TWI550101B

TWI550101B - High-strength hot-rolled steel sheet with excellent tensile hardening and low-temperature toughness with maximum tensile strength of 980MPa or more

Info

Publication number: TWI550101B
Application number: TW103106548A
Authority: TW
Inventors: Masafumi Azuma; Hiroshi Shuto; Tatsuo Yokoi; Yuuki KANZAWA; Akihiro Uenishi
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2013-02-26
Filing date: 2014-02-26
Publication date: 2016-09-21
Also published as: ES2703779T3; US10196726B2; EP2907886B1; BR112015011302B1; WO2014132968A1; JP6008039B2; MX2015006209A; EP2907886A1; TW201437388A; PL2907886T3; US20150329950A1; EP2907886A4; CN104968822B; KR101748510B1; CN104968822A; BR112015011302A2; JPWO2014132968A1; KR20150110700A

Description

具優異燒黏硬化性與低溫韌性之拉伸最大強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板

發明領域

本發明是有關於拉伸最大強度為980MPa以上，且具優異燒黏硬化性及低溫韌性的高強度熱軋鋼板及其製造方法。本發明是有關於成形及塗裝燒黏處理後之硬化性優異，且具備可用於在極低溫域下使用的低溫韌性的鋼板。

發明背景

為了抑制汽車之二氧化碳廢氣的排出量，會使用高強度鋼板而使汽車車體持續向輕量化發展。又，為了確保搭乘者的安全性，變成在汽車車體中除了軟鋼板外也大量使用拉伸最大強度為980MPa以上的高強度鋼板。更甚者，今後為了朝向汽車車體的輕量化邁進，必須將高強度鋼板的使用強度等級提升到習知以上。但是，鋼板的高強度化通常會伴隨成形性(加工性)等的材料特性的劣化。在不使材料特性劣化的情況下如何謀求高強度化，在高強度鋼板之開發上變得很重要。

又，對於這種構件所使用的鋼板會要求有，成形後作為零件安裝於汽車後，即使承受衝撞等的衝擊也難以破壞構件之性能。尤其是用於確保在寒冷地區的耐衝擊性時，還有希望低溫韌性也能提升的要求。這裏的低溫韌性是指以vTrs(沙丕破裂面轉變溫度)等所規定者。因此，變成也必須考慮上述鋼材之耐衝擊性本身。此外，由於高強度化會難以進行鋼板之塑性變形，且更會增加破壞之顧慮，故有以韌性作為重要特性的要求。

作為不使成形性劣化地使鋼板強度提升的手法，已有利用塗裝燒黏而使其燒黏硬化的方法存在。這是一種利用塗裝燒黏處理時的熱處理，以將存在鋼板中的固熔C，固接在於成形中被導入之差排中，或者，藉由使其作為碳化物析出，而達到汽車構件之高強度化的方法。由於這個方法是為了在壓製成形後進行硬化，故可讓因高強度化所造成的壓製成形性劣化不存在。從這種作法，可以預期其在汽車結構構件上之活用。已知評估此燒黏硬化性之指標為，在室溫下施加2%之預應變後，進行170℃×20分鐘之熱處理，並進行再拉伸之試驗方法。

由於製造時導入之差排和壓製加工時導入之差排兩者均有助於燒黏硬化，故為這兩者合計的差排密度和鋼板中的固熔C量在燒黏硬化性中就變得很重要。作為用於確保多量的固熔C，並確保高燒黏硬化性之鋼板，已有專利文獻1及2所示的鋼板存在。作為進一步確保高燒黏硬化性之鋼板，已知有除了固熔C外，還活用了N之鋼為具有高的燒黏硬化性之鋼板(專利文獻3、4)。

然而，專利文獻1~4之鋼板，雖然是可確保高燒黏硬化性之物，但是由於母相組織為肥粒鐵單相，並不適合用於製造可有助於結構構件之高強度化和輕量化之拉伸最大強度為980MPa以上的高強度鋼板。

對此，由於麻田散鐵組織極硬，在具有980MPa級以上之高強度的鋼板中，作為主相或第二相而被應用於強化的情形很多。

然而，因為麻田散鐵含有極為多量的差排，要獲得高燒黏硬化性是困難的。這是由於相較於鋼中的固熔C量，差排密度較高的原因。一般而言，相對於存在鋼板中的差排密度，固熔C較少則會使燒黏硬化性降低，因此，當將麻田散鐵單相鋼和未含有多量差排之軟鋼作比較時，在固熔C相同的情況下燒黏硬化性會變低。

於是，已知有想要進一步確保高燒黏硬化性之鋼板，而在鋼中添加Cu、Mo、W等的元素，並藉由燒黏塗裝時使此等碳化物析出，以達到更高之強度的鋼板(專利文獻5、6)。然而，這類鋼板由於必須添加高價的元素並不利於經濟性。此外，就算要活用含有此等元素之碳化物，仍有難以確保980MPa以上的強度之課題。

另一方面，針對高強度鋼板中的韌性的提升方法，已於例如，專利文獻7中揭示其製造方法。已知有以調整縱橫尺寸比的麻田散鐵相為主相的方法(專利文獻7)。

已知一般而言，麻田散鐵的縱橫尺寸比，和變態前之奧斯田鐵粒的縱橫尺寸比是相關。亦即，縱橫尺寸比大的麻田散鐵是指，從未再結晶之奧斯田鐵(透過軋延而延伸的奧斯田鐵)變態之麻田散鐵，縱橫尺寸比小的麻田散鐵則指從再結晶之奧斯田鐵變態之麻田散鐵。

由此可知，專利文獻7之鋼板為了將縱橫尺寸比變小，必須使奧斯田鐵再結晶，此外，為了使奧斯田鐵再結晶，必須提高完工軋延溫度，而有導致奧斯田鐵之粒徑，甚至是麻田散鐵之粒徑變大之傾向。一般而言，已知細粒化對韌性提升是有效的，因此，雖然縱橫尺寸比之降低可能只是起因於形狀之韌性劣化因子降低，但是因為伴隨著起因於結晶粒粗大化的韌性劣化，故對其提升造成限制。此外，關於本案研究上所關注的燒黏硬化性則完全未提及，很難說可以確保充分的燒黏硬化性。

