TWI525200B - High strength hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof - Google Patents

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Description

高強度熱軋鋼板及其製造方法
本發明是關於適用在汽車用構件用途之拉伸強度(TS)為980MPa以上之兼具有高強度與優異的材質穩定性、焊接性之高強度熱軋鋼板及其製造方法。
近年來基於地球環保觀點考量，整個汽車業界都朝向以削減CO2排放量為目的之汽車燃油效率的改善。受到這個動向的影響，即使是卡車之類的大型汽車，針對於改善燃油效率的要求也在高漲。想要改善燃油效率，因使用構件的薄型化所導致的汽車車體的輕量化的作法是有效的。此外，為了確保撞擊時之乘客的安全，也要求必須強化汽車車體來提昇汽車車體的撞擊安全性。基於這種的觀點考量，作為汽車構件用素材，乃開始採用了可以兼顧到輕量化與安全性之高強度熱軋鋼板，而且其使用量正在年年增加中。
另一方面，隨著鋼板的高強度化，鋼板長邊方向的材質穩定性係有惡化的傾向。材質不穩定的話，在將鋼板衝製成形為既定形狀的構件時，電腦輔助設計 (CAE：Computer Assisted Engineering)時的預測精度會 變差，回彈(spring back)量的控制變得困難，構件的尺寸精度會惡化。此外，隨著鋼板的高強度化，也會有焊接性惡化的傾向。一般而言，高強度鋼板的合金濃度變得較高，因此焊接性有問題的情況較多，尤其是在焊接時的熱影響部(HAZ部)處，因軟化所造成的不良影響比較容易顯現出來。在汽車製造生產線上，有很多的情況是將汽車構件彼此之間，利用點焊或者電弧焊來進行接合。在這種情況下，如果是如上述這樣地，熱影響部軟化的話，將會導致在熱影響部的強度不足等等的各種問題。
基於上述的理由，即使針對於拉伸強度為 980MPa以上的高強度化鋼板，也要求其具有良好的材質穩定性和焊接性。
以往曾經針對於高強度熱軋鋼板的材質穩定性或焊接性，進行了各種的檢討，例如：已經有了下列的技術被公開出來。
專利文獻1所公開的技術，是將其組成分以 質量%計，含有C：0.01%~未滿0.08%、Si：0.06~2.0%、Mn：0.96~3.0%、P≦0.10%、S≦0.01%、Al：0.005~0.3%、N≦0.01%、Ti：0.01~0.20%，而且符合Mn-Si>0.9%，且0.75≦(C%/12)/(Ti%/48+Nb%/93+Mo%/96+V%/51-N%/14-S%/32)≦1.25的條件，其餘部分是由Fe以及不可避免的雜質所組成的鋼，進行熱間輥軋的時候，將精製溫度設定在900℃以上，且在400~600℃的溫 度進行捲取，以製作成拉伸強度為540MPa以上之材質均一性優異的熱軋鋼板之技術。
專利文獻2所公開的技術，是將其組成分以 質量%計，含有C：0.05~0.12%、Si：0.5%以下、Mn：0.8~1.8%、P：0.030%以下、S：0.01%以下、Al：0.005~0.1%、N：0.01%以下、Ti：0.030~0.080%，其餘部分是由Fe以及不可避免的雜質所組成，其組織是含有70%以上的百分比之多邊形肥粒鐵的組織，而且將存在於尺寸未滿20nm的晶析物中的Ti的量，設定為Ti*(Ti*=[Ti]-48÷14×[N]、[Ti]及[N]分別是鋼板的Ti及N的成分組成(質量%))的數值的50%以上，以製作成：在鋼帶捲內的強度偏差分布很小之強度均一性優異的高強度熱軋鋼板之技術。
專利文獻3所公開的技術，是將其組成分以 質量%計，含有C：超過0.030%~未滿0.10%、Si：0.35~0.80%、Mn：1.7~3.2%、P：0.001~0.02%、S：0.0001~0.006%、Al：0.060%以下、N：0.0001~0.0070%、Ti：0.01~0.055%、Nb：0.012~0.055%、Mo：0.07~0.55%、B：0.0005~0.0040%，其餘部分由鐵以及不可避免的雜質所組成，並且將與位在鋼板的板厚1/8層的板面呈平行的{110}面的X線強度比予以設定在1.0以上，以製作成：降伏比為0.68以上且未滿0.92，而且最高拉伸強度(TS)為780MPa以上，焊接性與延性都優異的熱軋鋼板之技術。此外，在專利文獻3中，也記載著：藉由減少C 含量，且將Si、Mn、Ti、Nb、Mo、B的6種元素在既定的範圍內做同時添加的話，可將降伏比適度地提昇到達在進行衝壓成形時的形狀凍結性不會劣化的程度，同時又可獲得良好的焊接性。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開2006-213957號公報
