵晶粒內之碳化物的個數，存在於肥粒鐵晶界之碳化物的個數之比率大於1.0； (c)維氏硬度為170HV以下； (d) {211}<011>之隨機強度比I1為4.0以下； (e)肥粒鐵之粒徑為5~50μm； (f)粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之碳化物之球狀化率為65%~100%；並且 (g)Nb之固溶量為0.01質量%以上。 透過上述特徵，熱處理前鋼板之在冷加工中的成形性會提升，並且於成形及熱處理後(亦即在成形體中)可獲得高強度與高韌性。該等皆為本發明人等所發現的新穎知識見解。
>微觀組織由肥粒鐵與碳化物所構成，碳化物存在於肥粒鐵晶粒內及肥粒鐵晶界；在從表面起算3/8板厚之位置中，粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之碳化物當中，相對於存在於肥粒鐵晶粒內之碳化物的個數，存在於肥粒鐵晶界之碳化物的個數之比率大於1.0> 本實施形態之鋼板係製成以下組織：實質上以肥粒鐵與碳化物構成，並且至少在從表面起算3/8板厚之位置(令板厚為t時之3t/8的位置)中，粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之碳化物當中，肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵晶粒內之碳化物個數之比率(存在於肥粒鐵晶界之碳化物個數/存在於肥粒鐵晶粒內之碳化物個數)大於1.0。以粒徑為0.1μm~2.0μm之碳化物為對象係由於該程度的大小的碳化物在變形中容易成為破壞的起點，對於韌性降低所造成的影響大。
本實施形態鋼板之微觀組織實質上係以肥粒鐵與碳化物構成。更詳細地說，就本實施形態鋼板之微觀組織，係構成為：肥粒鐵的面積率為譬如80~95%的範圍內，碳化物的面積率為譬如5~20%的範圍內，並且肥粒鐵與碳化物的合計面積率不超過100%。肥粒鐵及碳化物以外的組織宜不包含波來鐵或麻田散鐵、變韌鐵、殘留沃斯田鐵。此處所謂的波來鐵，係指肥粒鐵相與碳化物相析出多層(2層以上)而成的共析晶。另，本實施形態中，碳化物實質上為鐵與碳之化合物之雪明碳鐵(Fe3 C)。
Mn係以肥粒鐵的晶界(肥粒鐵晶界)為擴散路徑。因此，藉由使碳化物存在於肥粒鐵晶界，可促進Mn往碳化物中濃化。若相對於存在於肥粒鐵的晶粒內(肥粒鐵晶粒內)之碳化物的個數，存在於肥粒鐵晶界之碳化物個數之比率為1.0以下，便不會促進Mn往碳化物中濃化，導致在成形及熱處理後的成形體中，於雪明碳鐵中Mn並未充分濃化。上述碳化物個數的存在比率以1.5以上為佳，2.0以上較佳。所述碳化物個數之比率的上限並無特別限定，而實質上為3.0。
碳化物的個數係利用以下方法測定。首先，以垂直於鋼板寬度方向的截面為觀察面並採取試樣。接著，對試樣以砂紙進行濕式研磨、及以具有1μm之平均粒子尺寸的鑽石研磨粒進行研磨，將觀察面加工成鏡面後，再利用3%硝酸酒精溶液蝕刻組織。接下來，使用掃描型電子顯微鏡進行組織觀察。以從表面起算3/8板厚之位置中之1000μm2 的區域為1視野，取得10視野。
在計算個數之前，先利用以下方法測定碳化物粒徑。對所得各圖像，利用圖像解析軟體(例如三谷商事股份有限公司製Win ROOF)，詳細測定該區域中所含各碳化物的面積。從各碳化物的面積求算等效圓直徑(=2×√(面積/3.14))，並設為碳化物粒徑。
計算存在於各視野內之粒徑為0.1~2.0μm之碳化物的總數、及粒徑為0.1~2.0μm之碳化物當中存在於肥粒鐵晶界上之碳化物的個數後，藉由從碳化物的總數減去晶界上之碳化物個數，以求算肥粒鐵晶粒內之碳化物個數。並且，根據以上述程序測得之個數，求算相對於肥粒鐵晶粒內之碳化物之晶界碳化物之個數比率。
>在從表面起算3/8板厚之位置中，粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之碳化物之球狀化率為65%~100%> 粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之碳化物之球狀化率設為65%~100%。藉由將鋼板之碳化物之球狀化率控制在該範圍，便可在進行成形及熱處理而得之成形體中，將雪明碳鐵的個數密度控制成10個/mm2 以上且100個/mm2 以下。球狀化率若小於65%，雪明碳鐵會變得不易熔解，導致雪明碳鐵的個數密度大於100個/mm2 。此時，成形體之延性脆性轉變溫度即高溫化，而韌性劣化。碳化物之球狀化率係以75%以上為佳。
碳化物之球狀化率係利用以下方法測定。針對粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之所有碳化物，測定長軸與短軸，算出將短軸長度除以長軸長度而得之值，並求算其平均值，該碳化物係包含於上述求算相對於肥粒鐵晶粒內之碳化物之晶界碳化物之個數比率的圖像中。在所有視野中實施上述觀察，並且令以百分比表示所有視野之平均值而得之值為碳化物之球狀化率。
>在從表面起算3/8板厚之位置中，維氏硬度為170Hv以下> 藉由使鋼板之維氏硬度在170Hv以下，可充分獲得冷成形時之成形性。維氏硬度若大於170Hv，延性便會降低，並且變得容易在增厚等的軋縮變形中往面外發生翹曲，而難以成形。因此，維氏硬度要設為170Hv以下。並且以150Hv以下為佳。維氏硬度之下限值並無特別限定，而為了確保成形後之成形品的形狀精度，宜使維氏硬度在100Hv以上。較佳係在120Hv以上。