或者，在專利文獻8中，已知可藉由在平均粒徑為5~10μm之肥粒鐵中使碳化物微細地析出，而提升強度和低溫韌性。由於藉由使鋼中的固熔C以形成含有Ti等的碳化物析出，以提升鋼板強度，因此，可以想成當鋼中的固熔C低時，要確保高燒黏硬化性是困難的。

要在如此超過980MPa的高強度鋼板中，同時具備高燒黏硬化性和優異的低溫韌性是困難的。

先前技術文獻專利文獻

專利文獻1：日本專利特公平5-55586號公報

專利文獻2：日本專利特許第3404798號公報

專利文獻3：日本專利特許第4362948號公報

專利文獻4：日本專利特許第4524859號公報

專利文獻5：日本專利特許第3822711號公報

專利文獻6：日本專利特許第3860787號公報

專利文獻7：日本專利特願2011-52321號公報

專利文獻8：日本專利特開2011-17044號公報

發明概要

本發明是有鑑於上述問題點而作成者，其目的為提供同時具有980MPa以上的拉伸最大強度和優異的燒黏硬化性以及低溫韌性之熱軋鋼板及可以安定進行以製造該鋼板的製造方法。

本案發明者們，透過使高強度熱軋鋼板之成分及製造條件最佳化，並控制鋼板之組織，而得以成功製造出980MPa以上的拉伸最大強度和燒黏硬化性與低溫韌性優異之鋼板。其要旨如以下所述。

(1)一種拉伸最大強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板，具有下述組成：以質量%計含有：C：0.01%~0.2%、Si：0~2.5%、Mn：0~4.0%、Al：0~2.0%、N：0~0.01%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mo：0~1.0%、V：0~0.3%、Cr：0~2.0%、Mg：0~0.01%、Ca：0~0.01%、REM：0~0.1%、B：0~0.01%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、O：0.01%以下，Ti和Nb之任一者或兩者合計為0.01~0.30%，且剩餘部分為鐵與不可避免的不純物所構成；並具有下述組織：含有體積分率之合計為90%以上之回火麻田散鐵和下變韌鐵之任一者或兩者，且麻田散鐵和下變韌鐵中的差排密度為5×10¹³(1/m²)以上且1×10¹⁶(1/m²)以下。

(2)如(1)中記載的高強度熱軋鋼板，其存在於前述回火麻田散鐵及下變韌鐵中的鐵系碳化物為1×10⁶(個/mm²)以上。

(3)如(1)中記載的高強度熱軋鋼板，其中前述回火麻田散鐵及下變韌鐵的有效結晶粒徑為10μm以下。

(4)如(1)中記載的高強度熱軋鋼板，其以質量%計含有以下之1種或2種以上：Cu：0.01~2.0%、Ni：0.01~2.0%、Mo：0.01~1.0%、V：0.01~0.3%、Cr：0.01~2.0%。

(5)如(1)中記載的高強度熱軋鋼板，其以質量%計含有以下之1種或2種以上：Mg：0.0005~0.01%、Ca：0.0005~0.01%、REM：0.0005~0.1%。

(6)如(1)中記載的高強度熱軋鋼板，其以質量%計含有B：0.0002~0.01%。

(7)拉伸最大強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板之製造方法，是將具有下述組成的鑄造扁鋼胚(slab)，直接或者暫時冷卻後加熱到1200℃以上，於900℃以上結束熱軋延，且從完工軋延溫度到400℃間以平均冷卻速度50℃/秒以上之冷卻速度進行冷卻，並將低於400℃下之最大冷卻速度設成低於50℃/秒進行捲取；該鑄造扁鋼胚具有下述組成：以質量%計含有：C：0.01%~0.2%、Si：0~2.5%、Mn： 0~4.0%、Al：0~2.0%、N：0~0.01%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mo：0~1.0%、V：0~0.3%、Cr：0~2.0%、Mg：0~0.01%、Ca：0~0.01%、REM：0~0.1%、B：0~0.01%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、O：0.01%以下，Ti和Nb之任一者或兩者合計為0.01~0.30%，且剩餘部分為鐵與不可避免的不純物所構成。

(8)如(7)中記載的高強度熱軋鋼板之製造方法，其還進一步進行鍍鋅處理或合金化鍍鋅處理。

利用本發明，可以提供拉伸最大強度為980MP以上，且具優異燒黏硬化性及低溫韌性的高強度鋼板。藉由使用此鋼板，由於會變得容易加工高強度鋼板，並變得可經得起極寒冷地區之使用，使產業上的貢獻極為顯著。

用以實施發明之形態

以下，詳細地說明本發明的內容。

本案發明者等致力進行檢討之結果，是使鋼板組織為具有5×10¹³(1/m²)以上且1×10¹⁶(1/m²)以下的差排密度，或者進一步具有1×10⁶(個/mm²)以上的鐵系碳化物之回火麻田散鐵或下變韌鐵之任一者或兩者的體積分率合計含有90%以上。並發現了較佳是藉由讓回火麻田散鐵以及下變韌鐵之有效結晶粒徑為10μm以下，以確保980MPa以上的高強度和高燒黏硬化性及低溫韌性。在此，有效結晶粒徑是指，被方位差15°以上的晶界所包圍的區域，並可使用EBSD等進行測定。關於詳細內容，如後述。

[鋼板之微觀組織]

首先，將就本發明之熱軋鋼板的微觀組織作說明。

在本鋼板中，藉由主相為回火麻田散鐵或下變韌鐵，並讓其合計的體積率成為90%以上，以確保980MPa以上的拉伸最大強度。由此可知，有以回火麻田散鐵或下變韌鐵作為主相的必要。