[專利文獻2]日本特開2009-185361號公報
[專利文獻3]日本特開2005-105361號公報
然而，專利文獻1、2所公開的技術，並無法確保充分的強度，無法製得拉伸強度為980MPa以上的熱軋鋼板。此外，專利文獻1、2所公開的技術，並未針對於熱軋鋼板的焊接性加以檢討，如果將熱軋鋼板進行焊接的話，熱影響部會有軟化的虞慮。
專利文獻3所公開的技術，雖然可以改善熱軋鋼板的焊接性，但是不一定可製得拉伸強度為980MPa以上的熱軋鋼板。又，專利文獻3所公開的技術，除了Si以及Mn之外，必須又同時添加入Ti：0.01~0.055%、Nb：0.012~0.055%、Mo：0.07~0.55%、B：0.0005~0.0040%，因此在成分方面較為不利。此外，雖然在專利 文獻3中記載著熱軋鋼板的主相係適合採用：變韌鐵或變韌肥粒鐵，但如後所述的這樣，Mo是會使得變韌鐵的生成變得不穩定的元素。因此，專利文獻3所公開的技術，因為添加Mo的量達到0.07%以上，所以也無法獲得材質穩定性優異的熱軋鋼板。
如上所述，根據以往的技術，難以製得：材 質穩定性以及焊接性都良好且拉伸強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板。
本發明就是有鑒於這些情事而開發完成的，其目的是要提供：具有980MPa以上的拉伸強度，而且材質穩定性以及焊接性都優異的高強度熱軋鋼板。
為了解決上述課題，本發明人等乃針對於：會影響到熱軋鋼板的強度、材質穩定性以及焊接性的各種要因努力的檢討。
作為用來提昇鋼板強度的手法，係可以想到將熱軋鋼板的母相組織採用：變韌鐵或麻田散鐵之類的低溫變態相的手法。然而，麻田散鐵雖然較之變韌鐵具有更高的強度，但是卻欠缺韌性。因此，如果將以麻田散鐵作為主要組織的鋼板應用到汽車構件的話，將會招致構件之吸收撞擊能量的能力降低等等的各種問題。
因此，本發明人等乃著眼於強度與韌性的均衡性優異的變韌鐵，針對於：能夠兼顧到既可維持以變韌 鐵作為主相之熱軋鋼板的強度又可具有優異的焊接性與材質穩定性之各種因素進行了檢討。
一般而言，隨著鋼中的C含量的變高，鋼的焊接性會變差。另一方面，C是固溶強化元素，若減少C含量的話，將會產生鋼的強度不足的問題。此外，若減少C含量的話，容易生成軟質組織的肥粒鐵，還是會產生鋼的強度不足之問題。
針對於上述的問題，本發明人等首先針對於 如何才能夠達成：既可將對於焊接性有不良影響的C含量限制在所需的最低限度，又可採用變韌鐵來作為熱軋鋼板的主相，而且讓拉伸強度達到980MPa以上的技術方案進行了檢討。其結果，找到了一種創見就是：即使減少了對於鋼板的高強度化有幫助的C的含量的情況下，只要能夠抑制肥粒鐵相的析出的話，就可以獲得拉伸強度為980MPa以上的熱軋鋼板。此外，也網羅了所有可有效地抑制肥粒鐵相的核生成的元素來進行調查後的結果，得知：如果採用複合添加了Ti和V的熱軋鋼板的話，會更有效果。然後，更進一步檢討後的結果，終於獲得了一種創見就是，藉由將C含量控制在既定量以下，並且將Ti與V的含量予以最適當化，能夠製得：焊接性良好，而且具有肥粒鐵相的析出受到抑制的組織，拉伸強度為980MPa以上之變韌鐵主相的熱軋鋼板。
接下來，本發明人等，針對於以變韌鐵作為主相的熱軋鋼板的材質穩定性進行了檢討。並且在經過調 查之後得知，導致材質穩定性惡化的原因，是因為在製造熱軋鋼板時的捲取溫度的變動所導致的。此外，也同時確認到：用來獲得變韌鐵相的捲取溫度的範圍，因為是受到在輸出輥道(run-out-table)時的冷卻的影響，因而抵達到遷移沸騰領域，而且因為抵達到了遷移沸騰領域，因此非常難以使得捲取溫度穩定化。
因此，本發明人等，乃針對於：用來減少材 質之對於捲取溫度變動的感受性的技術方案加以檢討。其結果，獲得了一種創見就是，藉由在熱軋鋼板的鋼素材中添加適量的Si，可使得變韌鐵變態開始溫度(Bs點)上昇，並且擴大可產生變韌鐵變態的溫度範圍的作法是有效的。此外，也獲得了：藉由添加入Si，熱軋鋼板的焊接性也受到改善的創見。
一般而言，對於以變韌鐵等的低溫變態相作 為主相的高強度鋼板進行焊接的話，有時候會因為受到焊接熱履歷的影響，HAZ部軟化而變成無法獲得所期望的強度。針對於這種問題，若將鋼板的Si含量予以適正化的話，就可以利用Si的固溶強化能，而大幅地減少在HAZ部的軟化量。如上所述，本發明人等，係獲得了所謂的「藉由將熱軋鋼板的Si含量予以適正化，可獲得焊接性以及材質穩定性都優異的變韌鐵主相之高強度熱軋鋼板」的創見。