維氏硬度係利用以下方法求算。首先，以垂直於鋼板寬度方向的截面為觀察面並採取試樣。使用#600至#1500的碳化矽紙研磨試樣的觀察面後，使用使粒度1μm至6μm之鑽石粉末在酒精等稀釋液或純水中分散而成之液體來加工成鏡面。對於經調製測定面後之試料，依據JIS Z 2244：2009記載的方法，使用微維氏硬度試驗機來實施測定。在從鋼板表面起算3/8板厚之位置中，以荷重2.94N並以壓痕的3倍以上的間隔測定10點。以10點的平均值為鋼板之維氏硬度。
>在從表面起算3/8板厚之位置中，微觀組織之 {211}<011>之隨機強度比I1為4.0以下> 在成形時，係進行壓製成形、擴孔成形、彎曲成形、引伸成形、增厚及減厚成形等。因此，在成形時除控制碳化物的形態之外，還須確保引伸成形性。為了提升成形時的引伸成形性，必須減低塑性各向異性。為此，必須控制熱軋鋼板中之集合組織。
本發明人等發現到要減低塑性各向異性，則令 {211}<011>之隨機強度比為I1時，該I1必須為4.0以下。並且以3.5以下為佳。 I1若大於4.0，則塑性各向異性增加，而無法獲得充分的成形性。雖無須限定I1的下限，然本實施形態之鋼板中實質上並不會成為小於1.0，故可設為1.0以上。
隨機強度比I1之測定係利用以下方法進行。 對從鋼板表面起算3/8板厚之位置(3t/8之位置)之觀察面，利用電子背向散射繞射法(Electron Back Scattering Diffraction：EBSD)以0.1μm之測定間隔(節距)進行測定，以獲得結晶方位資訊。此處，EBSD解析係採用例如以熱場發射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)與EBSD檢測器(TSL製DVC5型檢測器)構成之裝置，以15kV~25kV之電子射線加速電壓，並且以200~300點/秒之解析速度來實施。使用附屬於EBSD解析裝置之軟體「OIM Analysis(註冊商標)」中搭載的「TEXTURE」功能，從所得結晶方位資訊來計算3維集合組織，該3維集合組織係以級數展開法計算而得。然後使用「ODF」功能，將3維集合組織當中φ2=45(211)[0-11]的強度直接用來作為肥粒鐵晶粒的隨機強度比I1即可。「-1」之方位正式來說係在「1」上附加頂線(upper bar)來標記，在本說明書中因記載之限制而係標記為「-1」。
>在從表面起算3/8板厚之位置中，肥粒鐵粒徑為5~50μm> 肥粒鐵粒徑若小於5μm，因晶粒微細化的影響會使得鋼板硬度過度上升，而變得無法確保成形性。另一方面，肥粒鐵粒徑若大於50μm，抑制滑動的傳播之晶界上之碳化物個數會減少，而成形性降低。因此，要將肥粒鐵粒徑製成5~50μm。
肥粒鐵粒徑之測定，係利用光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡觀察蝕刻後之試樣的觀察面，對於在3t/8之位置中將測定面積設為1000μm2 而得之圖像，應用線分法進行測定。以線分法進行測定時，劃線的間隔設為2μm。
>在從表面起算3/8板厚之位置中，Nb固溶量為0.01質量%以上> 藉由在鋼板中使Nb固溶量為0.01質量%以上，在進行成形及熱處理而得之成形體中，舊沃斯田鐵晶界之Nb偏析會被促進，而可獲得強化晶界的效果。因此，必須使鋼板中之Nb固溶量在0.01質量%以上。Nb固溶量實質上為0.50質量%以下。
Nb固溶量係利用以下方法求算。 以垂直於鋼板寬度方向的截面為觀察面並採取試樣。使用#600至#1500的碳化矽紙研磨試樣的觀察面後，使用使粒度1μm至6μm之鑽石粉末在酒精等稀釋液或純水中分散而成之液體來加工成鏡面。對試樣的3t/8之位置，使用以熱場發射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)與WDS檢測器構成之裝置，裝置內的真空度為9.6×10-5 Pa以下、加速電壓為15kv、照射電流等級為13、電子射線的照射時間設為0.01秒/點，對肥粒鐵晶粒內照射電子射線，以測定Nb濃度。並且以同樣方法測定10個肥粒鐵晶粒，以其平均值為Nb固溶量。
另外，就其他與組織相關之參數，係利用以下方法測定。 >肥粒鐵及碳化物的面積率> 肥粒鐵及碳化物的面積率，可藉由測定試樣之在蝕刻後的各視野之面積中肥粒鐵及碳化物所占面積比率而得。分別以肥粒鐵所占面積比率在所有視野中之平均值、及碳化物所占面積比率在所有視野中之平均值作為肥粒鐵的面積率及碳化物的面積率。
接著，說明本實施形態之成形體。
>化學組成> 本實施形態之成形體，係透過對上述本實施形態之鋼板進行熱處理及成形而製得。在熱處理及成形中化學組成不會改變，故限定本實施形態之成形體之化學組成的理由係與限定本實施形態之鋼板之化學組成的理由相同。
>微觀組織> 本實施形態之成形體中，微觀組織包含雪明碳鐵。雪明碳鐵以外的剩餘部分並無限定，而若為透過淬火及回火以提升強度之成形體，則剩餘部分組織為例如麻田散鐵、變韌鐵及/或回火麻田散鐵等。
>微觀組織之從表面起算3/8板厚之位置中，舊沃斯田鐵粒徑為10.0μm以下> 舊沃斯田鐵粒徑若大於10.0μm，晶界強度便會降低，延性脆性轉變溫度下之吸收能量劣化，而韌性降低。因此，舊沃斯田鐵粒徑要設為10.0μm以下。雖無須限定下限，然舊沃斯田鐵粒徑實質上並不會成為0.1μm以下，故可設為0.1μm以上。