在本發明中，回火麻田散鐵是為了要具備強度、高燒黏硬化性以及低溫韌性，最重要的微觀組織。回火麻田散鐵為板條狀(lath)結晶粒之集合，內部含有長徑為5nm以上的鐵系碳化物，此外，該碳化物屬於複數種變形體，亦即，屬於沿不同方向伸長的複數個鐵系碳化物群。

回火麻田散鐵可以藉由，使Ms點(麻田散鐵變態開始溫度)以下之冷卻時的冷卻速度降低的情形，或一旦構成麻田散鐵組織後，在100~600℃下進行回火，而可以得到該組織。本發明是透過低於400℃之冷卻控制以控制析出。

下變韌鐵也是板條狀(lath)結晶粒的集合，內部含有長徑5nm以上的鐵系碳化物，此外，該碳化物為單一的變形體，亦即，屬於沿同一方向延伸的鐵系碳化物群。藉由觀察碳化物之延伸方向，就可以容易地判別回火麻田散鐵和下變韌鐵。在此，同一方向延伸之鐵系碳化物群是指鐵系碳化物群之伸長方向的差異在5°以內者。

使回火麻田散鐵和下變韌鐵之合計體積率低於 90%時，則無法確保980MPa以上的拉伸最大高強度，且不能確保作為本發明要件之980MPa以上的拉伸最大強度。因此，其下限為90%。另一方面，即使將其體積率設成100%，也能發揮本發明效果之強度、高燒黏硬化性以及優異的低溫韌性。

鋼板組織中亦可含有合計體積率為10%以下的或為其他組織、或為不可避免的不純物之肥粒鐵、新生麻田散鐵、上變韌鐵、波來鐵(pearlite)、殘留奧斯田鐵之1種或2種以上。

在此，新生麻田散鐵是定義為未含有碳化物的麻田散鐵。由於新生麻田散鐵，雖然具高強度但低溫韌性差，故必須將體積率限制在10%以下。又，由於差排密度極高，燒黏硬化性也較差。由此可知，必須將其體積率限制在10%以下。

由於殘留奧斯田鐵可藉壓製成型時進行鋼材塑性變形，或者，衝撞時產生自動車構件塑性變形，而變態成新生麻田散鐵，因此，會產生與上述所提到的新生麻田散鐵相同的不良影響。由此可知，必須將其體積率限制在10%以下。

上變韌鐵為板條狀結晶粒之集合，為板條間含有碳化物的條狀集合體。因為包含在板條間之碳化物會成為破壞起始點，而使低溫韌性降低。又，上變韌鐵，相較於下變韌鐵，由於是在高溫下形成，故為低強度，形成過剩時，會難以確保980MPa以上的拉伸最大強度。此效果在上變韌鐵的體積率超過10%時就會變得顯著，因此必須將其體積率限制在10%以下。

肥粒鐵為塊狀結晶粒，指內部未含有板條等下部組織的組織。肥粒鐵為最軟質的組織，會導致強度降低，因此，為了確保980MPa以上的拉伸最大強度，必須限制在10%以下。又，相較於主相的回火麻田散鐵或下變韌鐵，由於極為軟質，會使變形集中在兩組織界面處，而容易成為破壞的起點，因而使低溫韌性降低。由於此效果在體積率超過10%的時候就會變得顯著，因此必須將其體積率限制在10%以下。

波來鐵也和肥粒鐵同樣地，因為會導致強度降低和低溫韌性劣化，故必須將其體積率限制在10%以下。

構成如以上之本發明的鋼板組織的回火麻田散鐵、新生麻田散鐵、變韌鐵、肥粒鐵、波來鐵、奧斯田鐵以及剩餘部分組織的辨識、存在位置的確認，以及面積率的測定，可以用硝太蝕劑(nital)試藥以及日本特開昭59-219473號公報所揭示之試藥，腐蝕鋼板軋延方向截面或是軋延方向直角方向截面，並以1000~100000倍的掃描式以及穿透式電子顯微鏡觀察。

又，從使用FESEM-EBSP法所作的結晶方位解析，或顯微維氏硬度測定等的微小區域之硬度測定，也可作組織的判別。例如，如上所述，由於回火麻田散鐵、上變韌鐵以及下變韌鐵，在碳化物的形成位置和結晶方位關係(伸長方向)不同，故可透過使用FE-SEM觀察板條狀結晶粒內部的鐵系碳化物，並調查其伸長方向，而容易地區別變韌鐵和回火麻田散鐵。

在本發明中，肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵，以及新生麻田散鐵的體積分率，是以平行於鋼板的軋延方向的板厚截面作為觀察面而採取樣品、研磨觀察面、進行硝太蝕劑蝕刻、以場致發射型掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察以板厚的1/4作為中心的1/8~3/8之厚度範圍以測定面積分率，並據此作成體積分率。在5000倍的倍率下，各測定10個視野，以其平均值作為面積率。

新生麻田散鐵以及殘留奧斯田鐵由於無法藉由硝太蝕劑蝕刻充分地被腐蝕，因此在以FE-SEM作觀察時，可以清楚地區別上述組織(肥粒鐵、變韌肥粒鐵(bainitic ferrite)、變韌鐵、回火麻田散鐵)。因此，新生麻田散鐵的體積分率可以藉由，FE-SEM所觀察的未被腐蝕的區域的面積分率，和以X線測定的殘留奧斯田鐵的面積分率之差而求出。

經由上述可知，必須將回火麻田散鐵和下變韌鐵組織中的差排密度設成1×10¹⁶(1/m²)以下。這是為了得到優異的燒黏硬化性。一般而言，回火麻田散鐵中存在的差排密度較多，無法確保優異的燒黏硬化性。於是，藉由將熱軋下的冷卻條件，尤其是低於400℃之冷卻速度設定成低於50℃/秒而可確保優異的燒黏硬化性。

