TWI460289B - High strength hot rolled steel sheet with variable toughness type and excellent manufacturing process - Google Patents

High strength hot rolled steel sheet with variable toughness type and excellent manufacturing process Download PDF

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Nobuhiro Fujita
Kazuaki Nakano
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Description

具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板及其製造方法 技術領域
本發明係有關於具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板及其製造方法。
本請案依據2011年3月31日，在日本申請之特願2011-079658號主張優先權，且在此引用其內容。
 背景技術
近年來，為進行對應於汽車之燃料費提升的各種構件之輕量化，正利用鐵合金等鋼板之高強度化的薄壁化、或使用Al合金等輕金屬。然而，相較於鋼等重金屬，Al合金等輕金屬雖有比強度高之優點，但有顯著高價的缺點。因此，Al合金等輕金屬之使用受限於特殊用途。因此，為了較廉價且大範圍地推進各種構件之輕量化，利用鋼板之高強度化形成薄壁化係為必要。
一般而言，鋼板之高強度化伴隨著成形性(加工性)等材料特性劣化存在。因此，該如何於不使材料特性劣化地達成高強度化，於高強度鋼板之開發中係為重要。特別是，作為內鍍層構件、構造構件、懸吊構件等汽車構件使用的鋼板，隨著其用途，追求彎曲性、伸長凸緣加工性、凸出成形加工(burring workability)、延性、疲勞耐久性、耐衝撃性及耐蝕性等。該如何高維且均衡地發揮材料特性與高強度性係為重要。
特別是，於汽車零件中，將板材作為素材加工，作為旋轉體發揮機能的零件，例如，構成自動變速之鼓輪或載子等係將引擎輸出傳達至車軸轉軸的仲介之重要零件。作為如此之旋轉體發揮機能的零件，為降低摩擦等，而追求形狀上之真圓度或圓周方向之板厚的均質性。此外，如此之零件成形，係使用凸出成形加工、沖壓、引縮加工(ironing)、膨脹成形等成形方法，亦非常重視足以代表局部伸長的極限變形能。
又，使用於如此之構件的鋼板，於作為成形後之零件裝設於汽車後，必需提升即使受到衝突等的衝撃，構件仍不易破壞的特性。又，於寒冷地帶為確保耐衝撃性，有亦提升低溫韌性之必要性。該低溫韌性係以vTrs(沙丕脆斷轉移溫度)等所規定者。因此，亦需要考量到前述鋼材之耐衝撃性本身。
換言之，追求以前述零件為始的板厚均勻性之零件用薄鋼板，除了優異之加工性，塑性之等向性與低溫韌性係作為非常重要之特性而追求著。
為了兼具如此高強度性，與特別是，成形性之各種材料特性，藉使鋼組織的90%以上為肥粒鐵、剩餘部分為變韌鐵，而兼具高強度與延性、擴孔性之鋼板的製造方法係例如，專利文獻1所揭示。但，使用專利文獻1中揭示之技術所製造的鋼板，於塑性等向性方面並未提及。專利文獻1所製造之鋼板，於以使用於追求真圓度或圓周方向之板厚均質性的零件為前提下，有因零件偏心造成不正常之振動 或因摩擦損失造成輸出下降的疑慮。
又，專利文獻2及3中揭示了一種藉由添加Mo將析出物微細化，一面高強度，一面具有優異之伸長凸緣性的高張力熱軋鋼板之技術。然而，使用於專利文獻2及3揭示之技術的鋼板，因需添加0.07%以上高價之合金元素Mo，故有製造成本高的問題點。又，於專利文獻2及3揭示之技術中，亦未提及塑性等向性。專利文獻2及3之技術亦有於以使用於追求真圓度或圓周方向之板厚均質性的零件為前提下，有因零件偏心造成不正常之振動或因摩擦損失造成輸出下降的疑慮。
另一方面，例如，專利文獻4中揭示了一種關於鋼板之塑性等向性，即塑性異向性之降低，係藉由組合無限軋延與潤滑軋延，將表層剪力層之沃斯田鐵的集合組織適當化，降低r值(Lankford value：蘭克福特值)之面內異向性的技術。但，於捲料全長實施摩擦係數小之潤滑軋延時，為防止軋延中之輥侵蝕(roll bite)與軋延材之滑移造成咬合不良而需無限軋延。然而，為了使用該技術，因需使用粗輥接合裝置或高速截剪機等設備投資故負擔大。
又，例如，專利文獻5中揭示了一種藉由複合添加Zr、Ti、Mo，以950℃以上之高溫結束最後軋延，780MPa級以上之強度下r值的異向性小，兼具伸長凸緣性與深沖壓性之技術。但，因需添加0.1%以上之高價的合金元素Mo，故有製造成本高的問題點。
此外，提升鋼板之低溫韌性的研究雖從以往即開始進 展，但專利文獻1~5中均未揭示一種具高強度，並顯示塑性等向性，提升擴孔性，且亦具有低溫韌性之等向加工性優異的含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開平6-293910號公報
專利文獻2：日本專利特開2002-322540號公報
專利文獻3：日本專利特開2002-322541號公報
專利文獻4：日本專利特開平10-183255號公報
專利文獻5：日本專利特開2006-124789號公報
 發明概要
本發明係有鑑於前述問題點所發明者，其目的係提供可使用於高強度，且要求加工性、擴孔性、彎曲性、加工後精確之板厚均勻性及真圓度、及低溫韌性的構件，且為540MPa級以上之鋼板等級的具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板、及可廉價並穩定地製造該鋼板之製造方法。
為解決如上述之問題點，本發明人等提出了如以下顯示之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板及製造方法。
[1]一種具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋 鋼板，以質量%計含有：C：大於0.07~0.2%、Si：0.001~2.5%、Mn：0.01~4%、P：0.15%以下(不包含0%)、S：0.03%以下(不包含0%)、N：0.01%以下(不包含0%)、Al：0.001~2%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；且，由鋼板表面起算在5/8~3/8之板厚範圍內的板厚中央部中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>及{223}<110>之各結晶方位所表示的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度平均值係4.0以下，{332}<113>之結晶方位的極密度係4.8以下，平均結晶粒徑係10μm以下，沙丕脆斷轉移溫度vTrs係-20℃以下，顯微組織係由以組織分率計係35%以下之共析前肥粒鐵與剩餘部分之低溫變態生成相所構成。
[2]如[1]記載之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板，其以質量%計更含有：Ti：0.015~0.18%、Nb：0.005~0.06%、Cu：0.02~1.2%、Ni：0.01~0.6%、Mo：0.01~1%、V：0.01~0.2%及Cr：0.01~2%中之任一種或二種以上元素。
[3]如[1]記載之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板，其以質量%計更含有：Mg：0.0005~0.01%、Ca：0.0005~0.01%及REM：0.0005~0.1%中之任一種或二種元素。
[4]如[l]記載之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板，其以質量%計更含有：B：0.0002~0.002%。
[5]一種具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋 鋼板的製造方法，係將以質量%計含有下述成分之鋼片進行第1熱軋，該第1熱軋係於1000℃以上且1200℃以下之溫度範圍，進行1次以上軋縮率40%以上之軋延者：C：大於0.07~0.2%、Si：0.001~2.5%、Mn：0.01~4%、P：0.15%以下(不包含0%)、S：0.03%以下(不包含0%)、N：0.01%以下(不包含0%)、Al：0.001~2%，剩餘部分係由Fe及不可避的不純物所構成；之後進行第2軋延，其係於下述式(1)所定之溫度T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度域，進行至少1次1道次(pass)30%以上之軋延，且令前述第2熱軋之軋縮率的合計係50%以上；於前述第2熱軋中，進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，開始1次冷卻，使等候時間t秒滿足下述式(2)；令前述1次冷卻之平均冷卻速度為50℃/秒以上，且於溫度變化為40℃以上且140℃以下之範圍內，進行前述1次冷卻，結束前述1次冷卻後，於3秒以內進行2次冷卻，該2次冷卻係以15℃/秒以上之平均冷卻速度進行冷卻者，結束前述2次冷卻後，於小於Ar3變態點溫度且在Ar1變態點溫度以上的溫度域下，進行空氣冷卻1~20秒，接著以450℃以上且小於550℃下進行捲取；T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×M0+100×V………(1)於此，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V係各元素 之含量(質量%)；t≦2.5×t1………(2)於此，t1係以下述式(3)求得：t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(3)於此，前述式(3)中，Tf係軋縮率為30%以上之最終軋縮後之鋼片溫度，P1係30%以上之最終軋縮的軋縮率。
[6]如[5]記載之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板的製造方法，其中小於T1+30℃之溫度範圍下之軋縮率的合計係30%以下。