舊沃斯田鐵粒徑係利用以下方法求算。 從距離成形體端面50mm以上的位置，以能夠觀察到垂直於表面之截面(板厚截面)的方式切出試樣。試樣雖也會視測定裝置而有所不同，但係設為沿軋延方向10mm左右。對從所切出的試樣的表面起算3/8板厚之位置，以0.1μm之測定間隔進行EBSD解析，以獲得結晶方位資訊。此處，EBSD解析係採用以熱場發射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)與EBSD檢測器(TSL製DVC5型檢測器)構成之裝置，以200~300點/秒的解析速度來實施。使用所得結晶方位資訊，從一般的舊沃斯田鐵晶粒與變態後之具體心立方結構的晶粒之結晶方位關係計算舊沃斯田鐵晶粒的結晶方位，以算出舊沃斯田鐵晶粒的平均結晶粒徑。用以計算舊沃斯田鐵晶粒的結晶方位的方法，係採用Acta Materialia、58(2010)、6393-6403中記載的方法。使用所述方法製作舊沃斯田鐵晶粒的結晶方位分布圖，並且從製成之結晶方位分布圖，利用切片法算出舊沃斯田鐵晶粒的平均結晶粒徑。
>舊沃斯田鐵晶界之Nb固溶量為0.20質量%以上> 舊沃斯田鐵晶界之Nb固溶量(偏析量)若小於0.20質量%，晶界強度便會降低，延性脆性轉變溫度下之吸收能量劣化，而韌性降低。因此，舊沃斯田鐵晶界之Nb固溶量要設為0.20質量%以上。其上限並無特別限定，而實質上限為2.00質量%。
舊沃斯田鐵晶界之Nb固溶量係利用以下方法求算。 從距離成形體端面50mm以上的位置，製作圖1所示尺寸的試驗片。此時，係藉由機械磨削將試驗片的表背面每次除去相同量，使板厚成為1.2mm。試驗片中央部的切口係以厚度1mm的鋼絲鉗從試驗片側面***，將切口底部的結合部控制在100μm至200μm。接著，將試驗片於20%-硫氰酸銨溶液中浸漬72小時以上。在完成浸漬後0.5小時以內對試驗片的表背面施以鍍鋅。鍍敷後，在1.5小時以內供於歐傑電子發光分光分析。將試驗片安裝於歐傑電子發光分光分析裝置內部，在9.6×10-5 以下的真空中，從試驗片的切口部分進行破壞，使舊沃斯田鐵晶界露出。對已露出的舊沃斯田鐵晶界以1kV以上的加速電壓照射電子射線，測定該晶界中Nb的質量%(濃度)。在從表面起算3/8板厚之位置中，就10處之舊沃斯田鐵晶界實施測定。為了防止晶界之污染，係在破壞後30分鐘以內完成測定。算出所得Nb之質量%(濃度)的平均值，以其為Nb固溶量。
>在從表面起算3/8板厚之位置中，粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之雪明碳鐵的個數密度為10個/mm2 以上且100個/mm2 以下> 只要粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之雪明碳鐵的個數密度為10個/mm2 以上且100個/mm2 以下，在成形體中延性脆性轉變溫度即可低溫化。雪明碳鐵的個數密度若小於10個/mm2 ，在成形體中於雪明碳鐵中濃化的Mn含量之總量變少，延性脆性轉變溫度即高溫化，而無法獲得提升韌性的效果。個數密度要設為10個/mm2 以上。並且以20個/mm2 以上為佳。 另一方面，雪明碳鐵的個數密度若大於100個/mm2 ，則變得容易以雪明碳鐵為起點發生龜裂，並且延性脆性轉變溫度即高溫化，而韌性劣化。因此，個數密度要設為100個/mm2 以下。並且以90個/mm2 以下為佳。
粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之雪明碳鐵的個數密度係利用以下方法求算。 從距離成形體端面50mm以上的位置，以能夠觀察到垂直於表面之截面(板厚截面)的方式切出試樣。在研磨試樣的觀察面後，以硝太蝕劑蝕刻。並且以熱場發射型掃描電子顯微鏡(例如JEOL製JSM-7001F)，觀察經硝太蝕劑蝕刻後之觀察面的3t/8位置(意指從構成成形體之鋼板表面起算在鋼板厚度方向上3/8鋼板厚度的位置)。針對各試樣的觀察對象範圍，以1000μm2 的區域為1視野取得10視野，於各視野中，計算具有0.1μm以上且2.0μm以下之粒徑的雪明碳鐵的個數，以量測雪明碳鐵的個數密度。並且以10視野之平均值為雪明碳鐵的個數密度。
>在從表面起算3/8板厚之位置中，粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之雪明碳鐵中的Mn含量為0.50質量%以上> 粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之雪明碳鐵中的Mn含量設為0.50質量%以上。藉由使雪明碳鐵中的Mn含量以質量%計為0.50%以上，可減低母相中的Mn含量。母相中的Mn含量若變低，延性脆性轉變溫度便低溫化，而韌性提升。雪明碳鐵中的Mn含量宜為0.60質量%以上。雪明碳鐵中的Mn含量若小於0.50質量%，在成形體中母相中的Mn濃度變得過高，延性脆性轉變溫度即高溫化，而無法獲得提升韌性的效果。其上限並無特別規定，而實質上限為5.00質量%。
雪明碳鐵中的Mn含量係利用以下方法求算。 從距離成形體端面50mm以上的位置，以能夠觀察到垂直於表面之截面(板厚截面)的方式切出試樣。試樣的觀察面之調製方法，係使用#600至#1500的碳化矽紙研磨測定面後，使用使粒度1μm至6μm之鑽石粉末在酒精等稀釋液或純水中分散而成之液體來加工成鏡面。對試樣的3t/8之位置，使用以熱場發射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)與WDS檢測器構成之裝置，裝置內的真空度為9.6×10-5 Pa以下、加速電壓為15kv、照射電流等級為13、電子射線的照射時間設為0.01秒/點，對粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之雪明碳鐵晶粒內照射電子射線，以測定Mn含量。並且以同樣的方法特定出20個粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之雪明碳鐵，算出該等雪明碳鐵的Mn含量，以該等之平均值為雪明碳鐵中的Mn含量(固溶量)。