另一方面，由於使差排密度低於5×10¹³(1/m²)，將難以確保980MPa以上的強度，故將差排密度的下限設成5×10¹³(1/m²)以上。以8×10¹³~8×10¹⁵(1/m²)的範圍為宜，較佳為1×10¹⁴~5×10¹⁵(1/m²)的範圍。

只要能夠測定差排密度，此等差排密度可以為透過X線或穿透型電子顯微鏡觀察的任一種。在本發明中，是利用經由電子顯微鏡的薄膜觀察，進行差排密度的測定。當進行測定時，於測定了測定位置的膜厚後，可藉由測定存在其體積內的差排數以測定密度。測定視野是在10000倍下的各10個視野進行並算出差排密度。

本發明的回火麻田散鐵，或者下變韌鐵宜含有1 ×10⁶(個/mm²)以上的鐵系碳化物。這是由於提高母相的低溫韌性，而可以得到良好的強度和低溫韌性的平衡之故。亦即，保持著回火狀態的麻田散鐵，雖然強度優異但缺乏韌性，而有進行該改善的必要。因此，藉由使其析出1×10⁶(個/mm²)以上的鐵基碳化物，而改善了主相的韌性。

本案發明者們於調查低溫韌性和鐵基碳化物的個數密度的關係時，已經清楚了解到藉由將回火麻田散鐵和下變韌鐵的碳化物個數密度設成1×10⁶(個/mm²)以上，將可以確保優異的低溫韌性。由此可知，宜設成1×10⁶(個/mm²)以上。以5×10⁶(個/mm²)以上為宜，較佳為1×10⁷(個/mm²)以上。

又，藉由本發明之處理所析出的碳化物尺寸小至300nm以下，由於幾乎是在麻田散鐵和變韌鐵之板條內析出，故可推定不會使低溫韌性劣化。

於進行碳化物個數密度的測定時，是以平行於鋼板的軋延方向的板厚截面作為觀察面而進行了採取樣品、研磨觀察面、進行硝太蝕劑蝕刻、以場致發射型掃描式電子顯微鏡(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)觀察以板厚的1/4作為中心的1/8~3/8之厚度範圍。於5000倍下，進行各10個視野的觀察，並測定鐵基碳化物的個數密度。

為了要進一步提升低溫韌性，則除了使主相成為回火麻田散鐵和下變韌鐵外，還要將有效結晶粒徑設成10μm以下。由於低溫韌性提升的效果，會藉由將有效結晶粒徑設成10μm以下而變得顯著，故宜將有效結晶粒徑設成10μm以下。較佳為8μm以下。在此所述的有效結晶粒徑是指，經由下述方法受所述的結晶方位差15°以上的晶界包圍的區域，麻田散鐵和變韌鐵則相當於區塊粒徑。

接著，針對平均結晶粒徑及組織的辨識方法作說明。在本發明是使用EBSP-OIM^TM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)定義平均結晶粒徑及肥粒鐵、甚至殘留奧斯田鐵。EBSP-OIM^TM法是由，在掃描式電子顯微鏡(SEM)內對形成高傾斜的樣品照射電子線、以高感度相機拍攝後方散亂分布而形成的菊池圖樣，並進行電腦影像處理，藉以在短時間下測定照射點的結晶方位之裝置及軟體所構成。EBSP法可進行大體積樣品表面的微細構造及結晶方位的定量解析，且分析區是可以用SEM觀察的區域，根據SEM的解析度，可以用最小20nm 的解析度進行分析。在本發明中，是將其結晶粒的方位差定義成一般而言作為晶粒邊界被認識的高角度晶界的界限值的15°，並透過所測繪的影像使晶粒可視化，而求出平均結晶粒徑。

回火麻田散鐵、變韌鐵的有效結晶粒(在此是指被15°以上的晶界包圍的區域)的縱橫尺寸比宜設成2以下。因為在特定方向呈扁平的晶粒的異向性大，且在沙丕試驗時會使龜裂沿晶界傳播，故韌性值變低的情形較多。因此，必須儘量使有效結晶粒為等軸的晶粒。在本發明中，觀察鋼板的軋延方向截面，並將軋延方向的長度(L)和板厚方向的長度(T)的比(=L/T)定義成縱橫尺寸比。

[鋼板之化學成分]

接著，將說明本發明之高強度熱軋鋼板的化學成分的限定理由。再者，含有量的%為質量%。

C：0.01%~0.2%

C雖然是有助於增強母材的強度和提升燒黏硬化性的元素，但也是使成為擴孔時的破裂起點的雪明碳鐵(Fe₃C)等的鐵系碳化物生成的元素。C的含有量低於0.01%時，無法得到經由低溫變態生成相的組織強化而產生的強度提升效果。當含有超過0.2%時，則會使延展性減少，同時會讓成為打穿加工時的二次剪切面的破裂起點的雪明碳鐵(Fe₃C)等的鐵系碳化物增加，而使擴孔性等的成形性劣化。因此，宜將C的含有量限定在0.01%~0.2%的範圍。

Si：0~2.5%

Si是有助於增強母材強度的元素，且由於也可作為鋼液的去氧材料而活用，以在0.001%以上之範圍依需要而含有為宜。但是，由於即使含有超過2.5%也會讓有助於強度上升的效果達到飽和，故宜將Si含有量限定在2.5%以下的範圍。又，在Si含有0.1%以上的情形下，隨著其含有量的增加，會抑制材料組織中的雪明碳鐵等的鐵系碳化物的析出，而有助於強度提升和擴孔性的提升。當Si超過2.5%時，鐵系碳化物的析出抑制效果會達到飽和。因此，Si含有量的較佳範圍為0.1~2.5%。