[7]如[5]記載之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板的製造方法，其中前述第2熱軋中，在T1+30℃以上且T1+200℃以下之溫度域中，各道次間的加工發熱係18℃以下。
[8]如[5]記載之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板的製造方法，其中前述等候時間t秒更滿足下述式(4)：t<t1………(4)。
[9]如[5]記載之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板的製造方法，其中前述等候時間t秒更滿足下述式(5)：t1≦t≦t1×2.5………(5)。
[10]如[5]記載之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板的製造方法，其係於輥架間開始前述一次冷 卻。
依據本發明，可提供一種可使用於要求加工性、擴孔性、彎曲性、加工後精確之板厚均勻性與真圓度、及低溫韌性的構件(內鍍層構件、構造構件、懸吊構件、傳動等汽車構件、或造船、建築、橋樑、海洋結構物、壓力容器、管線、機械零件用之構件等)的鋼板。又，依據本發明，可廉價並穩定地製造低溫韌性優異之540MPa級以上的高強度鋼板。
圖式簡單說明
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值與等向性(1/|△r|)之關係的圖。
第2圖係顯示{332}<113>之結晶方位的極密度與等向性指標(1/|△r|)之關係的圖。
第3圖係顯示平均結晶粒徑(μm)與vTrs(℃)之關係的圖。
第4圖係連續熱軋線之說明圖。
 用以實施發明之形態
用以實施本發明之形態，係詳細地說明具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板(以下，僅稱「熱軋鋼板」。)。另，以下，成分組成之質量%僅以%記載。
本發明人等針對適用於要求加工性、擴孔性、彎曲性、加工後精確之板厚均勻性及真圓度、及低溫韌性的構件之 含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板，不僅是加工性，更特別由兼具等向性與低溫韌性的觀點致力地研究。結果，得到以下之新觀察所得知識。
首先，為了得到等向性(降低異向性)，即避免由作為異向性之原因的未再結晶沃斯田鐵之變態集合組織的形成。因此，需促進最後軋延後之沃斯田鐵的再結晶。該方法，係以最後軋延中最適當之軋延道次排程與軋延溫度之高溫化為有效。
接著，為提升低溫韌性，脆性斷裂之斷裂單位的微細化，即顯微組織單位之細粒化係為有效。此外，藉由增加γ→α變態時α之成核位置係為有效，需增加可成為該成核位置之沃斯田鐵的結晶粒界或差排密度。
其方法係以γ→α變態點溫度以上，盡可能以低溫軋延，換言之，需使沃斯田鐵為未再結晶，並於未再結晶率高之狀態下γ→α變態。這是因為，再結晶後之沃斯田鐵粒於再結晶溫度下之粒成長快，將於非常短的時間內粗大化，即使為γ→α變態後之α相仍成為粗大粒，產生顯著的韌性劣化之緣故。
本發明人等發明了一種可高維地使如前述之通常的熱軋方法中係相反條件而不易兼具之等向性與低溫韌性均衡的完全新穎之熱軋方法。
首先，關於等向性，本發明人等對於等向性與集合組織的關係，得到以下之觀察所得知識。
省略修邊或切削之步驟，為僅以加工得到滿足零件特 性的板厚均勻性及真圓度，至少等向性指標(=1/|△r|)需為3.5以上。
此處，等向性指標係將鋼板加工成JIS Z 2201記載之5號試驗片，並依據JIS Z 2241記載的試驗方法所求得。等向性指標之1/|△r|係分別將軋延方向、相對於軋延方向為45°之方向、及相對於軋延方向為90°之方向(板寬度方向)的塑性應變比(r值：蘭克福特值)定義為rL、r45、及rC，並定義△r=(rL-2×r45+rC)/2。
(結晶方位)
如第1圖所示，若作為表示由鋼板表面5/8~3/8之板厚範圍的板厚中央部中以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>之各結晶方位所表示的{100}<011>~{223}<1 10>方位群之極密度的平均值為4.0以下，等向性指標(=1/|△r|)將滿足3.5以上。較佳者係，若等向性指標為6.0以上，即使考量到捲料內之差異，僅以加工即可得到充分滿足零件特性的板厚均勻性與真圓度。因此，以{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值為2.0以下為佳。
極密度係與X射線隨機強度比同義。極密度(X射線隨機強度比)係指，藉由於相同條件下使用X射線繞射法等測定未具有朝特定方位之累積的標準試料與被測材料之X射線強度，且所得之被測材料的X射線強度除以標準試料之X射線強度後的數值。該極密度可以X射線繞射、EBSP(電子 背向散射圖樣：Electron Back Scattering Pattern)法、或ECP(Electron Channeling Pattern：電子通道型樣)法之任一者測定。
例如，{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度係於藉由該等方法所測定之{110}、{100}、{211}、{310}極圖中，由使用複數之(以3個以上為佳)極圖以級數展開法計算的三維集合組織(ODF)求出{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>各方位之極密度，並將該等極密度相加平均求得前述方位群的極密度。另，於無法得到前述之全部方位的強度時，亦可以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、及{223}<110>之各方位的極密度之相加平均代替。
例如，前述各結晶方位之極密度，可直接使用三維集合組織的2=45°截面中(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]、及(223)[1-10]之各強度。
同樣地，如第2圖所示，若由鋼板表面5/8~3/8之板厚範圍的板厚中央部中，{332}<113>之結晶方位的極密度為4.8以下，等向性指標將滿足3.5以上。較佳者係，若等向性指標為6.0以上，即使考量到捲料內之差異，僅以加工即可得到充分滿足零件特性的板厚均勻性與真圓度。因此，以{332}<113>之結晶方位的極密度為3.0以下為佳。
用於X射線繞射、EBSP法、ECP法之試料，藉由機械研磨等，將鋼板由表面削減厚度至預定之板厚。接著，藉 由利用化學研磨或電解研磨等去除應變，製作試料，使於板厚5/8~3/8之範圍的適當之面作為測定面。例如，於由板寬W之1/4W或3/4W位置切取30mm大小的鋼片，進行三山修整(中心線平均粗糙度Ra：0.4a~1.6a)之研磨。接著，藉由化學研磨或電解研磨去除應變，製作使用於X射線繞射的試料。板寬度方向，以於由鋼板之端部1/4、或3/4的位置採取為佳。
當然，極密度不僅是由鋼板表面起算在5/8~3/8之板厚範圍的板厚中央部，盡量使較多之厚度位置滿足前述極密度之限定範圍，可更加地使局部伸長性能變得良好。然而，藉由測定由鋼板表面起算在5/8~3/8之範圍，可大致代表鋼板全體的材質特性。此處，規定板厚之5/8~3/8為測定範圍。
另外，以{hkl}<uvw>表示之結晶方位係指鋼板面之法線方向與{hkl}平行，且軋延方向與<uvw>平行之意。結晶之方位通常係以[hkl]或{hkl}表示垂直於板面的方位，以(uvw)或<uvw>表示與軋延方向平行的方位。{hkl}、<uvw>係等價之面的總稱，[hkl]、(uvw)係指各個結晶面。換言之，於本發明中，因以體心立方結構作為對象，故例如，(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面係等價而無法作出區別。此時，將該等方位總稱為{111}。ODF標示亦使用於其他對稱性低之結晶構造的方位標示，故一般係以[hkl](uvw)表示各個方位，於本發明中[hkl](uvw)與{hkl}<uvw>係同義。利用X射線之結晶方位的測定，係依據例如，新版CullityX射線繞射要論(1986年發 行，松村源太郎譯，股份公司AGNE出版)之第274~296頁記載的方法進行。
(平均結晶粒徑)
接著，本發明人等調查了低溫韌性。
第3圖係顯示平均結晶粒徑與vTrs(沙丕脆斷轉移溫度)的關係。vTrs係平均結晶粒徑越為細粒的話越低溫化，提升低溫下之韌性。若平均結晶粒徑為10μm以下，因vTrs為目標之-20℃以下，故本發明係可於寒冷地區使用者。
另外，低溫韌性係以V凹口沙丕衝撃試驗所得之vTrs(沙丕脆斷轉移溫度)評價。V凹口沙丕衝撃試驗係依據JIS Z 2202製作試驗片，並依據JIS Z 2242規定之內容進行，測定vTrs。
又，低溫韌性方面，因組織的平均結晶粒徑之影響大，故亦進行板厚中央部之平均結晶粒徑的測定。切出微量樣品，使用EBSP-OIMTM (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy：電子背向散射繞射圖取向影像顯微術)，測定結晶粒徑與顯微組織。微量樣品係以膠體二氧化矽研磨劑研磨30~60分鐘地製作，以倍率400倍，160μm×256μm區域，測定步驟0.5μm之測定條件實施EBSP測定。
EBSP-OIMTM 法係藉由於掃描式電子顯微鏡(SEM)內將電子束照射至經高度傾斜之試料，並以高感度相機拍攝逆散射後所形成的菊池圖形，再以電腦影像處理，短時間內測定照射點之結晶方位的裝置及軟體所構成。
EBSP法可定量地解析大量試料表面之微細構造及結晶方位。EBSP法之分析區域係可以SEM觀察的領域。雖亦需視SEM之分解能而定，但藉由EBSP法可以最小20nm的分解能分析。解析係等間隔網格狀地製圖數萬點欲分析之領域進行。多結晶材料中，可見試料內之結晶方位分布或結晶粒的大小。
於本發明中，係藉由將一般將結晶粒之方位差作為結晶粒界所認知的大傾斜角粒界之閾值定義為15°後製圖出的影像，將結晶粒可視化，求出平均結晶粒徑。此處，「平均結晶粒徑」係指以EBSP-OIMTM 所得之值。
如前述，本發明人等闡明為得到等向性及低溫韌性之鋼板所需的各種要件。