本發明就是基於上述的創見而開發完成的， 其要旨如下。
[1]一種高強度熱軋鋼板，其組成分以質量%計，是含有C：0.09%以上0.17%以下、Si：超過1.0%且1.6%以下、Mn：1.5%以上2.5%以下、P：0.03%以下、S：0.005%以下、Al：0.08%以下、N：0.0080%以下、Ti：0.09%以上0.14%以下、V：0.05%以上0.25%以下，將Cr、Ni及Mo的含量分別予以限制在0.06%以下(包含0%)，其餘部分是由Fe以及不可避免的雜質所構成的，並且具有變韌鐵相的面積率為80%以上，Fe析出量為0.50%以下的組織，拉伸強度為980MPa以上。
[2]的高強度熱軋鋼板，是在[1]中，除了上述 組成分之外，又含有以質量%計，B：0.0001%以上0.005%以下。
[3]的高強度熱軋鋼板，是在[1]或[2]中，除了 上述組成分之外，又含有以質量%計，從Ca：0.0001%以上0.005%以下、稀土金屬(REM)：0.0001%以上0.005%以下之中所選出的1種或2種。
[4]一種高強度熱軋鋼板的製造方法，是將鋼 素材進行加熱，實施熱軋之後，進行冷卻，進行捲取以作成熱軋鋼板的時候，前述鋼素材是採用其組成分以質量%計，含有C：0.09%以上0.17%以下、Si：超過1.0%且1.6%以下、Mn：1.5%以上2.5%以下、P：0.03%以下、S：0.005%以下、Al：0.08%以下、N：0.0080%以下、Ti：0.09%以上0.14%以下、V：0.05%以上0.25%以下，將Cr、Ni及Mo的含量分別予以限制在0.06%以下(包含 0%)，其餘部分是由Fe以及不可避免的雜質所構成的， 將前述加熱的加熱溫度設定在1150℃以上1350℃以下，將前述熱軋的最終精製輥軋溫度設定在850℃以上，前述冷卻是在熱軋的最終精製輥軋結束後的3秒鐘以內就開始進行，將前述冷卻的平均冷卻速度設定在15℃/秒以上，將前述捲取的捲取溫度設定在350℃以上550℃以下。
[5]的高強度熱軋鋼板的製造方法，是在[4]中，除了上述組成分之外，又含有以質量%計，B：0.0001%以上0.005%以下。
[6]的高強度熱軋鋼板的製造方法，是在[4]或[5]中，除了上述組成分之外，又含有以質量%計，從Ca：0.0001%以上0.005%以下、稀土金屬(REM)：0.0001%以上0.005%以下之中所選出的1種或2種。
根據本發明，可獲得韌性良好且拉伸強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板。此外，本發明的高強度熱軋鋼板，材質穩定性以及焊接性都很優異，因此非常適用於建築用或汽車用的構造構件等的用途。再者，本發明的高強度熱軋鋼板，因為具有上述的優異特性，可擴展高強度熱軋鋼板更進一步的用途，具有產業上可利用性的效果。
以下，將具體地說明本發明。
首先，說明限定本發明的熱軋鋼板的組成分之理由。此外，以下之用來表示組成分的%，如果沒有特別指定的話，都是指：質量%(mass%)的意思。
C：0.09%以上0.17%以下
C具有促進變韌鐵相的生成之效果。又，C是固溶強化元素，也具有提昇變韌鐵相的強度之效果。想要獲得拉伸強度為980MPa的熱軋鋼板的話，必須將C含量設定在0.09%以上。另一方面，C含量若超過0.17%的話，因為在HAZ部的硬度差增大而導致焊接性變差的問題會趨於明顯。在接近熔融金屬部之冷卻速度較大的領域中，將會形成麻田散鐵組織，而且麻田散鐵組織的硬度是隨著C含量的增大而上昇。如果是含有超過0.17%的C含量的話，這個形成麻田散鐵組織而硬化的領域與接近母材的領域(換言之，冷卻速度較小之軟化領域)之兩者的硬度差變大。因此，在軟化領域，焊接連接處容易發生斷裂，焊接連接處的拉伸強度會變差。因此，將C含量設定為0.09%以上0.17%以下。更好的C含量是超過0.10%，且0.16%以下。
Si：超過1.0%且1.6%以下
Si是可以抑制對於鋼的韌性有防礙的粗大氧化物或雪 明鐵，而且是對於固溶強化也有幫助的元素。又，Si所具有的作用是：在製造熱軋鋼板時，可使得熱間輥軋結束後的冷卻暨捲取工序時的變韌鐵變態開始溫度(Bs點)上昇，因而擴大產生變韌鐵變態的溫度範圍，也是對於提昇熱軋鋼板的材質穩定性有效的元素。此外，Si具有可抑制鋼的HAZ部軟化的作用，是用來改善熱軋鋼板的焊接性之重要的元素。
如上所述，Si在本發明中是極為重要的元 素，若要獲得上述的效果，必須將Si含量設定在超過1.0%。另一方面，Si含量若超過1.6%的話，熱軋鋼板的韌性會變差。因此，將Si含量設定為超過1.0%且1.6%以下。更好的Si含量是1.1%以上且是1.5%以下。