Mn：0~4%

Mn是為了讓施加固熔強化，並經由淬火強化的鋼板組織變成回火麻田散鐵或下變韌鐵主相而含有。就算添加成Mn含有量超過4%，此效果也會達到飽和。另一方面，當Mn含有量低於1%時，由於難以發揮冷卻中的肥粒鐵變態和變韌鐵變態的抑制效果，故宜含有1%以上。以1.4~3.0%為宜。

Ti、Nb：其中一者，或者，兩者合計為0.01~0.30%

Ti和Nb是在使優異的低溫韌性和980MPa以上的高強度並存的情況下，最重要的含有元素。藉由使此等的碳氮化物，或者，固熔Ti和Nb於熱軋延時的晶粒生長延緩，可以將熱軋板粒徑微細化且有助於低溫韌性提升。其中即使是Ti，由於可藉由增加固熔N的晶粒生長特性，並作為TiN存在，以達到扁鋼胚加熱時的結晶粒徑的微細化，而有助於低溫韌性提升，故特別重要。為了使熱軋板的粒徑形成10 μm以下，必須使Ti及Nb於單獨，或者複合下含有0.01%以上。又，就算使Ti及Nb的合計含有量含有超過0.30%，也會因上述效果已達飽和而使經濟性降低。Ti及Nb合計下的含有量的理想範圍為0.02~0.25%，較佳為0.04~0.20%。

Al：0~2.0%

由於Al可抑制粗大的雪明碳鐵形成，並使低溫韌性提升，故亦可含有。此外，可作為去氧材料活用。然而，過剩的含有會使Al系的粗大夾雜物的個數增多，而成為擴孔性劣化和表面損傷的原因。由此可知，宜將Al含有量的上限設成2.0%。較佳為1.5%以下。由於要形成0.001%以下是困難的，故此為實質上的下限。

N：0~0.01%

由於N可使燒黏硬化性提升，故亦可含有。但是，由於會在熔接時生成氣泡，而有使熔接部的接口強度降低之虞，故必須在0.01%以下。另一方面，由於形成0.0005%以下時則在經濟上會不符合需求，故宜形成0.0005%以上。

以上為本發明的熱軋鋼板的基本化學成分，但亦可進一步含有如下所述的成分。

由於Cu、Ni、Mo、V、Cr可抑制冷卻時的肥粒鐵變態，並使鋼板組織變成回火麻田散鐵或者下變韌鐵組織，故亦可含有其等的任一種或二種以上。或者，作為可經由析出強化或是固熔強化而有使熱軋鋼板強度提升的效果的元素，而含有其等的任一種或二種以上亦可。但是，Cu、Ni、Mo、V、Cu各自的含有量低於0.01%時，則無法充分得到上述效果。又，就算Cu含有量超過2.0%、Ni含有量超過2.0%、Mo含有量超過1.0%、V含有量超過0.3%、Cr含有量超過2.0%而添加，也會因上述效果已達飽和而使經濟性降低。因此，依需要，而使其含有Cu、Ni、Mo、V、Cr時，宜使Cu含有量為0.01%~2.0%、Ni含有量為0.01%~2.0%、Mo含有量為0.01%~1.0%、V含有量為0.01%~0.3%、Cr含有量為0.01%~2.0%。

由於Mg、Ca以及REM(稀土類元素)是用於抑制成為破壞的起點、並為使加工性劣化的原因的非金屬夾雜物的形態，並使加工性提升的元素，故亦可含有其等的任一種或二種以上。由於在Ca和、REM及Mg的含有量為0.0005%以上的情況下可使效果變得顯著，故在含有時必須使其含有0.0005%以上。此外，就算使Mg的含有量超過0.01%、Ca的含有量超過0.01%、REM的含有量超過0.1%而添加，也會因上述效果已達飽和而使經濟性降低。因此，宜使Mg含有量為0.0005%~0.01%、Ca含有量為0.0005%~0.01%、REM含有量為0.0005%~0.1%。

B可藉由使肥粒鐵變態延緩，而有助於將鋼板組織變成回火麻田散鐵或是下變韌鐵組織。此外，藉由與C相同地於晶界形成偏析，並提高晶界強度，可使低溫韌性提升。由此可知，於鋼板中含有亦可。然而，由於此效果在鋼板的B含有量為0.0002%以上時會變得顯著，故宜將下限設成0.0002%以上。另一方面，於含有超過0.01%時，不只使其效果飽和，經濟上也會變差，因此上限值宜為0.01%。以0.0005~0.005%為宜，較佳為0.0007~0.0030%。

再者，已確認的是，對於其他元素，就算Zr、Sn、Co、Zn、W合計含有1%以下，也無損於本發明的效果。由於此等元素中的Sn有在熱軋延時產生瑕疵之虞，故宜為0.05%以下。

在本發明中，雖然除上述以外的成分為Fe，但亦可容許從廢料等的熔解原料或耐火物等所混入的不可避免的不純物。代表性的不純物可列舉如下。

P：0.10%以下

P為熔鐵中所含有的不純物，且是在晶界形成偏析，並伴隨著含有量的增加而使低溫韌性降低的元素。因此，P含有量宜越低越好，由於含有超過0.10%時會對加工性和熔接性造成不良影響，故以0.10%以下為宜。尤其是，當考慮到熔接性時，宜使P含有量為0.03%以下。另一方面，雖然P越少越好，但由於降低至必要以上時，會對製鋼製程造成極大的負荷，故以0.001%作為下限亦可。

S：0.03%以下

S為熔鐵中所含有的不純物，且是在含有量過多時，不但會引發熱軋延時的破裂，也會生成使擴孔性劣化的MnS等夾雜物的元素。因此，必須儘量降低S的含有量，但是由於只要成為0.03%以下，就是可容許的範圍，故可設成0.03%以下。但是，當某種程度的擴孔性為必要時的S含有量，宜為0.01%以下，較佳為0.005%以下。另一方面，雖然S越少越好，但由於降低至必要以上時，會對製鋼製程造成極大的負荷，故以0.0001%作為下限亦可。