與低溫韌性直接相關之平均結晶粒徑係於最後軋延結束溫度為越低溫的話越為細粒，提升低溫韌性。但，作為等向性之控制因子之一的由鋼板表面5/8~3/8之板厚中央部中{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值，與{332}<113>之結晶方位的極密度，係顯示與平均結晶粒徑相反的關係。換言之，於越提升低溫韌性，而越減少平均結晶粒徑時，{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值，與{332}<113>之結晶方位的極密度變大，係等向性不佳的關係。目前為止尚未揭示兼具等向性與低溫韌性之技術。
本發明人等致力地檢討適用於要求加工性、擴孔性、彎曲性、加工後精確之板厚均勻性與真圓度、及低溫韌性 的構件，且可兼具等向性與低溫韌性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板與其製造方法。結果，思考出由下述條件所構成之熱軋鋼板及其製造方法。
(成分組成)
首先，說明限定本發明之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板(以下，稱作「本發明熱軋鋼板」。)的成分組成之理由。
C：大於0.07~0.2%
C係有助於提升鋼之強度的元素，但亦生成成為擴孔時破裂起點之雪明碳鐵(Fe3 C)等鐵系碳化物的元素。於C為0.07%以下時，無法得到利用低溫變態生成相之強度提升效果。另一方面，於大於0.2%時，中心偏析變得顯著，於衝孔加工時成為二次剪力面之破裂起點的雪明碳鐵(Fe3 C)等鐵系碳化物增加，衝孔性劣化。因此，將C設為大於0.07~0.2%。考量到強度與延性之均衡，C以0.15%以下為佳。
Si：0.001~2.5%
Si係有助於提升鋼之強度的元素，因亦具有作為熔融鋼之脫氧材的功用，故可視需要添加。於0.001%以上顯現前述效果，但大於2.5%時，強度上升效果飽和。因此，Si係設為0.001~2.5%。
又，Si係大於0.1%，隨著量之增加，抑制雪明碳鐵等鐵系碳化物的析出，有助於提升強度與擴孔性。但，於Si大於1.0%時，鐵系碳化物之析出抑制效果飽和。因此，Si以大於0.1~1.0%為佳。
Mn：0.01~4%
Mn係藉由固溶強化及淬火強化有助於提升強度之元素，可視需要添加。小於0.01%時，未能得到添加效果，另一方面，大於4%時，因添加效果飽和，故將Mn設為0.01~4%。
為利用S抑制熱破裂之產生，於未充分地添加Mn以外的元素時，以添加Mn量(質量%)([Mn])與S量(質量%)([S])係[Mn]/[S]≧20之Mn量為佳。此外，Mn係隨著其含量增加，於低溫側擴大沃斯田鐵域溫度，提升淬火性，而容易形成凸出成形性優異之連續冷卻變態組織的元素。該效果因小於1%時不易顯現，故Mn以1%以上為佳。
P：0.15%以下
P係熔鐵中所含之不純物，係於粒界偏析，降低韌性的元素。因此，P以越低越佳，大於0.15%時，因將對加工性或熔接性造成不良影響，故設為0.15%以下。特別是，考量到擴孔性或熔接性，以0.02%以下為佳。另，將P設為0%，於作業上係為困難，故不包含0%。
S：0.03%以下
S係熔鐵中所含之不純物，係不僅將引起熱軋時的破裂，亦生成使擴孔性劣化之A系夾雜物的元素。因此，雖虛極力減少S，但因0.03%以下係容許範圍，故設為0.03%以下。但，於需要某程度之擴孔性時，S以0.01%以下為佳，以0.005%以下較佳。另，將S設為0%，於作業上係為困難，故不包含0%。
Al：0.001~2%
Al係用以於鋼之精煉步驟中熔融鋼脫氧，添加0.001%以上，因導致成本上升，將上限設為2%。於大量地添加Al時，因非金屬夾雜物之量增加，延性及韌性劣化，故以0.06%以下為佳。更佳者是0.04%以下。
Al與Si同樣地，係具有抑制組織中雪明碳鐵等鐵系碳化物析出之作用的元素。為得該作用效果，以0.016%以上為佳。更佳者是0.016~0.04%。
N：0.01%以下
N係應極力減少之元素，若為0.01%以下係容許範圍。但，由耐時效性之觀點來看，以0.005%以下為佳。另，將N設為0%，於作業上係為困難，故不包含0%。
本發明熱軋鋼板亦可視需要，含有Ti、Nb、Cu、Ni、Mo、V、及Cr之一種或二種以上。本發明熱軋鋼板亦可更含有Mg、Ca、及REM之一種或二種以上。
以下說明限定前述元素之成分組成的理由。
Ti、Nb、Cu、Ni、Mo、V、及Cr係藉由析出強化或固溶強化提升強度之元素，亦可添加該等元素的一種或二種以上。
但是，於Ti小於0.015%、Nb小於0.005%、Cu小於0.02%、Ni小於0.01%、Mo小於0.01%、V小於0.01%、Cr小於0.01%時，未能得到充分之添加效果。
另一方面，於Ti大於0.18%、Nb大於0.06%、Cu大於1.2%、Ni大於0.6%、Mo大於1%、V大於0.2%、Cr大於2%時，添加效果飽和，經濟性下降。因此，以Ti為0.015~0.18%、 Nb為0.005~0.6%、Cu為0.02~1.2%、Ni為0.01~0.6%、Mo為0.01~1%、V為0.01~0.2%、Cr為0.01~2%為佳。
Mg、Ca、及REM(稀土類元素)係控制成為破壞起點且成為使加工性劣化之原因的非金屬夾雜物之形態，提升加工性的元素，亦可添加該等元素之一種或二種以上。Mg、Ca、及REM小於0.0005%時，未顯現添加效果。
另一方面，於Mg大於0.01%、Ca大於0.01%、REM大於0.1%時，添加效果飽和，經濟性下降。因此，以Mg係0.0005~0.01%、Ca係0.0005~0.01%、REM係0.0005~0.1%為佳。
另外，本發明熱軋鋼板亦可於不損及本發明熱軋鋼板之特性的範圍內，含有合計1%以下之Zr、Sn、Co、Zn、W的一種或二種以上。但，為抑制熱軋時之瑕疵產生，Sn以0.05%以下為佳。
B：0.0002~0.002%
B係提高淬火性，增加硬質相之低溫變態生成相的組織分率之元素，可視需要添加。小於0.0002%時，未能得到添加效果，另一方面，大於0.002%時，不僅添加效果飽和，並抑制熱軋下沃斯田鐵之再結晶，增強由未再結晶沃斯田鐵之γ→α變態集合組織，有等向性劣化的疑慮。因此，將B設為0.0002~0.002%。
又，B亦係於連續鑄造後之冷卻步驟中引起玻璃破裂的元素，由該觀點來看，以0.0015%以下為佳。較佳者係0.001~0.0015%。
(顯微組織)
接著，詳細地說明本發明熱軋鋼板之顯微組織等冶金因子。
本發明熱軋鋼板之顯微組織由以組織分率計係35%以下之共析前肥粒鐵與剩餘部分係低溫變態生成相所構成。低溫變態生成相係指連續冷卻變態組織之意，一般而言，係作為變韌鐵所認知的組織。
一般而言，比較相同拉伸強度之鋼板時，於顯微組織係經連續冷卻變態組織等組織所占的相同組織時，例如，顯示以擴孔值代表之局部伸長優異的傾向。於顯微組織係由軟質相之共析前肥粒鐵與硬質之低溫變態生成相(連續冷卻變態組織，包含MA中之麻田散鐵)所構成的複合組織時，顯示代表加工硬化指數n值之相同優異的伸長傾向。
本發明熱軋鋼板中，為極限地使以彎曲性代表之局部伸長與均勻伸長均衡，以組織分率計係35%以下之共析前肥粒鐵與剩餘部分係低溫變態生成相所構成的複合組織。
於共析前肥粒鐵大於35%時，局部伸長之指標的彎曲性將大幅地下降，但均勻伸長並未相當地上升，故局部伸長與均勻伸長之均衡下降。共析前肥粒鐵之組織分率的下限值並未特別限定，但因5%以下時，均勻伸長將變得顯著下降，故共析前肥粒鐵之組織分率以大於5%為佳。
本發明熱軋鋼板之連續冷卻變態組織(Zw)(低溫變態生成相)係如，日本鋼鐵協會基礎研究會變韌鐵調查研究部會/編；關於低碳鋼之變韌鐵組織與變態行為之最近研究- 變韌鐵調查研究部會最終報告書-(1994年日本鋼鐵協會)(「參考文獻」)記載，定義為界於包含藉由擴散機構生成之多邊形肥粒鐵或波來鐵的顯微組織，與無擴散地藉由剪力機構生成之麻田散鐵中間的變態組織之顯微組織。
換言之，連續冷卻變態組織(Zw)(低溫變態生成相)係如作為光學顯微鏡觀察組織之前述參考文獻第125~127項中記載，定義為主要係由Bainitic ferrite(α°B )、Granular bainitic ferrite(αB )、及Quasi-polygonal ferrite(αq )所構成，並且，包含少量之殘留沃斯田鐵(γr )與Martensite-austenite(MA：麻田散鐵-沃斯田鐵)的顯微組織。
另外，αq 係與多邊形肥粒鐵(PF)相同，並未因蝕刻顯現出內部構造，但形狀係針狀，與PF明確地區分。此處，於以作為對象之結晶粒的周圍長度為lq、圓等效直徑為dq時，比(lq/dq)滿足lq/dq≧3.5之粒係αq 。
本發明熱軋鋼板中連續冷卻變態組織(Zw)(低溫變態生成相)係報含α°B 、αB 、αq 之一種或二種以上的顯微組織。又，本發明熱軋鋼板之連續冷卻變態組織(Zw)(低溫變態生成相)除了α°B 、αB 、αq 之一種或二種以上，亦可包含少量γr、及MA之任一者，或兩者。另，將γr 、及MA以組織分率計之合計量設為3%以下。
連續冷卻變態組織(Zw)(低溫變態生成相)有於使用有硝太蝕劑試劑之蝕刻的光學顯微鏡觀察下不易判別的情形。此時，係使用EBSP-OIMTM 判別。EBSP-OIMTM (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy： 電子背向散射繞射圖取向影像顯微)法係藉由於掃描式電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope)內將電子束照射至經高傾斜之試料，並以高感度相機拍攝逆散射後所形成的菊池圖形，再以電腦影像處理，短時間內測定照射點之結晶方位的裝置及軟體所構成。
EBSP法可定量地解析大量試料表面之微細構造及結晶方位。EBSP法之分析區域雖亦需試SEM之分解能而定，但若為可以SEM觀察的領域內，可分析至最小20nm之分解能。
利用EBSP-OIMTM 法之解析，係進行等間隔網格狀地製圖數萬處欲分析之領域。多結晶材料中，可見試料內之結晶方位分布或結晶粒之大小。於本發明熱軋鋼板中，亦可簡單地將可由將各塊(packet)之方位差作為15°所製圖的影像判別者，定義為連續冷卻變態組織(Zw)(低溫變態生成相)之粒徑。此時，將結晶方位差15°以上之大傾斜角粒界定義為粒界。
又，共析前肥粒鐵之組織分率係以設於EBSP-OIMTM 的Kernel Average Misorientation(KAM)法求出。KAM法係平均測定資料中某正六角形像素相鄰之6個的第一近似、或其外側12個的第二近似、或更於其外側之18個的第三近似之像素間的方位差，並對各像素進行以該值作為其中心之像素的值之計算的方法。