Mn：1.5%以上2.5%以下
Mn是具有可抑制肥粒鐵相的核生成之作用，是對於提昇熱軋鋼板的強度有幫助的重要元素。若要獲得後述之所期望的金屬組織，必須將Mn含量設定在1.5%以上。另一方面，若Mn含量超過2.5%的話，鋼的鑄造性會明顯變差，熱軋鋼板的生產性會大幅下降。因此就將Mn含量設定在1.5%以上2.5%以下。更好的Mn含量是在1.6%以上且是2.4%以下。
此外，基於使得用來獲取變韌鐵相的捲取溫 度感受性鈍化，以提昇熱軋鋼板的材質穩定性的觀點考量，最好是將C、Si、Mn的含量予以調整成符合下列的 (1)式為宜。
15≦-198×[%C]+220×[%Si]-80×[%Mn]≦150…(1)
在(1)式中的[%C]、[%Si]、[%Mn]分別是C、Si、Mn的含量(質量%)。(1)式的中邊係數，是顯示出C、Si以及Mn的各元素，在製造熱軋鋼板時之熱間輥軋結束後的冷卻暨捲取工序中，對於可獲得變韌鐵相的溫度的影響程度。又，(1)式的中邊的數值愈小的話，能夠獲取變韌鐵相的溫度範圍愈窄，熱軋鋼板的材質穩定性降低。
在被要求以變韌鐵作為主相的熱軋鋼板的材質穩定性之本發明中，係將(1)式的中邊的數值設定在15以上為宜。另一方面，(1)式的中邊的數值過度變大的話，肥粒鐵相會析出而有導致熱軋鋼板的強度變差之虞慮。為了要抑制導致強度降低的原因之肥粒鐵相的析出，係將(1)式的中邊的數值設定在150以下為宜。此外，更好是將(1)式的中邊的數值設定在30以上，而且是在140以下。
P：0.03%以下
P是會偏析在粒界而成為鋼進行加工時之粒界***的起點。因此P是會使熱軋鋼板的加工性劣化的有害元素，所以係將其含量極力減少為宜。在本發明中，為了迴避上述問題點，係將P含量限制在0.03%以下。更好是0.02% 以下。
S：0.005%以下
S在鋼中是以MnS之類的夾雜物的狀態存在。這種夾雜物，在進行製造熱軋鋼板時的熱間輥軋中伸展開來。以這種方式伸展開來的夾雜物，將會成為加工時之造成裂開的起點，因此對於熱軋鋼板的加工性會有不良的影響。是以在本發明中，係將S含量極力減少為宜，因此設定在0.005%以下。更好是在0.003%以下。
Al：0.08%以下
Al是具有脫氧劑的作用之元素。若要獲得這種效果，將Al含量設定在0.02%以上為宜。另一方面，Al會形成氧化物等而在進行撓曲加工時，成為形成孔隙的起點，因此Al含量若超過0.08%的話，對於熱軋鋼板的撓曲性的不良影響會趨於明顯。因此將Al含量設定在0.08%以下。更好是在0.06%以下。
N：0.0080%以下
N是會在製鋼和連續鑄造的階段與Ti相結合而形成TiN。粗大的TiN很容易變成肥粒鐵核生成部位。不僅如此，一旦形成了TiN的話，固溶Ti將會減少，因此鋼的淬火性會降低，變得很容易生成肥粒鐵相，就很難以獲得拉伸強度為980MPa以上的熱軋鋼板。因此，在本發明 中，必須抑制粗大的TiN的形成，將N含量限制在0.0080%以下。更好是在0.0070%以下。但是若將N過分減少的話，藉由TiN來抑制結晶粒成長的作用會消失，因而導致結晶粒粗大化而使得鋼板的韌性降低。因此，N含量是設定在0.0020%以上為宜。
Ti：0.09%以上0.14%以下
Ti若是以固溶狀態存在於熱軋鋼板中的情況下，係可抑制肥粒鐵相的核生成，是對於熱軋鋼板的高強度化有實質幫助的元素。若要獲得這種效果，必須將Ti含量設定在0.09%以上。另一方面，若Ti含量過剩地太高的話，在進行製造熱軋鋼板時的鋼胚(鋼素材)加熱段階，就無法將粗大的TiC予以熔解。粗大的TiC很容易形成應力集中部，而降低了熱軋鋼板的韌性或加工性。因此，將Ti含量設定在0.14%以下。更好的Ti含量是在0.10%以上且是0.13%以下。
V：0.05%以上0.25%以下
V在本發明中是重要元素之一。V是與Ti同樣地，在固溶狀態時是具有抑制肥粒鐵相的核生成之效果。本發明是以適量含有Si來作為特徵之一。若含有肥粒鐵生成元素也就是Si的話，肥粒鐵變態將會在輸出輥道(run-out-table)上的冷卻過程中就開始進行變態，因而就無法獲得所期望的變韌鐵組織。針對於這種問題，根據本發明 人等的檢討結果，確認出：可以藉由複合添加Ti與V的作法，即使是含有既定量的Si的情況下，還是可以確保所期望的淬火性。此外，也確認出：除了這種提昇淬火性的效果之外，若含有適量的V的話，變韌鐵的板晶構造將變得細微化。若想要獲得這些效果，必須將V含量設定在0.05%以上。又，V含量較好是0.08%以上、更優是0.1%以上。另一方面，若V含量超過0.25%的話，熱軋鋼板的韌性會明顯地降低。因此，將V含量限定在0.25%以下。又，更好是將V含量設定在0.23%以下。