接著，說明本實施形態之鋼板及本實施形態之成形體之製造方法。
本實施形態之鋼板之製造方法，其基本思想在於：將上述化學組成之鋼片在一貫管理熱軋條件與退火條件的條件下進行處理，藉此製造所欲特性之鋼板。
本實施形態之鋼板可透過包含下述(i)~(v)之製造方法製得。 (i)加熱步驟，係將具有上述化學組成的鋼胚加熱到高於1250℃，並維持0.5~3.0小時 (ii)熱軋延步驟，係以精加工溫度成為860℃以上且950℃以下之方式進行熱軋延，以製得熱軋鋼板 (iii)冷卻步驟，係以大於100℃/秒且200℃/秒以下之平均冷卻速度，將熱軋鋼板冷卻至400℃以上且550℃以下(在從完成熱軋延步驟起算2~5秒後開始進行) (iv)捲取步驟，係在400℃以上且550℃以下捲取冷卻步驟後之熱軋鋼板 (v)退火步驟，係對捲取步驟後之熱軋鋼板進行箱式退火 另外，本實施形態之成形體係利用除(i)~(v)之外更包含以下(vi)之製造方法製得。 (vi)成形及熱處理步驟，係將熱軋鋼板進行成形及熱處理
以下，說明各步驟。
(加熱步驟) 在加熱步驟之前，連續鑄造鋼液並且視需要進行分塊軋延等，以製得鋼片，該鋼液具有與本實施形態鋼板之化學組成相同的化學組成。於加熱步驟中，將所得鋼片加熱至高於1250℃的溫度，並維持0.5~3.0小時。 加熱溫度若在1250℃以下，於鑄造時析出的Nb析出物不會固溶，而無法確保固溶Nb量。加熱溫度上限並無限定，而以設為1400℃以下為佳。 維持時間若少於0.5小時，於鑄造時析出的Nb析出物不會固溶，而無法確保固溶Nb量。因此，維持時間設為0.5小時以上。維持時間若超過3.0小時，便過度促進於鑄造時析出的Nb析出物之固溶，導致沃斯田鐵的再結晶受到阻礙，而肥粒鐵之集合組織變強。此種情況下，就鋼板係變得無法獲得良好成形性。因此，維持時間以設為3.0小時以下為佳。
(熱軋延步驟) 於熱軋延步驟中，對經加熱後之鋼片進行熱軋延。熱軋延係以精加工溫度(完成精整軋延的溫度)成為860℃以上且950℃以下之方式進行。 精加工溫度若低於860℃，沃斯田鐵的再結晶便受到阻礙，而肥粒鐵之集合組織變得過強。此種情況下，就鋼板係變得無法獲得良好成形性。因此，精加工溫度設為860℃以上。若為900℃以上，則再結晶可充分進行，故精加工溫度以900℃以上為佳。 另一方面，精加工溫度若高於950℃，便過度促進沃斯田鐵之晶粒成長，隨之而來，變態後之肥粒鐵的結晶粒徑就變得過大。此種情況下，就鋼板係變得無法獲得良好成形性。因此，精加工溫度設為950℃以下。
(冷卻步驟) 於冷卻步驟中，將熱軋延後之熱軋鋼板進行冷卻。冷卻步驟係在從完成熱軋延步驟起算2~5秒後開始進行。此時，以大於100℃/秒且200℃/秒以下之平均冷卻速度冷卻至400~550℃的溫度區。藉此可抑制於加熱時固溶之Nb的析出。若在冷卻中或冷卻後析出含Nb之析出物，固溶Nb量便減少。 平均冷卻速度若為100℃/秒以下，則Nb之碳氮化物之析出即被促進，而變得無法使鋼板中的Nb固溶量為0.01%以上。另，平均冷卻速度若大於200℃/秒，肥粒鐵晶粒便過於微細化，而變得無法將肥粒鐵之結晶粒徑控制在5μm以上。 此外，藉由在完成熱軋延後經過2秒以上後開始冷卻，在冷卻前沃斯田鐵即會再結晶，而集合組織減少。若在熱軋延後立即(少於2秒)進行冷卻，則 {211}<011>之隨機強度比I1就會大於4.0。 平均冷卻速度係以(冷卻開始溫度-冷卻停止溫度)/冷卻時間求算。
(捲取步驟) 於捲取步驟中，捲取冷卻步驟後之熱軋鋼板。捲取溫度宜為400~550℃。 捲取溫度若低於400℃，便不會發生從沃斯田鐵往波來鐵之變態，並且生成出變韌鐵及麻田散鐵，使得鋼板之維氏硬度大於170HV，而成形性劣化。因此，捲取溫度設為400℃以上。 另一方面，捲取溫度若高於550℃，從沃斯田鐵往肥粒鐵之變態過度進行，導致肥粒鐵粒徑變得過大，而成形性劣化。因此，捲取溫度以550℃以下為佳。
(退火步驟) 於退火步驟中，在將經捲取後之熱軋鋼板進行酸洗後，施行2段製程型之箱式退火，在2個溫度區下進行維持。在退火步驟之前，可視需要進行冷軋延。冷軋延上限並無限定，亦可以例如30~90%之冷軋延率進行冷軋延。 此時， (ii-1)進行第1段退火，係在從350℃至第1段退火溫度為止的溫度範圍中，以30℃/小時以上且150℃/小時以下之平均加熱速度進行加熱，並在650℃以上且720℃以下之溫度區(第1溫度區)維持3小時以上且60小時以下；並且 (ii-2)進行第2段退火，係以1℃/小時以上且80℃/小時以下之加熱速度加熱至第2段退火溫度為止，並在725℃以上且790℃以下之溫度區(第2溫度區)維持3小時以上且少於10小時； (ii-3)之後，以1℃/小時以上且100℃/小時以下之平均冷卻速度冷卻至650℃以下後，再冷卻至室溫。
在從350℃至第1段退火溫度為止的溫度範圍中，加熱速度若小於30℃/小時，往肥粒鐵結晶晶界之碳化物的形成便少。此種狀況下，於熱處理後就無法促進Mn往雪明碳鐵中濃化，而於成形體中，雪明碳鐵中的Mn含量變少。另一方面，該溫度範圍中之加熱速度若大於150℃/小時，肥粒鐵粒徑就變得過大，故加熱速度要設為150℃/小時以下。
第1段退火溫度設為650℃以上且720℃以下。第1段退火溫度若低於650℃，往肥粒鐵結晶晶界之碳化物的形成便少。此種狀況下，於熱處理後就無法促進Mn往雪明碳鐵中濃化。 另一方面，第1段退火溫度若高於720℃，則肥粒鐵粒徑會變得過大。