藉由不大於粒界地實施該計算，可作成顯現粒內之方位變化的圖。即，該圖係表示依據粒內之局部的方位變化 之應變的分布。另，於解析中，將EBSP-OIMTTM 中計算鄰接之像素間的方位差之條件作為第三近似，表示該方位差為5°以下者。
於本發明之實施例中，將EBSP-OIM(登錄商標)中計算鄰接的像素間之方位差的條件作為第三近似，使該方位差為5°以下，於前述方位差第三近似中，將大於1°定義為連續冷卻變態組織(Zw)(低溫變態生成相)、1°以下定義為肥粒鐵。這是因為高溫下變態後之多邊形的初析肥粒鐵係以擴散變態生成，故差排密度小，粒內之應變少，結晶方位的粒內差小，藉由目前為止發明人等實施之各式各樣的調查結果，以光學顯微鏡觀察所得之多邊形的肥粒鐵體積分率與以KAM法測定之方位差第三近似1°以下所得的區域之面積分率係大約一致。
(製造方法)
接著，說明本發明熱軋鋼板的製造方法(以下稱為「本發明製造方法」。)之條件。
本發明人等為確定等向性，於最後軋延後、或最後軋延中使沃斯田鐵充分地再結晶，尋找極力抑制再結晶粒之粒成長，兼具等向性與低溫韌性的熱軋條件。
首先，於本發明製造方法中，於熱軋步驟之前進行的鋼片之製造方法並未特別限定。換言之，鋼片之製造方法中，於利用豎爐、轉爐、電爐等的熔製步驟後，緊接著以各種2次精煉步驟，進行成分調整，使成為目的之成分組成。然後，除了以通常之連續鑄造、或利用鑄錠法鑄造以 外，亦可以薄扁鋼胚鑄造等方法進行鑄造步驟。
另外，亦可於原料中使用廢料。又，於利用連續鑄造得到扁鋼胚時，亦可於高溫鑄片下直接送入熱軋機、或於冷卻至室溫後以加熱爐再加熱，之後再熱軋。
藉由前述製造方法所得之扁鋼胚，係在熱軋步驟前於扁鋼胚加熱步驟中加熱，但於本發明製造方法中，並未特別規定加熱溫度。但，於加熱溫度大於1260℃時，因剝離造成良率下降，故加熱溫度以1260℃以下為佳。另一方面，小於1150℃的加熱溫度中，因顯著地損及排程上之作業效率，故加熱溫度以1150℃以上為佳。
又，扁鋼胚加熱步驟中之加熱時間並未特別規定，但由避免中心偏析等的觀點來看，以於達到所需之加熱溫度後維持30分鐘以上為佳。但，於將鑄造後之鑄片於高溫下直接送至軋延的情形，並不受此限制。
(第1熱軋)
扁鋼胚加熱步驟後並不需特別等待，係將由加熱爐取出之扁鋼胚供給至第1熱軋的粗軋延步驟，進行粗軋延，得到粗輥。
藉由以下說明之理由，以1000℃以上、1200℃以下的溫度進行粗軋延步驟(第1熱軋)。粗軋延結束溫度小於1000℃時，粗輥表層附近成為未再結晶溫度域下之軋縮，集合組織發達，等向性劣化。又，粗軋延下之熱變形阻力增加，有妨礙粗軋延作業的疑慮。
另一方面，粗軋延結束溫度大於1200℃時，平均結晶 粒徑變大，韌性下降。又，粗軋延中生成之二次鏽皮過度成長，以之後實施的去鏽或最後軋延去除鏽皮係為困難。粗軋延結束溫度大於1150℃時，因有夾雜物伸長，擴孔性劣化的情形，故以1150℃以下為佳。
又，粗軋延步驟(第1熱軋)中，於1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍內，進行軋縮率1次以上40%以上的軋延。於粗軋延步驟之軋縮率小於40%時，平均結晶粒徑變大，韌性下降。軋縮率為40%以上時，結晶粒徑均勻且變成細粒。另一方面，軋縮率大於65%時，因夾雜物伸長，有擴孔性劣化的情形，故以65%以下為佳。另，粗軋延方面，於最終段之軋縮率與其前段之軋縮率小於20%時，因平均結晶粒徑容易變大，故粗軋延時，最終段之軋縮率與其前段之軋縮率以20%以上為佳。
另外，將製品板之平均結晶粒徑細粒化的用意，係粗軋延後，即，最後軋延前之沃斯田鐵粒徑係為重要，以最後軋延前的沃斯田鐵粒徑為小為佳。
若最後軋延前之沃斯田鐵粒徑為200μm以下，可大幅地促進細粒化及均質化。為更有效率地得到該促進效果，以100μm以下之沃斯田鐵粒徑為佳。因此，於粗軋延步驟中以進行2次以上軋縮率40%以上的軋延為佳。但，大於10次之粗軋延有溫度下降或生成過剩之鏽皮的疑慮。
如此，縮小最後軋延前之沃斯田鐵粒徑，係有效促進最後的最後軋延中沃斯田鐵之再結晶。推測這是藉由粗軋延後之(即，最後軋延前)沃斯田鐵粒界產生機能，作為最後 軋延中再結晶核的1個。
可如下述地測定粗軋延後之沃斯田鐵粒徑。換言之，盡可能地快速冷卻粗軋延後之(進行最後軋延前)鋼片(粗輥)，以10℃/秒以上的冷卻速度冷卻為佳。蝕刻經冷卻之鋼片截面的組織，使沃斯田鐵粒界浮起突出，再以光學顯微鏡測定。此時，以50倍以上之倍率，並以影像解析或計點法測定20視野以上。
粗軋延步驟結束後所得之粗輥，亦可於粗軋延步驟與最後軋延步驟之間接合，進行如連續地進行最後軋延步驟的無限軋延。此時，亦可暫時將粗輥捲成捲料狀，並視需要收藏於具有保溫機能的外殼內，於再回捲後進行接合。
熱軋步驟時，以控制粗輥之軋延方向、板寬度方向、及板厚方向上溫度的差異為小為佳。此時，視需要，亦可於粗軋延步驟之粗軋延機與最後軋延步驟之最後軋延機之間、或於最後軋延步驟中各架(stand)間，配置可控制粗輥之軋延方向、板寬度方向、及板厚方向下溫度的差異之加熱裝置，加熱粗輥。
加熱裝置之方式可使用氣體加熱、通電加熱、感應加熱等各種加熱方式，但若可控制粗輥之軋延方向、板寬度方向、及板厚方向下溫度的差異為小，亦可使用任何眾所周知的方式。
另外，加熱裝置之方式以工業上溫度的控制回應性佳之感應加熱方式為佳。感應加熱方式若於板寬度方向上設置可移動之複數橫向型感應加熱裝置，因可對應板寬度， 任意地控制板寬度方向的溫度分布而為佳。此外，加熱裝置之方式以藉由組合橫向型感應加熱裝置與板寬度全體加熱優異的螺線管(solenoid)型感應加熱裝置所構成之加熱裝置最佳。
於使用該等加熱裝置控制溫度時，有需控制加熱裝置之加熱量的情形。此時，因無法實際測量粗輥內部之溫度，故以使用預先測定好之裝入扁鋼胚溫度、扁鋼胚爐內時間、加熱爐環境氣體溫度、加熱爐取出溫度、以及桌台輥(table roller)之搬運時間等實測資料，推測粗輥到達加熱裝置時的軋延方向、板寬度方向、及板厚方向之溫度分布，來控制加熱裝置的加熱量為佳。
另外，感應加熱裝置之加熱量的控制，係例如，如以下地控制。感應加熱裝置(橫向型感應加熱裝置)之特性，係於捲料通過交流電流時，將於其內側產生磁場。置於磁場中之導電體中，藉由電磁感應作用，於磁通量與直角的圓周方向上，產生與捲料電流相反方向之渦流，藉由該焦耳熱加熱導電體。
於渦流、捲料內側表面最大量地產生，並朝內側指數函數地降低(該現象係稱為表皮效果)。因此，頻率越小電流穿透深度變得越大，於厚度方向上得到均勻之加熱分布(heating pattern)，反之，頻率越大電流穿透深度變得越小，厚度方向上得到以表層作為峰值的過度加熱小之加熱分布。
因此，藉由橫向型感應加熱裝置，可與以往相同地進 行粗輥之軋延方向、及板寬度方向的加熱，又，板厚方向之加熱藉由變更橫向型感應加熱裝置的頻率，可變化浸透深度，藉由操作板厚方向之加熱溫度分布，可期溫度分布的均勻化。另，此時，以使用可變更頻率型之感應加熱裝置為佳，亦可藉由調整冷凝器來進行頻率變更。
感應加熱裝置之加熱量的控制，亦可配置複數頻率相異之感應器，變更各別之加熱量的分配，以得到所需厚度方向中之加熱分布。感應加熱裝置之加熱量的控制中，於變更被加熱材之空氣間隙時，因頻率變動，故亦可變更空氣間隙，以得到所期之頻率及加熱分布。
最後軋延後之鋼板表面(粗輥表面)的最大高度Ry以15μm(15μmRy、12.5mm、ln12.5mm)以下為佳。此係例如，金屬材料疲勞設計便覽，日本材料學會編，第84頁中記載所述，可知熱軋或酸洗之鋼板的疲勞強度係與鋼板表面之最大高度Ry相關。
為得該表面粗糙度，以於去鏽中，滿足鋼板表面的高壓水之衝突壓P×流量L≧0.003的條件為佳。又，之後的最後軋延，為防止於去鏽後再度生成鏽皮，以於5秒以內進行為佳。
(第2熱軋)
於結束粗軋延步驟(第1熱軋)後，開始第2熱軋之最後軋延步驟。由粗軋延步驟結束至最後軋延步驟開始的時間以150秒以下為佳。於由粗軋延步驟結束至最後軋延步驟開始的時間大於150秒時，平均結晶粒徑變大，成為vTrs下降之 要因。
於最後軋延步驟(第2熱軋)中，將最後軋延開始溫度設為1000℃以上。於最後軋延開始溫度小於1000℃時，於各最後軋延道次中，賦與軋延對象之粗輥的軋延溫度將低溫化，成為未再結晶溫度域下之軋縮，集合組織發達，等向性劣化。
另外，最後軋延開始溫度之上限並未特別限定。但，為1150℃以上時，因最後軋延前及道次間，於鋼板基質鐵與表面鏽皮之間，有產生鱗狀之成為紡錘鏽皮缺陷的起點之氣泡的疑慮，故以小於1150℃為佳。
最後軋延中，以藉由鋼板之成分組成所決定的溫度作為T1，於T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域中，至少進行1次1道次30%以上的軋延。又，最後軋延中，將軋縮率之合計設為50%以上。
此處，T1係以下述式(1)算出之溫度。
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V………(1)
C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo、及V係各元素之含量(質量%)。
T1本身係由經驗而求得者。發明人等藉由實驗經驗性地觀察得知以T1作為基準，可促進各鋼之沃斯田鐵域下的再結晶。
於T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域下的合計軋縮率小於50%時，熱軋中累積之軋延應變並不充分，未充 分地進行沃斯田鐵的再結晶。因此，集合組織發達，等向性劣化。於合計軋縮率為70%以上時，即使考量到起因於溫度變動等之差異，仍可得充分的等向性。另一方面，於合計軋縮率大於90%時，藉由加工發熱不易成為T1+200℃以下之溫度域，又，有軋延負載增加，軋延變得困難的疑慮。
最後軋延中，為促進因累積之應變的開放造成均勻的再結晶，於T1+30℃以上、T1+200℃以下，至少進行1次1道次30%以上之軋延。
另外，為促進均勻之再結晶，需盡量減少小於T1+30℃的溫度域下之加工量。因此，小於T1+30℃之軋縮率以30%以下為佳。由板厚精度或板形狀之觀點來看，以10%以下的軋縮率為佳。於更追求等向性時，小於T1+30℃之溫度域下的軋縮率以0%為佳。
以T1+30℃以上結束最後軋延為佳。小於T1+30℃之熱軋中，有暫時經再結晶之整粒沃斯田鐵粒展開，造成等向性下降的疑慮。
(1次冷卻)