Cr：0%以上0.06%以下、Ni：0%以上0.06%以下、Mo：0%以上0.06%以下
Cr、Ni、Mo都是在進行製造熱軋鋼板時之熱間輥軋結束後的冷卻暨捲取工序中，用來降低變韌鐵開始溫度的元素。因此，Cr、Ni、Mo的含量太高的話，在輸出輥道上的冷卻將會抵達遷移沸騰領域，導致捲取溫度變得不穩定的結果，熱軋鋼板的材質穩定性將惡化。基於這種理由，雖然是儘量地減少Cr、Ni、Mo的含量為宜，但分別可以容許其含量到達0.06%為止，因此，將上限含量設定在0.06%。又，這些元素的含量，分別是設定在0.04%以下為宜，也可以是減少到雜質的程度。此外，這些元素的含量，每一種都是被設定為0%的話更好。此外，這些元素的合計含量係設定在0.1%以下為宜。
以上所述是本發明的熱軋鋼板中的基本組成 分，除了上述的基本組成分之外，亦可又含有下列的元素。
B：0.0001%以上0.005%以下
B是很容易偏析在粒界，具有抑制從沃斯田鐵→開始進行肥粒鐵變態之效果，是可提昇熱軋鋼板的材質穩定性之元素。若想要獲得這種效果，B含量是設定在0.0001%以上為宜。另一方面，B含量若超過0.005%的話，上述效果將趨於飽和，因此將B含量設在0.005%以下為宜，更好是在0.0003%以上，而且更優是在0.003%以下。
又，本發明的熱軋鋼板亦可含有下列的元素。
從Ca：0.0001%以上0.005%以下、稀土金屬(REM)：0.0001%以上0.005%以下之中所選出的1種或2種
Ca、稀土金屬(稀土金屬為Sc、Y以及從原子序號57起迄71為止的鑭系元素)是用來控制鋼中的夾雜物的形態，用來抑制從夾雜物發生的孔隙生成之有效的元素。想要獲得這種效果的話，是含有從Ca、稀土金屬之中所選出的1種以上為宜，這些元素的含量都是設定在0.0001%以上為宜。另一方面，這些元素都是若其含量超過0.005%的話，上述的效果會趨於飽和，因此Ca、稀土金屬的含量都設定在0.005%以下為宜。此外，將Ca含量設定在0.0003%以上更好。又，將Ca含量設定在0.002%以下更好。此外，將稀土金屬含量設定在0.0003%以上更好。又，將稀土金屬含量設定在0.002%以下更好。此 外，若同時含有Ca與稀土金屬之兩者的情況下，是將Ca與稀土金屬的合計含量設定在0.0002%以上為宜。又，在這種場合下，是將Ca與稀土金屬的合計含量設定在0.006%以下為宜。此外，在這種場合下，是將Ca與稀土金屬的合計含量設定在0.0003%以上更好。又，在這種場合下，是將Ca與稀土金屬的合計含量設定在0.002%以下更好。
此外，在本發明的熱軋鋼板中，上述以外的組成分是Fe以及不可避免的雜質。
不可避免的雜質，係可例舉出：Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、Sb、Cu、Sn、Mg等，這些雜質的含量合計是在0.1%以下為宜。
其次，說明為何要限定本發明的熱軋鋼板的組織之理由。
變韌鐵相的面積率：80%以上
本發明的熱軋鋼板，係採用：以強度與韌性的均衡性優異的變韌鐵相為主的組織。本發明中的變韌鐵相，是以上部變韌鐵、下部變韌鐵、變韌肥粒鐵作為對象。
如果變韌鐵相的面積率未滿80%的話，不僅無法獲得拉伸強度為980MPa以上的熱軋鋼板，材質的分布偏差也會變大。因此，就將變韌鐵相的面積率設定在80%以上。更好是超過85%，對於特別被要求材質穩定性 的熱軋鋼板的情況下，是設定在90%以上更好。
本發明的熱軋鋼板，因為是以變韌鐵單相組 織為宜，所以變韌鐵相的面積率為100%的情況也被包含在內。
如果是含有變韌鐵相以外的組織的情況下，該組織係可舉出：肥粒鐵相、麻田散鐵相以及殘留沃斯田鐵相。但若是有麻田散鐵相或殘留沃斯田鐵相存在的狀態的話，熱軋鋼板的材質穩定性會變差。因此，麻田散鐵相及殘留沃斯田鐵相的面積率，合計佔7%以下為宜，5%以下更好。
Fe析出量：0.50%以下
變韌鐵相的硬度(強度)將會隨著固溶C量的減少而大幅下降。因此，在以變韌鐵為主相的熱軋鋼板中，若想獲得拉伸強度為980MPa以上的話，就必須將固溶C量確保在一定量以上。以變韌鐵為主相的熱軋鋼板的情況下，非固溶狀態的C主要是作為雪明鐵晶析出來。因此，只要抑制雪明鐵的析出的話，即可確保充分的固溶C量，進而能夠獲得所期望的熱軋鋼板強度。