第1段退火的維持時間設為3小時以上且60小時以下。維持時間若少於3小時，就無法促進Mn往雪明碳鐵中濃化。另一方面，維持時間若超過60小時，肥粒鐵粒徑就會變得過大。
在完成第1段退火中之維持後，將從第1段退火之退火溫度至第2段退火之退火溫度為止之加熱速度設為1℃/小時以上且80℃/小時以下。於第2段之加熱時，係從肥粒鐵晶界生成沃斯田鐵並且成長。透過將此時的加熱速度控制得較慢，可抑制沃斯田鐵之成核，而可在徐冷後獲得的組織中提高碳化物存在於晶界的比率。
第2段的加熱速度若小於1℃/小時，往沃斯田鐵之變態即過度進行，晶界中之碳化物比率減少，而無法促進Mn往碳化物濃化。因此，加熱速度設為1℃/小時以上。另一方面，加熱速度若大於80℃/小時，往沃斯田鐵之變態便不充分，而碳化物之球狀化率變低。因此，加熱溫度要設為80℃/小時以下。
第2段退火溫度設為725℃以上且790℃以下。第2段退火溫度若低於725℃，沃斯田鐵的生成量就少，而碳化物之球狀化率變低。另一方面，第2段退火溫度若高於790℃，晶界中之碳化物比率減少，而無法促進Mn往雪明碳鐵濃化。
第2段退火的維持時間設為3小時以上且少於10小時。第2段退火的維持時間若少於3小時，沃斯田鐵的生成量就少，而碳化物之球狀化率變低。另一方面，第2段退火的維持時間若為10小時以上，晶界中之碳化物比率減少，而無法促進Mn往雪明碳鐵濃化。
箱式退火的氣體環境並無特別限定。可舉出例如：以體積%計，含95%以上的氮之氣體環境、含95%以上的氫之氣體環境或大氣氣體環境等。
在完成第2段退火中之維持後，在從第2段之退火溫度至650℃為止的溫度範圍中，以1℃/小時以上且100℃/小時以下之冷卻速度(平均冷卻速度)進行冷卻。 為了透過徐冷使第2段退火中生成之沃斯田鐵變態成肥粒鐵，並且使碳吸附到殘留於沃斯田鐵中的碳化物，則冷卻速度越慢越好。然而，冷卻速度若小於1℃/小時，便會過度促進肥粒鐵之晶粒成長，故冷卻速度設為1℃/小時以上。 另一方面，從第2段退火溫度至650℃為止的溫度範圍中之冷卻速度若大於100℃/小時，則變成在肥粒鐵晶粒內也生成雪明碳鐵，晶界中之雪明碳鐵比率變低。因此，冷卻速度設為100℃/小時以下。
以上，根據本實施形態鋼板之製造方法，即可製得鋼板，該鋼板實質上為肥粒鐵與碳化物之組織，且其肥粒鐵晶界之碳化物個數相對於肥粒鐵晶粒內之碳化物個數之比率大於1.0，維氏硬度為170Hv以下，並且 {211}<011>之隨機強度比I1為4.0以下，肥粒鐵粒徑為5~50μm，碳化物之球狀化率為65%~100%，且Nb固溶量為0.01質量%以上。該鋼板之成形性優異，並且其在成形及熱處理後可得高強度與優異韌性。
藉由對以上述方法獲得之本實施形態鋼板進行如以下之成形及熱處理，可製得本實施形態之成形體。 (成形及熱處理步驟) 成形及熱處理步驟中，係對冷卻後之熱軋鋼板進行以下(A)或(B)之成形與熱處理，以製得成形體。 (A)視需要進行預成形後，加熱至830℃~1000℃，並且在進行成形的同時以10℃/秒以上之冷卻速度進行冷卻。 (B)進行冷成形，並於冷成形後加熱至830℃~1100℃，然後以5℃/秒之冷卻速度進行冷卻。 上述(A)步驟即所謂的熱壓印，係以冷加工進行預成形後進行加熱，並於其後同時進行成形與淬火。(A)之成形在欲獲得高強度之骨架零件等結構構件時為有效。而，下述(B)步驟係將鋼板冷成形之後才進行熱處理(淬火)。(B)之成形在欲獲得機械結構零件等時為有效。 實施例
接下來，透過實施例說明本發明效果。 實施例的水準係用以確認本發明之可實施性及效果而採用之實行條件之一例，本發明並不受限於該一條件例。只要不脫離本發明要旨而可達成本發明目的，本發明即可採用各種條件。
鑄造具有表1-1~1-6中記載之化學組成之鋼液後，以表2-1~2-10中記載之條件進行加熱、熱軋延、冷卻及捲取，並視需要進行冷軋延，然後進行退火而製出鋼板。
[表1-1]
Figure 02_image001
[表1-2]
Figure 02_image003
[表1-3]
Figure 02_image005
[表1-4]
Figure 02_image007
[表1-5]
Figure 02_image009
[表1-6]
Figure 02_image011
[表2-1]
Figure 02_image013
[表2-2]
Figure 02_image015
[表2-3]
Figure 02_image017
[表2-4]
Figure 02_image019
[表2-5]
Figure 02_image021
[表2-6]
Figure 02_image023
[表2-7]
Figure 02_image025
[表2-8]
Figure 02_image027
[表2-9]
Figure 02_image029
[表2-10]
Figure 02_image031
>1.評估鋼板> 對所得鋼板，以上述方法測定Nb固溶量、肥粒鐵粒徑、維氏硬度、晶界碳化物個數/晶粒內碳化物個數、及 {211}<011>之隨機強度比I1。 並且，作為成形性之評估，測定了以拉伸試驗獲得之r值之各向異性指數即ΔEL。
ΔEL係利用以下方法測定。 從成形體的任意位置以與軋延方向成平行之方向為試驗片的長邊，製作JIS Z 2241：2011中記載之5號試驗片，並且依據JIS Z 2241：2011中記載之試驗方法求出總延伸率(ΔELL)。接著，從成形體的任意位置以與軋延方向成直角之方向為試驗片的長邊，製作JIS Z 2241：2011中記載之5號試驗片，並且依據JIS Z 2241：2011中記載之試驗方法求出總延伸率(ΔELC)。並且以將ΔELL除以ΔELC所得之值為ΔEL。