於最後軋延中，進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，開始1次冷卻，使等候時間t秒滿足下述式(2)。
t≦2.5×t1………(2)
此處，t1係以下述式(3)求得。
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(3)
此處，於前述式(3)中，Tf係軋縮率為30%以上之最終軋縮後的鋼片溫度，P1係30%以上之最終軋縮的軋縮率。
另外，“軋縮率為30%以上之最終軋縮”係指，最後軋延中所進行的複數道次之軋延中，於軋縮率為30%以上之軋延中最後進行的軋延。例如，於最後軋延中進行之複數道次的軋延中，最終段所進行之軋延的軋縮率為30%以上時，於該最終段所進行之軋延係“軋縮率為30%以上之最終軋縮”。又，最後軋延中所進行之複數道次的軋延中，最終段之前所進行之軋延的軋縮率係30%以上，於進行該最終段之前所進行的軋延(軋縮率為30%以上之軋延)後，未進行軋縮率為30%以上之軋延時，該最終段之前所進行之軋延(軋縮率為30%以上之軋延)係“軋縮率為30%以上之最終軋縮”。
於最後軋延中，進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，至開始1次冷卻的等候時間t秒係賦與沃斯田鐵粒徑很大的影響。換言之，對鋼板之等軸粒分率、粗粒面積率有很大的影響。
於等候時間t大於t1×2.5時，再結晶係幾乎已結束，且結晶粒顯著地成長，促進粗粒化，r值及伸長下降。
藉使等候時間t秒更滿足下述式(4)，可優先地抑制結晶粒之成長。結果，即使未充分地進行再結晶，仍可充分地提升鋼板的伸長，同時，可提升疲勞特性。
t<t1………(4)
另一方面，藉使等候時間t秒更滿足下述式(5)，再結晶 化將充分地進行，結晶方位隨機化。因此，可充分地提升鋼板的伸長，同時，可大幅地提升等向性。
t1≦t≦t1×2.5………(5)
藉使等候時間t秒滿足前述式(5)，第1圖所示之{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值將為2.0以下，第2圖所示之{332}<113>之結晶方位的極密度將為3.0以下。結果，等向性指標為6.0以上，可僅以加工達成零件特性充分地滿足板厚均勻性與真圓度。
此處，如第4圖所示，連續熱軋線1中，經加熱爐加熱至預定溫度之鋼片(扁鋼胚)係依序由粗軋延機2、最後軋延機3軋延，成為預定厚度的熱軋鋼板4，送出至輸送台5。本發明之製造方法中，於以粗軋延機2進行的粗軋延步驟(第1熱軋)中，於1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍，對鋼片(扁鋼胚)進行1次以上的軋縮率40%以上之軋延。
如此，經以粗軋延機2軋延成預定厚度之粗輥，接著，以最後軋延機3的複數輥架6進行最後軋延(第2熱軋)，成為熱軋鋼板4。並且，最後軋延機3中，於溫度T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域，至少進行1次1道次30%以上的軋延。又，最後軋延機3中，軋縮率之合計係50%以上。
此外，於最後軋延步驟中，進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，開始1次冷卻，使等候時間t秒滿足前述式(2)、或前述式(4)、(5)之任一者。該1次冷卻之開始，係藉由配置於最後軋延機3的各輥架6間之架間冷卻噴嘴10、或配置於輸送台5的冷卻噴嘴11進行。
例如，僅於配置在最後軋延機3之前段(第4圖中左側，軋延之上游側)的輥架6中進行軋縮率為30%以上之最終軋縮，且未於配置在最後軋延機3之後段(第4圖中右側，軋延之下游側)的輥架6中，進行軋縮率為30%以上之軋延時，藉由配置於輸送台5的冷卻噴嘴11進行1次冷卻之開始，有等候時間t秒無法滿足前述式(2)、或前述式(4)、(5)的情形。此時，藉由配置於最後軋延機3之各輥架6間的架間冷卻噴嘴10，開始1次冷卻。
又，例如，於配置在最後軋延機3之後段(第4圖中右側，軋延之下游側)的輥架6中，進行軋縮率為30%以上之最終軋縮時，即使藉由配置於輸送台5的冷卻噴嘴11進行1次冷卻之開始，仍有等候時間t秒可滿足前述式(2)、或前述式(4)、(5)的情形。此時，亦可藉由配置於輸送台5之冷卻噴嘴11，開始1次冷卻。當然，於進行軋縮率為30%以上的最終軋縮後，亦可藉由配置於最後軋延機3之各輥架6間的架間冷卻噴嘴10，開始1次冷卻。
此外，該1次冷卻係進行50℃/秒以上之平均冷卻速度下，溫度變化(溫度下降)為40℃以上、140℃以下的冷卻。
於溫度變化小於40℃時，再結晶後之沃斯田鐵粒將粒成長，低溫韌性劣化。藉設為40℃以上，可抑制沃斯田鐵粒的粗大化。小於40℃則未能得到該效果。另一方面，大於140℃時，再結晶變得不充分，將不易得到所期之隨機集合組織。又，亦不易得到對伸長有效的肥粒鐵相，且肥粒鐵相之硬度變高，伸長、局部變形能亦劣化。又，溫度變 化大於140℃時，有超越至Ar3變態點溫度以下的疑慮。此時，即使為由再結晶沃斯田鐵之變態，變化選擇減少，結果，仍形成集合組織，等向性下降。
於1次冷卻下之平均冷卻速度小於50℃/秒時，再結晶後之沃斯田鐵粒將粒成長，低溫韌性劣化。平均冷卻速度的上限並未特別規定，但由鋼板形狀之觀點來看，以200℃/秒以下為適當。
又，為抑制粒成長，且得到更優異之低溫韌性，以使用道次間之冷卻裝置等，使最後軋延的各架間之加工發熱為18℃以下為佳。
軋延率(軋縮率)可由軋延負載、板厚測定等，以實際記錄或計算求得。軋延中鋼片之溫度，可於架間配置溫度計實際測量、或由線速或軋縮率等考量到加工發熱模擬、抑或使用該等兩者而得。
又，亦如先前說明，為促進均勻之再結晶，以盡量減少小於T1+30℃之溫度域中的加工量為佳，以小於T1+30℃之溫度域中的軋縮率為30%以下為佳。例如，於第4圖所示之連續熱軋線1的最後軋延機3中，於通過配置於前段側(第4圖中左側，軋延之上游側)之1或2個以上的輥架6時，係鋼板為T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域，且通過配置於其後段側(第4圖中右側，軋延之下游側)之1或2個以上的輥架6時，係鋼板為小於T1+30℃之溫度域時，以於通過配置於其後段側(第4圖中右側，軋延之下游側)之1或2個以上的輥架6時，不進行軋縮、或即使進行軋縮，小於T1+30℃ 中之軋縮率以合計係30%以下為佳。由板厚精度或板形狀的觀點來看，以小於T1+30℃中之軋縮率以合計係10%以下的軋縮率為佳。於更追求等向性時，以小於T1+30℃之溫度域中的軋縮率為0%為佳。
於本發明製造方法中，並未特別限定軋延速度。但，於最後軋延之最終架側的軋延速度小於400mpm時，γ粒成長而粗大化，用以得到延性的肥粒鐵之可析出領域減少，有延性劣化的疑慮。雖未特別限定軋延速度的上限，仍可得本發明之效果，但於設備限制上，速度為1800mpm以下係為實際。因此，於最後軋延步驟中，軋延速度以400mpm以上、1800mpm以下為佳。
又，結束1次冷卻後，於3秒以內進行以15℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻的2次冷卻。若至開始2次冷卻之時間大於3秒，將產生波來鐵變態，無法得到目的之顯微組織。
若2次冷卻之平均冷卻速度小於15℃/秒，仍將產生波來鐵變態，無法得到目的之顯微組織。2次冷卻的平均冷卻速度之上限雖未特別限定，仍可得到得到本發明之效果，但考量到因熱應變產生的鋼板之彎曲，以300℃/秒以下為佳。
平均冷卻速度為15℃/秒以上、50℃/秒以下係可穩定地製造之領域。更如實施例所示，30℃/秒以下之領域係可更穩定地製造的領域。
接著，於小於Ar3變態點溫度、Ar1變態點溫度以上之溫度域空氣冷卻1~20秒鐘。該空氣冷卻，係用以於小於Ar3變態點溫度、Ar1變態點溫度以上之溫度域(肥粒鐵與沃斯 田鐵之二相溫度域)中促進肥粒鐵變態而進行。小於1秒時，因二相域中之肥粒鐵變態不充分，故未能得到充分之均勻伸長，另一方面，大於20秒時，產生波來鐵變態，未能得到目的之顯微組織。
為輕易地促進肥粒鐵變態，空氣冷卻1~20秒鐘之溫度域以Ar1變態點溫度以上、860℃以下為佳。為不使生產性極端地下降，1~20秒鐘之停留時間(空氣冷卻時間)以1~10秒鐘為佳。
Ar3變態點溫度可以例如，以下之計算式(與成分組成之關係式)簡單地算出。當以Si量(質量%)為[Si]、Cr量(質量%)為Cr]、Cu量(質量%)為[Cu]、Mo量(質量%)為[Mo]、Ni量(質量%)為[Ni]時，可以下述式(6)定義。
Ar3=910-310×[C]+25×[Si]-80×[Mneq]………(6)
[Mneq]係未添加B的情形，以下述式(7)定義。
[Mneq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+([Ni]/2)+10([Nb]-0.02)………(7)
[Mneq]係添加有B的情形，以下述式(8)定義。
[Mneq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+([Ni]/2)+10([Nb]-0.02)+1………(8)
接著，於捲取步驟中，將捲取溫度設為450℃以上、550℃以下。大於550℃時，於捲取後產生硬質相之回火，強度下降。另一方面，小於450℃時，捲取後之冷卻中，未變態之沃斯田鐵穩定化，將於製品鋼板包含殘留沃斯田鐵、或生成麻田散鐵，擴孔性下降。
另外，藉由矯正鋼板形狀、或導入可動差排，以提升延性為目的，以於全步驟結束後，施行軋縮率0.1%以上、2%以下之表皮輥軋(skin pass rolling)為佳。
又，於全步驟結束後，以去除附著於所得之熱軋鋼板表面的鏽皮為目的，亦可酸洗。酸洗後，亦可對熱軋鋼板，於線內或線外施行軋縮率10%以下之表皮軋延或冷軋。
本發明熱軋鋼板中，於鑄造後、熱軋後、冷卻後之任一情形中，亦可以熱浸鍍線施行熱處理，並且，亦可對熱處理後之熱軋鋼板另外施行表面處理。藉以熱浸鍍線施行電鍍，可提升熱軋鋼板的耐蝕性。
於對酸洗後之熱軋鋼板施行鍍鋅時，將熱軋鋼板浸漬於鍍鋅浴，於撈起後，亦可視需要施行合金化處理。藉由施行合金化處理，除了提升耐蝕性，對點熔接等各種熔接之熔接阻力性亦提升。
【實施例】
接著，說明本發明之實施例，但實施例中之條件係用以確認本發明的可實施性及效果而使用的一條件例，本發明並非受該一條件例所限定者。本發明係只要於不脫離本發明之要旨、可達成本發明目的下，可使用各種條件者。
(實施例1)