雪明鐵(Fe3C)的析出量，係可藉由分析Fe 的析出量來求得。如果Fe析出量以質量%計，超過0.50%的話，表示雪明鐵的析出量增加，固溶C量不夠充分，結果就無法獲得所期望的熱軋鋼板強度。因此，乃將Fe析出量限定在0.50%以下。更好是0.40%以下。
此外，變韌鐵相的硬度(強度)也受到變韌 鐵板晶的平均板晶間隔的影響。變韌鐵板晶係呈長方形的形態，可以定義出：長邊側的長度與短邊側的長度。將短邊側的長度當作板晶間隔的話，當平均板晶間隔超過400nm的情況下，熱軋鋼板的材質穩定性會有惡化的傾向。因此，將變韌鐵相的平均板晶間隔設定在400nm以下為宜。前面已經說明過V是具有讓變韌鐵相的板晶細微化的效果。如果想要穩定地獲得變韌鐵相的平均板晶間隔為400nm以下的組織的話，係將V含量設定在0.1%以上為宜。
以上述的方式，來將熱軋鋼板的組成分與組 織予以最適當化(最佳化)，藉此，可獲得焊接性以及材質穩定性都優異，而且拉伸強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板。此外，本發明的熱軋鋼板的板厚雖然並未特別地限定，但是以製作成1.6mm以上10mm以下為宜。
其次，說明本發明熱軋鋼板的製造方法。
本發明，是先將具有上述組成分的鋼素材(鋼胚)進行加熱，實施了熱間輥軋之後，進行冷卻，捲取而製作成熱軋鋼板。在這個過程中係以：將前述加熱的加熱溫度設定在1150℃以上1350℃以下，將前述熱間輥軋的最終精製輥軋溫度設定在850℃以上，前述冷卻是在熱間輥軋的最終精製輥軋結束之後3秒以內就開始進行，將前述冷卻的平均冷卻速度設定在15℃/秒以上，將即將進入前述捲取工序前的捲取溫度設定在350℃以上550℃以下，作為特徵。
在本發明中，並未特別地限定鋼的熔製方 法，係可以採用：轉爐、電爐等之公知的熔製方法。又，亦可利用真空脫氣爐來進行2次精煉。之後，考慮到生產性或品質上的問題，係利用連續鑄造法來製作成鋼胚(鋼素材)為宜，但是亦可利用造塊-分塊輥軋法、薄鋼胚連鑄法等之公知的鑄造方法來製作成鋼胚。此外，TiN主要是在連續鑄造時晶析出來的，如前所述，粗大化的TiN將會導致熱軋鋼板的強度降低。為了抑制TiN的粗大化，最好是將連續鑄造時的鑄造速度予以設定在1.0公尺/分鐘以上，來抑制TiN的粒子成長，以將TiN的大小控制在5μm以下為宜。
鋼素材的加熱溫度：1150℃以上1350℃以下
依上述的方法所製得的鋼素材，是要再實施熱間輥軋，但是在本發明中，在進行熱間輥軋之前，必須先將鋼素材加熱成實質上處於均質狀態的沃斯田鐵相，以將粗大的碳化物予以熔解。鋼素材的加熱溫度若低於1150℃的話，粗大的碳化物不會熔解，因此固溶C量就會減少，最後所製得的熱軋鋼板的強度會明顯下降。另一方面，上述加熱溫度若超過1350℃的話，氧化鏽皮的生成量會增加，鏽皮被咬入鋼板內，導致鋼板表面性狀惡化。
基於以上的理由，乃將鋼素材的加熱溫度設定在1150℃以上且1350℃以下。更好是1150℃以上1320℃以下。但是，在對於鋼素材實施熱間輥軋時，鑄造 後的鋼素材若處於1150℃以上1350℃以下的溫度範圍的情況下，或者鋼素材的碳化物已經完全熔解的情況下，就不必將鋼素材加熱，可以直接送去進行輥軋。在上述加熱溫度狀態下的鋼素材的保持時間，雖然並未特別地限定，但保持時間太長的話，在鋼素材表面將會形成脫碳層，會有降低耐疲勞性或者因鏽皮損失所導致的良率下降之虞慮。因此，在上述加熱溫度狀態下的鋼素材的保持時間，是以未滿3600秒鐘為宜，在2400秒鐘以下更好。此外，上述保持時間是採用：在於鏽皮成長趨於明顯之1200℃以上的溫度範圍內的保持時間。
將鋼素材加熱到達上述加熱溫度之後，就實 施熱間輥軋。熱間輥軋，通常是由粗輥軋與最終精製輥軋所組合成的，但是，針對於粗輥軋的條件並未特別地限定。又，例如是利用薄鋼胚連鑄法來進行鑄造鋼胚(鋼素材)的情況下，則可以省略粗輥軋。
熱間輥軋的最終精製輥軋溫度：850℃以上
以低於850℃的溫度來進行輥軋的話，在本發明鋼中，輥軋荷重會明顯地上昇，會變得製造困難，甚至於無法製造。此外，若是以低於850℃的溫度來進行輥軋的話，會變成過度地讓沃斯田鐵相受到加工的狀態，因此「沃斯田鐵→肥粒鐵變態」的變態將會在最終精製輥軋後的冷卻過程中來進行，因而變成無法獲得所期望的組織。基於以上的理由，乃將最終精製輥軋溫度設定在850℃以 上。更好是將最終精製輥軋溫度設定在870℃以上。又，將最終精製輥軋溫度設定在960℃以下為宜。
最終精製輥軋結束後至開始進行強制冷卻的時間：3秒鐘以內