O：0.01%以下

由於O為過多時，會形成變成鋼中的破壞起點的粗大氧化物，並會引起脆性破壞和氫誘導破裂，故宜設成0.01以下。進一步從局部可焊性的觀點來看，則以0.03%以下為宜。再者，O可在熔鋼去氧時用於使多數個微細氧化物分散，故含有0.0005%以上亦可。

具有如以上的組織和化學成分的本發明的高強度熱軋鋼板，可藉由在表面以熔融鍍鋅處理設置的熔融鍍鋅層和，進一步於鍍鋅後進行合化金處理而設置合金化鍍鋅層，而使耐蝕性提升。此外，鍍鋅層並不限於純鋅，也可以添加Si、Mg、Zn、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等元素，而謀求耐蝕性的進一步提升。藉由設置此種鍍鋅層，並不會對本發明的優異的燒黏硬化性及低溫韌性造成損害。

此外，即使具有以有機皮膜形成、薄膜積層、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等的表面處理層的任一種，仍然可以得到本發明的效果。

[鋼板之製造方法]

接著，將就本發明的鋼板之製造方法予以說明。

為了實現優異的燒黏硬化性以及低溫韌性，重要的是讓差排密度1×10¹⁶(1/m²)以下，鐵系碳化物1×10⁶(個/mm²)以上，粒徑10μm以下的回火麻田散鐵或者下變韌鐵的其中任一者，或者，兩者的合計為90%以上，並於以下說明用於同時滿足這些的製造條件的詳細內容。

對先於熱軋延施行的製造方法並無特別限定。亦即，用高爐或電爐等進行連續熔製的各種2次冶煉以調整成上述成分，接著，以常規的連續鑄造、鑄錠法進行鑄造外，也可以用薄扁鋼胚鑄造等的方法進行鑄造。

在連續鑄造時於一度冷卻到低溫為止後，進行再加熱再作熱軋延亦可，不冷卻到室溫就熱軋鑄錠亦可，或者連續地熱軋鑄造扁鋼胚亦可。只要能控制在本發明的成分範圍內，在原料中使用廢料也是可以的。

本發明的高強度鋼板，可在滿足以下的要件時得到。

於製造高強度鋼板時，藉由熔製成預定的鋼板成分後，將鑄造扁鋼胚直接或暫時冷卻後再加熱至1200℃以上、在900℃以上結束熱軋延、從完工軋延溫度至400℃之間以平均冷卻速度50℃/秒以上的冷卻速度進行冷卻、使低於400℃下的最大冷卻速度低於50℃/秒以進行捲取，就可以製造出具優異燒黏硬化性和低溫韌性之拉伸最大強度為980MP以上的高強度熱軋鋼板。

熱軋延的扁鋼胚的加熱溫度必須在1200℃以上。本發明的鋼板，因為進行了所用的固熔Ti和Nb的奧斯田鐵粒的粗大化抑制，故鑄造時必須使析出的NbC和TiC再熔解。扁鋼胚加熱溫度低於1200℃時，由於在Nb和Ti的碳化物熔解上需要較長時間，故無法引起之後的結晶粒徑細粒化，和由此產生的低溫韌性提升效果。由此可知，扁鋼胚加熱溫度必須在1200℃以上。此外，扁鋼胚加熱溫度的上限並未特別限定，加熱溫度過於高溫時，雖然仍然可以發揮本發明之效果，但是在經濟上較為不利。由此可知，扁鋼胚加熱溫度的上限以低於1300℃為宜。

完工軋延溫度必須在900℃以上。本發明的鋼板，為了奧斯田鐵粒徑的細粒化，而添加了多量的Ti和Nb。此結果為，在低於900℃的溫度域下的完工軋延中，奧斯田鐵難以再結晶，會變成沿軋延方向延伸的顆粒，並容易引起韌性劣化。此外，從這些未再結晶奧斯田鐵發生麻田散鐵或者變韌鐵變態時，蓄積於奧斯田鐵的差排也會被麻田散鐵和變韌鐵接收，使鋼板中的差排密度無法在本發明所規定的範圍，並造成燒黏硬化性變差。因此，完工軋延溫度以900℃以上為宜。

從完工軋延溫度至400℃之間必須以50℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻。冷卻速度低於50℃/秒時，會在冷卻過程中形成肥粒鐵。而使作為主相之回火麻田散鐵和下變韌鐵的體積率難以達到90%以上。由此可知，必須將平均冷卻速度設成50℃/秒以上。但是，只要在冷卻過程未形成肥粒鐵，在過程中的溫度域下進行氣冷亦可。

但是，Bs~下變韌鐵的生成溫度之間的冷卻速度最好在50℃/秒以上。這是為了避免形成上變韌鐵。Bs~下變韌鐵的生成溫度之間的冷卻速度低於50℃/秒時，除了會形成上變韌鐵外，也會因為在變韌鐵的板條之間或形成新生麻田散鐵(差排密度高的麻田散鐵)，或有殘留奧斯田鐵(加工時變成差排密度高的麻田散鐵)存在的情況，而導致燒黏硬化性和低溫韌性變差。再者，Bs點是依成分而定之上變韌鐵的生成開始溫度，為方便起見將其設成550℃。此外，雖然下變韌鐵的生成溫度也是依成分而定，但是為方便起見將其設成400℃。在從完工軋延溫度到400℃之間，尤其是550~400℃之間的冷卻速度設成50℃/秒以上，並將從完工軋延溫度到400℃之間的平均冷卻速度設成50℃/秒以上。

此外，所謂的將從完工軋延溫度到400℃之間的平均冷卻速度設成50℃/秒以上也可以包含，從完工軋延溫度到550℃為止的冷卻速度為50℃/秒以上而550~400℃之間的冷卻速度低於50℃/秒的情形。但是，這個條件有變得容易出現上變韌鐵且會在局部生成超過10%的上變韌鐵的情形。因此，較佳為將550~400℃之間的冷卻速度設成50℃/秒以上。