以轉爐、二次精煉步驟熔製具有表1所示成分組成之A~P的鑄片，並連續鑄造，之後，直接送入或再加熱，以進行粗軋延。接著，以最後軋延軋縮至2.0~3.6mm之板厚，再以最後軋延機架間冷卻或於輸送台冷卻後，進行捲取， 以製作熱軋鋼板。於表2顯示製造條件。
另外，表1所示之成分組成的剩餘部分係Fe及不可避的不純物，表1及表2中之底線係顯示本發明之範圍外或本發明之較佳範圍的範圍外。
於表2中，「成分」係表1所示之鋼的記號之意。「Ar3變態點溫度」係以前述式(6)、(7)、(8)算出之溫度。「T1」係以前述式(1)算出之溫度。「t1」係以前述式(2)算出之溫度。
「加熱溫度」係加熱步驟中之加熱溫度。「保持時間」係加熱步驟中預定的加熱溫度下之保持時間。
「1000℃以上、40%以上之軋縮次數」係粗軋延中1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍中，軋縮率40%以上的軋縮次數。「1000℃以上之軋縮率」係粗軋延中1000℃以上、1200℃以下之溫度範圍中的各軋縮率(軋縮道次排程)。例如，本發明例(鋼號1)係顯示進行有2次軋縮率45%之軋縮。又，例如，比較例(鋼號3)係顯示進行有3次軋縮率40%之軋縮。「至最後軋延開始之時間」係由結束粗軋延步驟至開始最後軋延步驟的時間。「合計軋縮率」係最後軋延步驟中之合計軋縮率。
「Tf」係最後軋延中30%以上之最終軋縮後的溫度。「P1」係最後軋延中30%以上之最終軋縮的軋縮率。但，比較例(鋼號13)係最後軋延之各輥架6的軋縮率中，最大之值為29%。比較例(鋼號13)係將該軋縮率29%之軋縮後的溫度設為「Tf」。「最大加工發熱」係各最後道次間(各輥架6間)中藉由加工發熱上升之最大溫度。
「至開始一次冷卻之時間」係由最後軋延中30%以上之最終軋縮後至開始一次冷卻的時間。「一次冷卻速度」係至結束一次冷卻溫度變化分之冷卻的平均冷卻速度。「一次 冷卻溫度變化」係一次冷卻開始溫度與結束溫度之差。
「至開始二次冷卻之時間」係由一次冷卻結束後至開始二次冷卻的時間。「二次冷卻速度」係除以停留時間(空氣冷卻時間)之由開始二次冷卻至捲取的平均冷卻速度。「空氣冷卻溫度域」係由結束二次冷卻至捲取的停留(空氣冷卻)時之溫度域。「空氣冷卻保持時間」係停留(空氣冷卻)時的保持時間。「捲取溫度」係於捲取步驟中以盤捲器捲取鋼板之溫度。
又，於表4顯示鋼號7之本發明例與鋼號13、10之比較例，於最後軋延中各輥架F1~F7的軋縮率與溫度域之關係。
鋼號7之本發明例中，於輥架F1~F5之間係鋼板為T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度域，輥架F6以後係鋼板小於T1+30℃之溫度域。鋼號7之本發明例中，於輥架F1~F5中，在T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度域內進行5次軋縮率為30%以上之軋縮，於輥架F6以後的小於T1+30℃之溫度域中，實質上並未進行軋縮。輥架F6、F7中係僅使鋼板通過而已。雖亦於表2顯示，但鋼號7之本發明例於T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度域下之合計軋縮率係89%。
另外，各輥架F1~F7之軋縮率係以各輥架F1~F7之輸入 側與輸出側的板厚變化求得。相對於此，T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域下的合計軋縮率係以最後軋延中於該溫度域中所進行之全部軋延道次前後的板厚變化求得。例如，鋼號7之本發明例所示之，該溫度域下之合計軋縮率係以輥架F1~F5中所進行之全部軋延道次前後的板厚變化求得。換言之，以輥架F1輸入側之板厚與輥架F5輸出側之板厚變化求得。
另一方面，鋼號13之比較例中，於最後軋延之全部輥架F1~F7間，係鋼板為T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度域。如表2中亦顯示之，鋼號13之比較例於T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度域下之合計軋縮率係89%。但，鋼號13之比較例中，於各輥架F1~F7中，並未進行軋縮率為30%以上的軋縮。
又，鋼號10之比較例中，輥架F1~F3間係鋼板為T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度域，輥架F4以後係鋼板小於T1+30℃之溫度域。鋼號10之比較例中，於輥架F1~F3中，在T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域中進行軋縮率為30%以上的軋縮3次，並且，於輥架F4以後之小於T1+30℃的溫度域中，亦進行軋縮率為30%以上之軋縮4次。於表2亦有顯示，鋼號10之比較例係T1+30℃以上、T1+200℃以下之溫度域下的合計軋縮率係45%。
所得之熱軋鋼板的評價方法係與前述方法相同。於表3顯示評價結果。
「組織分率」係由光學顯微鏡組織以計點法測定之各組織的面積分率。「平均結晶粒徑」係以EBSP-OIMTM 測定之平均結晶粒徑。
「{100}<011>~{223}<110>方位群之X射線隨機強度比的平均值」係與軋延面平行的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度。「{332}<113>之結晶方位的極密度」係與軋延面平行之{332}<113>之結晶方位的極密度。
「拉伸試驗」係顯示以C方向JIS5號試驗片進行拉伸試驗之結果。「YP」係降伏點、「TS」係拉伸強度、「EI」係伸長。
「等向性」係顯示將|△r|之反數作為指標。「擴孔λ」係顯示以JFS T 1001-1996記載之擴孔試驗方法所得的結果。「彎曲性(最小彎曲半徑)」係顯示依據JIS Z 2248記載之壓彎曲法(pressing bend；滾筒彎曲法)，使用1號試驗片(t×40mmW×80mmL)，以壓機模具(pressing jig)速度0.1m/秒進行的結果。以YP≧320MPa、Ts≧540MPa、EI≧18%、λ≧70%、最小彎曲半徑≦1mm合格。
另外，支撐間距離L係於使板厚為t(mm)、壓機模具前端之內側半徑為r(mm)時，L=2r+3t。
於該方法中，彎曲角度係至170°，之後，使用具有壓機模具半徑2倍厚度的夾持物，將試驗片壓抵住夾持物捲附，成為180°之彎曲角度，再以目視觀察彎曲部外側的裂縫。
「最小彎曲半徑」係指至裂縫產生前，進行減少內側 半徑r(mm)之試驗，未產生裂縫之最小內側半徑r(mm)除以板厚t(mm)，以r/t經無因次化者。「最小彎曲半徑」最小係無夾雜者地進行之緊密彎曲，此時的「最小彎曲半徑」係0。另外，彎曲方向係由軋延方向彎曲45°。「韌性」係顯示以次尺寸(subsize)之V凹口沙丕試驗所得的遷移溫度。
發明例係鋼號1、2、7、27、及31~35等9例。於該等鋼號之發明例中，以所需之成分組成的鋼板集合組織，可得至少由鋼板表面5/8~3/8之板厚中板面{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值係4.0以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係4.8以下，板厚中心之平均結晶粒徑係9μm以下，並且，係由板厚中心之組織分率為35%以下的共析前肥粒鐵與低溫變態生成相所構成之顯微組織，且拉伸強度係540MPa級以上的高強度鋼板。
前述以外之鋼板的比較例，因以下之理由，係本發明範圍外。
鋼號3~5中，因C量係本發明範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，伸長不佳。鋼號6中，因C含量係本發明範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，彎曲性不佳。
鋼號8中，因粗軋延之1000℃以上的35%以上之軋縮次數係本發明範圍外，故平均結晶粒徑係本發明範圍外，韌性不佳。鋼號9中，至最後軋延開始的時間長，平均結晶粒徑係本發明範圍外，韌性不佳。
鋼號10中以{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度 的平均值、及{332}<113>之結晶方位的極密度均係本發明範圍外，等向性低。
鋼號11中，因Tf值係本發明範圍外，故{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值、及{332}<113>之結晶方位的極密度均係本發明範圍外，等向性低。
鋼號12中，因Tf值係本發明範圍外，故平均結晶粒徑係本發明範圍外，故韌性不佳。鋼號13中，P1值係本發明範圍外，且於最後軋延之各輥架F1~F7中，並未進行軋縮率為30%以上之軋縮，故{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值、及{332}<113>之結晶方位的極密度均係本發明範圍外，等向性低。
鋼號14中，因最大加工發熱溫度係本發明範圍外，故平均結晶粒徑係本發明範圍外，韌性不佳。鋼號15中，因至一次冷卻之時間係本發明範圍外，故平均結晶粒徑係本發明範圍外，韌性不佳。鋼號16中，因一次冷卻速度係本發明範圍外，故平均結晶粒徑係本發明範圍外，韌性不佳。
鋼號17中，因一次冷卻溫度變化係本發明範圍外，故平均結晶粒徑係本發明範圍外，韌性不佳。鋼號18中，因一次冷卻溫度變化係本發明範圍外，故{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值、及{332}<113>之結晶方位的極密度均係本發明範圍外，等向性低。
鋼號19中，因至二次冷卻之時間係本發明範圍外，故 顯微組織係本發明範圍外，強度低，且彎曲性不佳。鋼號20中，因二次冷卻速度係本發明範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，強度低，且彎曲性不佳。
鋼號21中，因空氣冷卻溫度域係本發明範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，強度低，且彎曲性不佳。