結果示於表3-1~表3-5。 於本發明中，係將維氏硬度為170Hv以下且ΔEL為0.85以上之鋼板判斷為成形性優異。
[表3-1]
Figure 02_image033
[表3-2]
Figure 02_image035
[表3-3]
Figure 02_image037
[表3-4]
Figure 02_image039
[表3-5]
Figure 02_image041
>2.評估成形體> 針對以各條件製出之鋼板進行成形及熱處理，製出成形體。在成形為成形體當中，對同樣的鋼板分別應用2種成形手法。 一種係在透過冷加工進行預成形為大略帽型的形狀後，進行熱壓印之成形。於預成形後，如表4-1~表4-5所示地加熱至830℃~1000℃之溫度區並進行熱成形，在熱成形的同時，以10℃/s以上之冷卻速度冷卻至50℃以下，並於其後放置冷卻至室溫為止。 另一種則係在如表5-1~表5-5所示地冷成形為大略帽型的形狀後，進行熱處理。於冷成形後，加熱至830℃~1100℃之溫度區並進行熱處理，並且以5℃/s以上之冷卻速度冷卻至50℃以下後，放置冷卻至室溫為止。 在表4-1~表4-5中，A1表示對製造No.1之鋼板進行了成形及熱處理。亦即，A之後的數字係表示對於所對應的製造No.之鋼板進行了成形及熱處理。同樣地，在表5-1~表5-5中，B之後的數字係表示對於所對應的製造No.之鋼板進行了成形及熱處理。 惟，就上述鋼板之評估中成形性不足之鋼板，並無進行成形，故係使表中之結果為空白欄位。
對所得成形體，評估拉伸強度及韌性。 成形體的拉伸強度，係從成形體的任意位置製作JIS Z 2241：2011中記載之5號試驗片，並且依據JIS Z 2241：2011中記載之試驗方法求出。 另外，延性脆性轉變溫度與延性脆性轉變溫度下之吸收能量，係從成形體的任意位置採取次尺寸之沙丕衝擊試驗片，並且依據JIS Z 2242：2005中記載之試驗方法求出。 當拉伸強度為1500MPa以上且延性脆性轉變溫度為20℃以下，並且延性脆性轉變溫度下之吸收能量為10J/cm2 以上時，即判斷為高強度且韌性優異。
試驗結果示於表4-1~表4-5及表5-1~表5-5。可知以本發明製造條件製得之鋼板皆落入本發明特性範圍內。
[表4-1]
Figure 02_image043
[表4-2]
Figure 02_image045
[表4-3]
Figure 02_image047
[表4-4]
Figure 02_image049
[表4-5]
Figure 02_image051
[表5-1]
Figure 02_image053
[表5-2]
Figure 02_image055
[表5-3]
Figure 02_image057
[表5-4]
Figure 02_image059
[表5-5]
Figure 02_image061
產業上之可利用性 如前述，根據本發明，可提供一種冷加工性優異，並且在成形及熱處理後可獲得高強度與優異韌性之鋼板及其製造方法、以及高強度且低溫韌性優異之成形體。因此，本發明於鋼鐵產業中可利用性高。
圖1係示出在測定Nb之固溶量時所用試驗片的尺寸(圖中之單位：mm)之示意圖。

Claims (3)

  1. 一種鋼板，其具有以下化學組成： 以質量%計，含有： C：0.10~0.70%、 Si：0.010~0.300%、 Mn：1.00~3.00%、 P：0.0200%以下、 S：0.0100%以下、 Al：0.0010~0.1000%、 Nb：0.030~0.200%、 Cr：0.010~0.500%、 Mo：0.001~0.500%、 B：0.0004~0.0100%、 Ti：0.0010~0.100%、 V：0~0.1000%、 Cu：0~0.100%、 W：0~0.1000%、 Ta：0~0.1000%、 Ni：0~0.100%、 Sn：0~0.0500%、 Sb：0~0.0500%、 Co：0~0.0500%、 As：0~0.0500%、 Mg：0~0.0500%、 Ca：0~0.0500%、 Y：0~0.0500%、 Zr：0~0.0500%、 La：0~0.0500%、 Ce：0~0.0500%、 O：0.0200%以下及 N：0.0150%以下，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 該鋼板之微觀組織由肥粒鐵與碳化物所構成，前述碳化物存在於肥粒鐵晶粒內及肥粒鐵晶界； 前述微觀組織在從表面起算3/8板厚之位置中， 粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之前述碳化物當中，相對於存在於前述肥粒鐵晶粒內之碳化物的個數，存在於前述肥粒鐵晶界之碳化物的個數之比率大於1.0； 該鋼板之維氏硬度為170HV以下； {211}<011>之隨機強度比I1為4.0以下； 前述肥粒鐵之粒徑為5~50μm； 粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之前述碳化物之球狀化率為65%~100%；並且 Nb之固溶量為0.01質量%以上。