必須將低於400℃下的最大冷卻速度設成低於50℃/秒。這是為了形成差排密度以及鐵基碳化物的個數密度在上述範圍的回火麻田散鐵或者下變韌鐵為主相的組織。最大冷卻速度在50℃/秒以上時，則無法將鐵基碳化物和差排密度形成上述範圍而無法得到高燒黏硬化性和韌性。由此可知，必須將最大冷卻速度設成低於50℃/秒。

在此，低於400℃時以低於50℃/秒的最大冷卻速度進行的冷卻，可透過例如氣冷而實現。此外，並不僅表示冷卻，也可表示等溫保持，亦即，也包含在低於400℃下進行的捲取。進一步而言，由於在這個溫度域下的冷卻速度控制，是以鋼板組織中的差排密度和鐵系碳化物的個數密度的控制為目的，一旦冷卻到麻田散鐵變態開始溫度(Ms點)以下之後，即使升高溫度、進行再加熱，仍然可以得到作為本發明的效果的980MPa以上的拉伸最大強度和高燒黏硬化性，以及韌性。

一般而言，為了得到麻田散鐵會形成必須抑制肥粒鐵變態、且必須以50℃/秒以上進行冷卻。此外，會從在低溫下被稱為膜沸騰區域之熱傳導係數較低且難以變冷的溫度域，變遷到被稱為核沸騰溫度域之熱傳導係數高且容易變冷的溫度域。以低於400℃之溫度域作為冷卻停止溫度時，捲取溫度會容易變動，且隨之使材質也產生變化。由此可知，大多數情況是將通常的捲取溫度設成，超過400℃，或者，室溫捲取之任一種。

此結果可推定為，藉由如本發明在低於400℃下的捲取和冷卻速度降低，可以同時確保980MPa以上的拉伸最大強度和優異的燒黏硬化性以及低溫韌性的情形是以往難以發現的。

再者，藉由鋼板形狀的矯正和可動差排導入而想要讓延展性提升為目的，可在所有步驟結束後，最好實施壓下率為0.1%以上、2%以下的整面過程(skin-pass)軋延。此外，所有步驟結束後，以除去附著於所得到的熱軋鋼板表面的鏽皮為目的，亦可依需要對所得到的熱軋鋼板進行酸洗。更甚者，進行酸洗後，也可以在生產線上(in-line)或生產線下(off-line)對所得到的熱軋鋼板實施壓下率為10% 以下的整面過程或冷軋延。

本鋼板雖然是經過通常的熱軋步驟的連續鑄造、粗軋延、完工軋延，或者酸洗而被製出者，但是即使省略掉其中一部分進行製造仍然能夠確保作為本發明效果的980MPa以上的拉伸最大強度和優異的燒黏硬化性及低溫韌性。

此外，一旦製造出熱軋鋼板後，即使以碳化物的析出為目的，而在生產線上或生產線下，以100~600℃之溫度範圍進行熱處理時，仍然能夠確保作為本發明的效果的高燒黏硬化性、低溫韌性和980MPa以上的拉伸最大強度。

本發明的拉伸最大強度為980MPa以上的鋼板是指，藉由採用在可相對於熱軋的軋延方向的垂直方向上切出的JIS5號試驗片，依據JIS Z 2241進行拉伸試驗的拉伸最大應力為980MPa以上的鋼板。

本發明的優異的燒黏硬化性是指，依據JIS G 3135的附錄所記載的塗裝燒黏硬化試驗方法所測定的燒黏硬化量(BH)，亦即，於施加2%的預拉伸應變，然後進行170℃×20分鐘之熱處理後，於再拉伸時的降伏強度之差為60MPa以上的鋼板。且較佳為，80MPa以上的鋼板。

本發明的低溫下具優異韌性的鋼板是指，依據JIS Z 2242進行的沙丕試驗的破裂面轉變溫度(vTrs)為-40℃的鋼板。在本發明中，由於作為對象的鋼板主要是用於汽車用途，故大多數的情況為形成3mm左右的板厚。於是，進行磨削熱軋板表面，並將鋼板加工成2.5mm次尺寸(sub-size) 的試驗片。

實施例

以下將邊列舉本發明的實施例，邊就本發明的技術內容作說明。

作為實施例，將就採用具有表1所示的成分組成A到S而滿足本發明條件的發明鋼，和a到k的比較鋼作檢討的結果作說明。

鑄造這些鋼後，直接照原樣加熱到1030℃~1300℃的溫度範圍，或於暫時冷卻到室溫後進行再加熱以加熱到該溫度範圍，之後以表2-1、2的條件實施熱軋延、於760~1030℃進行完工軋延、以表2-1、2-2所示的條件進行冷卻以及捲取、製成板厚3.2mm的熱軋鋼板。之後，進行酸洗，並於之後進行0.5%的整面過程軋延。

自所得到的熱軋鋼板切出各種試驗片，並實施材質試驗和組織觀察等。

拉伸試驗是沿垂直於軋延方向的方向切出JIS5號試驗片，並依據JIS Z 2242實施試驗。

燒黏硬化量之測定是沿垂直於軋延方向的方向切出JIS5號試驗片，並依據JIS G 3135的附錄所記載的塗裝燒黏硬化試驗方法而實施。預應變量為2%，熱處理條件為170℃×20分鐘。

沙丕試驗是依據JIS Z 2242而實施，並測定破裂面轉變溫度。因為本發明的鋼板板厚低於10mm，因此是磨削所得到的熱軋鋼板的表面、背面、成為2.5mm後，再實施沙丕試驗。

關於一部分的鋼板，是將熱軋鋼板加熱至660~720℃，於熔融鍍鋅處理或金屬鍍層處理後進行在540~580℃下的合金化熱處理，製成熔融鍍鋅鋼板(GI)或合金化熔融鍍鋅鋼板(GA)後，再實施材質試驗。