最終精製輥軋結束後至開始進行強制冷卻的時間，如果已經是超過3秒鐘時間的話，沃斯田鐵→肥粒鐵變態就會開始進行，而無法獲得所期望的組織。又，如果將最終精製輥軋結束後的鋼板在高溫狀態下長時間保持的話，則因為變形引起析出而產生碳化物，對於鋼板的高強度化有幫助的固溶C量會減少。因此，在本發明中，基於要抑制肥粒鐵變態之目的，或者基於要抑制變形引起析出之目的，必須在熱間輥軋結束後，立即迅速地開始進行強制冷卻，在最終精製輥軋結束後，至少是在3秒鐘以內就開始進行強制冷卻。更好是2秒鐘以內。
平均冷卻速度：15℃/秒以上
最終精製輥軋結束後，為了要抑制其開始進行沃斯田鐵→肥粒鐵變態，必須要儘量迅速地進行冷卻到達捲取溫度。如果最終精製輥軋後的強制冷卻的平均冷卻速度低於15℃/秒的話，將會生成肥粒鐵相而無法獲得所期望的組織。因此，乃將最終精製輥軋結束後的平均冷卻速度設定在15℃/秒以上。更好是30℃/秒以上。但是，尤其是在板厚為3.2mm以下的鋼板中，冷卻速度過大的話，將難以 控制冷卻停止的溫度，熱軋鋼板的材質穩定性會變差。因此，平均冷卻速度是設定在150℃/秒以下為宜。
捲取溫度：350℃以上550℃以下
在本發明鋼中，用來獲得變韌鐵相之適正的捲取溫度為350℃以上550℃以下。捲取溫度若低於350℃的話，將會生成麻田散鐵相或殘留沃斯田鐵相，熱軋鋼板的材質穩定性會變差。另一方面，捲取溫度若高於550℃的話，將會進行肥粒鐵變態，因此就會無法獲得拉伸強度為980MPa以上的熱軋鋼板。基於以上的理由，乃將捲取溫度設定在350℃以上550℃以下。更好的捲取溫度的範圍是在350℃以上500℃以下。此外，停止強制冷卻的溫度是與捲取溫度同樣地，設定在350℃以上550℃以下為宜，設定在350℃以上500℃以下更好。
[實施例]
針對於具有表1所示的組成分之厚度為250mm的鋼素材，以表2所示的熱軋條件來實施熱間輥軋，以製成板厚為2.0~8.0mm的熱軋鋼板。此外，表2中所揭示的平均冷卻速度，是從最終精製輥軋溫度起迄冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度。
針對於所製得的熱軋鋼板，進行組織觀察，求出變韌鐵相的面積率、變韌鐵板晶的平均板晶間隔。又，針對於所製得的熱軋鋼板，進行抽出殘渣分析，以求出Fe析出量。此外，針對於所製得的熱軋鋼板，進行拉伸試驗以及焊接試驗，就其機械特性(強度、材質穩定性等)以及焊接性進行了評比。組織觀察、抽出殘渣分析以及各種試驗的方法，如下所述。
(1)組織觀察 變韌鐵相的面積率
針對於所製得的熱軋鋼板之與輥軋方向平行的斷面中的板厚中心部，利用5%的硝酸腐蝕液進行腐蝕之後所顯現出來的金屬組織，利用掃描型光學顯微鏡，放大1000倍之後，進行攝影10個視野。變韌鐵相是具有：在粒內被觀察到有腐蝕痕或雪明鐵的形態之組織。變韌鐵相的面積率，是利用影像解析來分離出：變韌鐵相與變韌鐵相以外的相(肥粒鐵相、麻田散鐵相等)，根據變韌鐵相相對於觀察視野的面積率來求出的。
平均板晶間隔
從所製得的熱軋鋼板的板厚中央部，利用薄膜法來製作出樣本，利用穿透型電子顯微鏡(倍率：135000倍)來進行觀察，針對各樣本，就其50處以上的變韌鐵板晶 組織進行測定板晶間隔，將所獲得的板晶間隔的平均值，當作平均板晶間隔。
(2)抽出殘渣分析
從所製得的熱軋鋼板的板厚中央的位置採取樣本，在10%AA系電解液(10vol%乙醯丙酮-1mass%氯化四甲基胺-甲醇)中，將約0.2g的樣本，以20mA/cm2的電流密度進行定電流電解。接下來，將定電流電解後的電解液，利用網目為0.2μm的濾紙進行過濾捕集，將包含在捕集物中的Fe量，利用ICP發光分析裝置進行定量分析。從電解後的樣本質量與包含在捕集物內的Fe量來求出：析出Fe量(質量比)。
(3)拉伸試驗 強度特性
從所製得的熱軋鋼板，製作出：其拉伸方向係與輥軋方向形成垂直的方向之日本工業規格JIS5號拉伸試驗片，進行三次依照日本工業規格JIS Z 2241(2011)的規定之拉伸試驗，求出平均後的降伏強度(YS)、拉伸強度(TS)、全拉伸長度(El)。拉伸試驗的十字頭速度(拉伸試驗的測試速度)設定為10mm/分鐘。此外，降伏強度是取其下降伏點或者0.2%耐力。
材質穩定性(拉伸強度的分布偏差值)
從所製得的熱軋鋼板，製作出：其拉伸方向係與輥軋方向形成垂直的方向之日本工業規格JIS5號拉伸試驗片共計153片。具體而言，針對捲取後的各熱軋鋼板(熱軋鋼帶捲)，先特定出51處的長邊方向位置(將鋼帶捲長邊方向予以50等分的位置、鋼帶捲長邊方向的前頭端位置、以及鋼帶捲長邊方向的尾端位置)，然後於各長邊方向位置，針對各長邊方向位置從鋼板寬度方向中央部各採取出3片上述的JIS5號拉伸試驗片。