鋼號22中，因空氣冷卻溫度域係本發明之熱軋鋼板的製造方法範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，伸長不佳。鋼號23中，因空氣冷卻溫度保持時間係本發明範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，伸長不佳。鋼號24中，因空氣冷卻溫度保持時間係本發明範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，強度低，且彎曲性不佳。
鋼號25中，因捲取溫度係本發明範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，彎曲性不佳。鋼號26中，因捲取溫度係本發明範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，強度低，且彎曲性不佳。
鋼號28中，因C量係本發明範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，強度低，且彎曲性不佳。鋼號29中，因C量係本發明範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，強度低，且彎曲性不佳。鋼號30中，因C量係本發明範圍外，故顯微組織係本發明範圍外，伸長不佳。
產業上之可利用性
如前述，依據本發明，可輕易地提供一種可使用於要求加工性、擴孔性、彎曲性、加工後精確之板厚均勻性及真圓度、及低溫韌性的構件(內鍍層構件、構造構件、懸吊 構件、傳動等汽車構件、或造船、建築、橋樑、海洋結構物、壓力容器、管線、機械零件用之構件等)之鋼板。又，依據本發明，可廉價並穩定地製造低溫韌性優異之540MPa級以上的高強度鋼板。因此，本發明係工業價值高之發明。
1‧‧‧連續熱軋線
2‧‧‧粗軋延機
3‧‧‧最後軋延機
4‧‧‧熱軋鋼板
5‧‧‧輸送台
6‧‧‧輥架
10‧‧‧架間冷卻噴嘴
11‧‧‧冷卻噴嘴
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度的平均值與等向性(1/|△r|)之關係的圖。
第2圖係顯示{332}<113>之結晶方位的極密度與等向性指標(1/|△r|)之關係的圖。
第3圖係顯示平均結晶粒徑(μm)與vTrs(℃)之關係的圖。
第4圖係連續熱軋線之說明圖。
1‧‧‧連續熱軋線
2‧‧‧粗軋延機
3‧‧‧最後軋延機
4‧‧‧熱軋鋼板
5‧‧‧輸送台
6‧‧‧輥架
10‧‧‧架間冷卻噴嘴
11‧‧‧冷卻噴嘴

Claims (10)

  1. 一種具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板，以質量%計，含有：C：大於0.07~0.2%、Si：0.001~2.5%、Mn：0.01~4%、P：0.15%以下(不包含0%)、S：0.03%以下(不包含0%)、N：0.01%以下(不包含0%)、Al：0.001~2%，剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；且，由鋼板表面起算，在5/8~3/8之板厚範圍內的板厚中央部中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、及{223}<110>之各結晶方位所表示的{100}<011>~{223}<110>方位群之極密度平均值係4.0以下，且{332}<113>之結晶方位的極密度係4.8以下；並且，平均結晶粒徑係10μm以下，沙丕脆斷轉移溫度vTrs係-20℃以下，顯微組織係由以組織分率計係35%以下之共析前肥粒鐵與剩餘部分之低溫變態生成相所構成。
  2. 如申請專利範圍第1項之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板，其以質量%計更含有下述元素中之任一種或二種以上： Ti：0.015~0.18%、Nb：0.005~0.06%、Cu：0.02~1.2%、Ni：0.01~0.6%、Mo：0.01~1%、V：0.01~0.2%、Cr：0.01~2%。
  3. 如申請專利範圍第1項之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板，其以質量%計更含有下述元素中之任一種或二種：Mg：0.0005~0.01%、Ca：0.0005~0.01%、REM：0.0005~0.1%。
  4. 如申請專利範圍第1項之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板，其以質量%計更含有B：0.0002~0.002%。
  5. 一種具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板的製造方法，係將以質量%計含有下述成分之鋼片進行第1熱軋，該第1熱軋係於1000℃以上且1200℃以下之溫度範圍內進行1次以上軋縮率為40%以上之軋延：C：大於0.07~0.2%、Si：0.001~2.5%、Mn：0.01~4%、P：0.15%以下(不包含0%)、 S：0.03%以下(不包含0%)、N：0.01%以下(不包含0%)、Al：0.001~2%、剩餘部分由Fe及不可避的不純物所構成；之後進行第2熱軋，其係於下述式(1)所定之溫度T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度域，進行至少1次1道次30%以上之軋延；並且，令前述第2熱軋之軋縮率合計在50%以上；於前述第2熱軋中，進行軋縮率為30%以上之最終軋縮後，開始1次冷卻，使等候時間t秒滿足下述式(2)，令前述1次冷卻之平均冷卻速度為50℃/秒以上，且於溫度變化為40℃以上、140℃以下之範圍內，進行前述1次冷卻，結束前述1次冷卻後，於3秒以內進行2次冷卻，該2次冷卻係以15℃/秒以上之平均冷卻速度進行冷卻者，結束前述2次冷卻後，於小於Ar3變態點溫度且在Ar1變態點溫度以上的溫度域下進行空氣冷卻1~20秒，接著，以450℃以上且小於550℃下進行捲取；T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V………(1)此處，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo及V係各元素之含量(質量%)；t≦2.5×t1………(2)於此，t1係以下述式(3)求得： t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(3)於此，前述式(3)中，Tf係軋縮率為30%以上之最終軋縮後的鋼片溫度，P1係30%以上之最終軋縮的軋縮率。
  6. 如申請專利範圍第5項之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板的製造方法，其中小於T1+30℃之溫度範圍下之軋縮率的合計係30%以下。
  7. 如申請專利範圍第5項之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板的製造方法，其中前述第2熱軋中，在T1+30℃以上且在T1+200℃以下之溫度域中，各道次間的加工發熱係18℃以下。
  8. 如申請專利範圍第5項之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板的製造方法，其中前述等候時間t秒更滿足下述式(4)：t<t1………(4)。
  9. 如申請專利範圍第5項之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板的製造方法，其中前述等候時間t秒更滿足下述式(5)：t1≦t≦t1×2.5………(5)。
  10. 如申請專利範圍第5項之具優異等向加工性之含有變韌鐵型高強度熱軋鋼板的製造方法，其係於輥架間開始前述一次冷卻。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI623622B (zh) * 2016-01-14 2018-05-11 Ａｋ鋼鐵資產公司 溫軋含介穩態奧氏體的鋼

Families Citing this family (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
IN2014KN01251A (zh) 2011-12-27 2015-10-16 Jfe Steel Corp
KR101638715B1 (ko) 2012-01-31 2016-07-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 발전기 림용 열연 강판 및 그 제조 방법
CN103074548B (zh) * 2013-01-24 2016-02-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高耐蚀型高强度含Al耐候钢板及其制造方法
JP5821864B2 (ja) * 2013-01-31 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2014185359A (ja) * 2013-03-22 2014-10-02 Jfe Steel Corp 高強度鋼板
MX2015014437A (es) * 2013-04-15 2016-02-03 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
US10260124B2 (en) 2013-05-14 2019-04-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
JP6048580B2 (ja) * 2013-05-21 2016-12-21 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
DE102013107010A1 (de) 2013-07-03 2015-01-22 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Anlage und Verfahren zum Warmwalzen von Stahlband
KR101536479B1 (ko) * 2013-12-25 2015-07-13 주식회사 포스코 열간 성형용 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법