  2. 一種鋼板之製造方法，具備以下步驟： 加熱步驟，係將鋼胚加熱至高於1250℃，並維持0.5~3.0小時； 熱軋延步驟，係以精加工溫度成為860℃以上且950℃以下之方式進行熱軋延，以製得熱軋鋼板； 冷卻步驟，係以大於100℃/秒且200℃/秒以下之平均冷卻速度，將前述熱軋鋼板冷卻至400~550℃； 捲取步驟，係在400~550℃下捲取前述冷卻步驟後之前述熱軋鋼板；及 退火步驟，係對前述捲取步驟後之前述熱軋鋼板進行箱式退火； 前述冷卻步驟係在從完成前述熱軋延步驟起算2~5秒後開始進行；並且 在前述退火步驟中， 係以30℃/小時以上且150℃/小時以下之平均加熱速度，加熱至650℃以上且720℃以下之第1溫度區，並在前述第1溫度區下維持3小時以上且60小時以下後， 以1℃/小時以上且80℃/小時以下之平均加熱速度，加熱至725℃以上且790℃以下之第2溫度區，並在前述第2溫度區下維持3小時以上且少於10小時， 然後，以1℃/小時以上且100℃/小時以下之平均冷卻速度冷卻至650℃以下後，再冷卻至室溫； 其中，前述鋼胚具有以下化學組成： 以質量%計，含有C：0.10~0.70%、Si：0.010~0.300%、Mn：1.00~3.00%、P：0.0200%以下、S：0.0100%以下、Al：0.0010~0.1000%、Nb：0.030~0.200%、Cr：0.010~0.500%、Mo：0.001~0.500%、B：0.0004~0.0100%、Ti：0.0010~0.100%、V：0~0.1000%、Cu：0~0.100%、W：0~0.1000%、Ta：0~0.1000%、Ni：0~0.100%、Sn：0~0.0500%、Sb：0~0.0500%、Co：0~0.0500%、As：0~0.0500%、Mg：0~0.0500%、Ca：0~0.0500%、Y：0~0.0500%、Zr：0~0.0500%、La：0~0.0500%、Ce：0~0.0500%、O：0.0200%以下及N：0.0150%以下，且剩餘部分由Fe及不純物所構成。
  3. 一種成形體，其具有以下化學組成： 以質量%計，含有： C：0.10~0.70%、 Si：0.010~0.300%、 Mn：1.00~3.00%、 P：0.0200%以下、 S：0.0100%以下、 Al：0.0010~0.1000%、 Nb：0.030~0.200%、 Cr：0.010~0.500%、 Mo：0.001~0.500%、 B：0.0004~0.0100%、 Ti：0.0010~0.100%、 V：0~0.1000%、 Cu：0~0.100%、 W：0~0.1000%、 Ta：0~0.1000%、 Ni：0~0.100%、 Sn：0~0.0500%、 Sb：0~0.0500%、 Co：0~0.0500%、 As：0~0.0500%、 Mg：0~0.0500%、 Ca：0~0.0500%、 Y：0~0.0500%、 Zr：0~0.0500%、 La：0~0.0500%、 Ce：0~0.0500%、 O：0.0200%以下及 N：0.0150%以下，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 該成形體之微觀組織包含雪明碳鐵； 前述微觀組織在從表面起算3/8板厚之位置中， 舊沃斯田鐵晶界的Nb固溶量為0.20質量%以上， 舊沃斯田鐵粒徑為10.0μm以下， 粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之前述雪明碳鐵的個數密度為10個/mm2 以上且100個/mm2 以下，粒徑為0.1μm以上且2.0μm以下之前述雪明碳鐵中的Mn含量為0.50質量%以上。
TW108118974A 2019-04-17 2019-05-31 鋼板及其製造方法、以及成形體 TW202039881A (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019078544 2019-04-17
JP2019-078544 2019-04-17

Publications (1)

Publication Number Publication Date
TW202039881A true TW202039881A (zh) 2020-11-01

Family

ID=72837268

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW108118974A TW202039881A (zh) 2019-04-17 2019-05-31 鋼板及其製造方法、以及成形體

Country Status (2)

Country Link
TW (1) TW202039881A (zh)
WO (1) WO2020213179A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI794118B (zh) * 2021-06-18 2023-02-21 日商Ｊｆｅ鋼鐵股份有限公司 鋼製零件以及鋼製零件的製造方法
TWI806526B (zh) * 2021-03-31 2023-06-21 日商神戶製鋼所股份有限公司 機械構造零件用鋼線及其製造方法

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI804256B (zh) * 2022-03-28 2023-06-01 中國鋼鐵股份有限公司 鋼材加工方法
WO2023199635A1 (ja) * 2022-04-14 2023-10-19 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
WO2023199638A1 (ja) * 2022-04-14 2023-10-19 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形体