每一個熱軋鋼板，係使用153個拉伸試驗片，進行依照日本工業規格JIS Z 2241(2011)的規定之拉伸試驗，求出所有的拉伸試驗片(共計153個)的拉伸強度的標準偏差(拉伸強度的分布偏差值)。
(4)焊接試驗
使用所製得的熱軋鋼板，進行電弧焊接而製作成焊接樣本。焊接樣本，是將從同一個熱軋鋼板所採取的寬度200mm×長度300mm的樣本之長邊(300mm)彼此靠合在一起進行焊接而成的。又，採取寬度200mm×長度300mm的樣本時，是將樣本的長度方向與輥軋方向保持一致。焊接條件為板隙：1mm、焊接電流：180A、焊接電壓：20V、焊條：神戶製鋼製的MG-50(焊條直徑：1.2mm)、焊接速度：80cm/分鐘、遮蔽氣體：CO2(80%)+Ar(20%)的條件下，進行靠合焊接。
接下來，從各焊接樣本分別製作出3個JIS5號拉伸 試驗片，依照JIS Z 2241(2011)的規定，以與前述「(3)拉伸試驗」的「強度特性」評比時所實施的拉伸試驗相同的拉伸條件來進行拉伸試驗。所製作的JIS5號拉伸試驗片，是以焊接樣本的焊道(welding bead)正好是橫切在試驗片評點間距離中央部之試驗片寬度方向。 又，拉伸試驗的十字頭速度是設定為10mm/分鐘。
利用拉伸試驗，測定出試驗片斷裂時的最大荷重，為了排除板厚的影響，也求出將最大荷重除以板厚度的數值。並且，針對於焊接樣本的斷裂位置加以確認。
將以上的結果予以標示在表3。在表3中，拉 伸強度為980MPa以上、拉伸強度的分布偏差(拉伸強度的標準偏差)為40MPa以下，將焊接樣本拉伸試驗的最大荷重除以板厚所獲得的數值為22kN/mm以上，而且焊接樣本拉伸試驗的斷裂是母材斷裂的情況，就是本發明所謀求的材質的鋼材，將其評比為良好“○”。另一方面，在上述條件當中只要有任何一項未能符合的話，就將其評比為不良“×”。
本發明例的每一個熱軋鋼板都是拉伸強度TS 為980MPa以上，材質穩定性以及焊接性都優異。另一方面，落在本發明的範圍外的比較例的熱軋鋼板，不是無法獲得既定的高強度，就是無法獲得良好的材質穩定性、焊接性。

Claims (6)

  1. 一種高強度熱軋鋼板，其組成分以質量%計，是含有C：0.09%以上0.17%以下、Si：超過1.0%且1.6%以下、Mn：1.5%以上2.5%以下、P：0.03%以下、S：0.005%以下、Al：0.08%以下、N：0.0080%以下、Ti：0.09%以上0.13%以下、V：0.05%以上0.25%以下，將Cr、Ni及Mo的含量分別予以限制在0.06%以下(包含0%)，其餘部分是由Fe以及不可避免的雜質所構成的，並且具有變韌鐵相的面積率為80%以上，Fe析出量為0.50%以下的組織，拉伸強度為980MPa以上。
  2. 如申請專利範圍第1項所述的高強度熱軋鋼板，除了前述組成分之外，又含有以質量%計，B：0.0001%以上0.005%以下。
  3. 如申請專利範圍第1或第2項所述的高強度熱軋鋼板，除了前述組成分之外，又含有以質量%計，從Ca：0.0001%以上0.005%以下、稀土金屬(REM)：0.0001%以上0.005%以下之中所選出的1種或2種。
  4. 一種高強度熱軋鋼板的製造方法，是將鋼素材進行 加熱，實施熱軋之後，進行冷卻，進行捲取以作成熱軋鋼板的時候，前述鋼素材是採用其組成分以質量%計，含有C：0.09%以上0.17%以下、Si：超過1.0%且1.6%以下、Mn：1.5%以上2.5%以下、P：0.03%以下、S：0.005%以下、Al：0.08%以下、N：0.0080%以下、Ti：0.09%以上0.13%以下、V：0.05%以上0.25%以下，將Cr、Ni及Mo的含量分別予以限制在0.06%以下(包含0%)，其餘部分是由Fe以及不可避免的雜質所構成的，將前述加熱的加熱溫度設定在1150℃以上1350℃以下，將前述熱軋的最終精製輥軋溫度設定在850℃以上930℃以下，前述冷卻是在熱軋的最終精製輥軋結束後的3秒鐘以內就開始進行，將前述冷卻的平均冷卻速度設定在15℃/秒以上，將前述捲取的捲取溫度設定在350℃以上550℃以下。
  5. 如申請專利範圍第4項所述的高強度熱軋鋼板的製造方法，除了前述組成分之外，又含有以質量%計，B：0.0001%以上0.005%以下。
  6. 如申請專利範圍第4或第5項所述的高強度熱軋鋼 板的製造方法，除了前述組成分之外，又含有以質量%計，從Ca：0.0001%以上0.005%以下、稀土金屬(REM)：0.0001%以上0.005%以下之中所選出的1種或2種。
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