JP6354271B2 (ja) * 2014-04-08 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
ES2688729T3 (es) * 2014-04-23 2018-11-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminada en caliente para piezas en bruto laminadas a medida, piezas en bruto laminadas a medida y método para la producción de estas
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
EP3260565B1 (en) * 2015-02-20 2019-07-31 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
EP3263729B1 (en) 2015-02-25 2019-11-20 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN104911475B (zh) * 2015-06-25 2017-05-10 东北大学 一种低碳中锰高强韧性特厚钢板的制备方法
KR102207969B1 (ko) 2015-07-17 2021-01-26 잘쯔기터 플래시슈탈 게엠베하 Zn-Mg-Al 코팅을 구비한 베이나이트 다중상 강으로 이루어져 있는 열간 스트립을 제조하기 위한 방법 및 상응하는 열간 스트립
JP6358406B2 (ja) 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
KR102186320B1 (ko) 2016-08-05 2020-12-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 도금 강판
CN106498287B (zh) * 2016-12-15 2018-11-06 武汉钢铁有限公司 一种ct90级连续管用热轧钢带及其生产方法
KR102258320B1 (ko) * 2017-02-17 2021-05-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법
CN110832098B (zh) * 2017-07-07 2021-11-23 日本制铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
KR101977474B1 (ko) * 2017-08-09 2019-05-10 주식회사 포스코 표면 품질, 강도 및 연성이 우수한 도금강판
WO2020051269A1 (en) * 2018-09-05 2020-03-12 Flex-N-Gate Advanced Product Development, Llc Adaptive headlamp for optically and electronically shaping light
US20220090228A1 (en) * 2019-03-11 2022-03-24 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
KR102599382B1 (ko) * 2019-03-26 2023-11-08 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판, 강판의 제조 방법 및 도금 강판
KR102604593B1 (ko) * 2019-05-31 2023-11-22 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판
WO2021123887A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal High toughness hot rolled steel sheet and method of manufacturing the same
JP7226458B2 (ja) * 2020-01-23 2023-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板の製造方法
WO2021225073A1 (ja) * 2020-05-08 2021-11-11 日本製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
CN113549846A (zh) * 2021-07-13 2021-10-26 鞍钢股份有限公司 一种低温性能优异的550MPa级海工钢及其制造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1462317A (zh) * 2000-09-21 2003-12-17 新日本制铁株式会社 形状固定性优异的钢板及其生产方法
TW200517507A (en) * 2003-06-26 2005-06-01 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP2008069425A (ja) * 2006-09-15 2008-03-27 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板
JP2009263718A (ja) * 2008-04-24 2009-11-12 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3188787B2 (ja) 1993-04-07 2001-07-16 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JPH10183255A (ja) 1996-12-20 1998-07-14 Nippon Steel Corp ｒ値の面内異方性の小さい熱延鋼板の製造方法
CA2295582C (en) * 1997-07-28 2007-11-20 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness
JP3990553B2 (ja) 2000-08-03 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法
JP3990550B2 (ja) 2001-06-08 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた低降伏比型高強度鋼板とその製造方法
JP3888128B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-28 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP3882577B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
KR100627429B1 (ko) * 2001-10-04 2006-09-25 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 드로잉이 가능하고 형상 동결성이 우수한 고강도 박강판과 이를 제조하는 방법
JP4276482B2 (ja) 2003-06-26 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 極限変形能と形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4525299B2 (ja) 2004-10-29 2010-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR100952779B1 (ko) 2005-03-30 2010-04-14 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 화성 처리성이 우수한 고강도 열연 강판
JP5037415B2 (ja) * 2007-06-12 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5053157B2 (ja) 2007-07-04 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1462317A (zh) * 2000-09-21 2003-12-17 新日本制铁株式会社 形状固定性优异的钢板及其生产方法
TW200517507A (en) * 2003-06-26 2005-06-01 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP2008069425A (ja) * 2006-09-15 2008-03-27 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板
JP2009263718A (ja) * 2008-04-24 2009-11-12 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI623622B (zh) * 2016-01-14 2018-05-11 Ａｋ鋼鐵資產公司 溫軋含介穩態奧氏體的鋼

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Publication number Publication date
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KR101539162B1 (ko) 2015-07-23
CN103443320A (zh) 2013-12-11

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