CN114807767B (zh) * 2022-05-06 2023-01-13 鞍钢股份有限公司 一种具有双重复相组织的高碳钢盘条及其制造方法
WO2024128284A1 (ja) * 2022-12-16 2024-06-20 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2024128287A1 (ja) * 2022-12-16 2024-06-20 日本製鉄株式会社 鋼板

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2007129676A1 (ja) * 2006-05-10 2007-11-15 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 熱間プレス成形鋼板部材およびその製造方法
JP5867276B2 (ja) * 2012-05-01 2016-02-24 新日鐵住金株式会社 電縫鋼管
WO2016190396A1 (ja) * 2015-05-26 2016-12-01 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
JP6614009B2 (ja) * 2016-04-20 2019-12-04 日本製鉄株式会社 熱処理後の耐摩耗特性に優れる高炭素鋼板及びその製造方法
CN110168127A (zh) * 2017-02-20 2019-08-23 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI806526B (zh) * 2021-03-31 2023-06-21 日商神戶製鋼所股份有限公司 機械構造零件用鋼線及其製造方法
TWI794118B (zh) * 2021-06-18 2023-02-21 日商Ｊｆｅ鋼鐵股份有限公司 鋼製零件以及鋼製零件的製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2020213179A1 (ja) 2020-10-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TW202039881A (zh) 鋼板及其製造方法、以及成形體
JP6369537B2 (ja) テーラードロールドブランク用熱延鋼板、テーラードロールドブランク、及びそれらの製造方法
JP6048580B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
TWI471425B (zh) High strength steel sheet excellent in impact resistance and its manufacturing method, high strength galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
TWI605133B (zh) Steel plate and its manufacturing method
CN113637923B (zh) 钢板及镀覆钢板
WO2016136810A1 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
JP6583588B2 (ja) 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
JP5387073B2 (ja) 熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス用鋼板部材の製造方法
TW201704501A (zh) 鋼板及其製造方法
JP6583587B2 (ja) 浸炭用鋼板、及び、浸炭用鋼板の製造方法
WO2014185405A1 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
TWI565811B (zh) A steel sheet excellent in cold workability at the time of molding, and a method for manufacturing the same
CN106133169B (zh) 高碳热轧钢板及其制造方法
JP2016194158A (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
CN106133170A (zh) 高碳热轧钢板及其制造方法
JP4687554B2 (ja) 焼入れ部材用鋼板、焼入れ部材及びその製造方法
JP6690792B1 (ja) 鋼板及びその製造方法、並びに成形体
JP7366121B2 (ja) ホットスタンプ用鋼板
TWI665310B (zh) 滲碳用鋼板及滲碳用鋼板的製造方法
JP2016216809A (ja) 冷間成形性と熱処理後靭性に優れた低炭素鋼板及び製造方法
JP6589710B2 (ja) 深絞り性に優れた高ヤング率極薄鋼鈑及びその製造方法
JP7455112B2 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2023189174A1 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2024095533A1 (ja) 熱間圧延鋼板