關於微觀組織觀察，是經由上述方法而實施，並測定各組織的體積率、差排密度、鐵系碳化物的個數密度、有效結晶粒徑，以及縱橫尺寸比。

將結果示於表3-1、3-2。

可清楚看出，只有滿足本發明的條件者，才具有980MPa以上的拉伸最大強度、優異的燒黏硬化性，以及低溫韌性。

另一方面，鋼A-3、B-4、E-4、J-4、M-4、S-4由於扁鋼胚加熱溫度低於1200℃，鑄造時析出的Ti和Nb之碳化物難以固熔化，故即使將其他的熱軋條件設成本發明的範圍，仍然無法讓組織分率和有效結晶粒徑在本發明的範圍內，而導致強度和低溫韌性變差。

鋼A-4、B-5、J-5、M-5、S-5由於完工軋延溫度過低而變成在未再結晶奧斯田鐵域下的軋延，故會使熱軋板中所含有的差排密度變得過多而導致燒黏硬化變差，同時因為變成沿軋延方向延伸的顆粒，致縱橫尺寸比加大、韌性變差。

鋼A-5、B-6、J-6、M-6、S-6因為從完工軋延溫度到400℃之間的冷卻速度低於50℃/秒，故在冷卻過程中會形成大量的肥粒鐵，而難以確保強度，同時肥粒體和麻田散鐵界面會變成破壞的起始點，而導致低溫韌性變差。

鋼A-6、B-7、J-7、M-7、S-7因為在低於400℃下的最大冷卻速度是50℃/秒以上，故麻田散鐵中的差排密度會變多而使燒黏硬化性劣化，同時會因碳化物的析出量不足而導致低溫韌性變差。

此外，實施例B-3中，如果將550~400℃間的冷卻速度設成45℃/s時，並將從完工軋延溫度的950℃至400℃之間的平均冷卻速度設成80℃/秒時，雖然滿足平均冷卻速度在50℃/秒以上，但鋼板組織會有局部變成10%以上的上變韌鐵，也會在材質中產生參差。

鋼A-7的捲取溫度高達480℃，因為會讓鋼板組織變成上變韌鐵而難以確保980MPa以上的拉伸最大強度，並且，存在上變韌鐵組織中而在板條間析出的粗大鐵系碳化物，因變成破壞起點而導致低溫韌性變差。

鋼B-8、J-8、M-8的捲取溫度高達580~620℃，鋼板組織變成由含有Ti和Nb的碳化物的肥粒鐵，以及，波來鐵的混合組織所形成。這個結果因為會使存在鋼板中的大多數C成為碳化物析出，故無法確保有充分量的固熔C而導致燒黏硬化性變差。

此外，如鋼A-8、9、B-9、10、E-6、7、J-9、10、M-9、10、S-9、10所示，即使進行合金化熔融鍍鋅處理，或者，合金化熔融鍍鋅處理，也可確保本發明的材質。

另一方面，鋼板成分未滿足本發明範圍的鋼a~k，則無法具備本發明所規定的980MPa以上的拉伸最大強度、具優異的燒黏硬化性，以及，低溫韌性。

表3-1 微觀組織與機械特性

Claims

一種拉伸最大強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板，具有下述組成：以質量%計含有：C：0.01%~0.2%、Si：0~2.5%、Mn：0~4.0%、Al：0~2.0%、N：0~0.01%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mo：0~1.0%、V：0~0.3%、Cr：0~2.0%、Mg：0~0.01%、Ca：0~0.01%、REM：0~0.1%、B：0~0.01%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、O：0.01%以下，Ti和Nb之任一者或兩者合計為0.01~0.30%，且剩餘部分為鐵與不可避免的不純物所構成；並具有下述組織：含有體積分率合計為90%以上之回火麻田散鐵和下變韌鐵的任一者或兩者，且麻田散鐵和下變韌鐵中的差排密度為5×10¹³(1/m²)以上且1×10¹⁶(1/m²)以下。
如請求項1所述的高強度熱軋鋼板，其存在於前述回火麻田散鐵以及下變韌鐵中的鐵系碳化物為1×10⁶(個/mm²)以上。
如請求項1所述的高強度熱軋鋼板，其中前述回火麻田散鐵及下變韌鐵之有效結晶粒徑為10μm以下。
如請求項1所述的高強度熱軋鋼板，其以質量%計含有以下之1種或2種以上：Cu：0.01~2.0%、Ni：0.01~2.0%、Mo：0.01~1.0%、V：0.01~0.3%、Cr：0.01~2.0%。
如請求項1所述的高強度熱軋鋼板，其以質量%計含有以下之1種或2種以上：Mg：0.0005~0.01%、Ca：0.0005~0.01%、REM：0.0005~0.1%。
如請求項1所述的高強度熱軋鋼板，其以質量%計含有B：0.0002~0.01%。
一種拉伸最大強度為980MPa以上的高強度熱軋鋼板之製造方法，是將具有下述組成的鑄造扁鋼胚直接或者暫時冷卻後加熱到1200℃以上，於900℃以上結束熱軋延，且從完工軋延溫度到400℃間以平均冷卻速度50℃/秒以上之冷卻速度進行冷卻，並將低於400℃下的最大冷卻速度設成低於50℃/秒進行捲取；該鑄造扁鋼胚之組成為：以質量%計含有：C：0.01%~0.2%、Si：0~2.5%、Mn：0~4.0%、Al：0~2.0%、N：0~0.01%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mo：0~1.0%、V：0~0.3%、Cr：0~2.0%、Mg：0~0.01%、Ca：0~0.01%、REM：0~0.1%、B：0~0.01%、P：0.10%以下、S：0.03%以下、O：0.01%以下， Ti和Nb之任一者或兩者合計為0.01~0.30%，且剩餘部分為鐵與不可避免的不純物所構成。
如請求項7所述的高強度熱軋鋼板之製造方法，其還進一步進行鍍鋅處理或合金化鍍鋅處理。