TWI554618B

TWI554618B - 高強度熱軋鋼板

Info

Publication number: TWI554618B
Application number: TW104124926A
Authority: TW
Inventors: 杉浦夏子; 田中泰明; 橫山卓史
Original assignee: 新日鐵住金股份有限公司
Priority date: 2015-07-31
Filing date: 2015-07-31
Publication date: 2016-10-21
Also published as: TW201704497A

Description

高強度熱軋鋼板

技術領域

本發明是有關於一種熱軋鋼板，特別是有關於一種擴孔性優異之高強度熱軋鋼板，其適合於藉由壓製加工等成形為各種形狀之汽車之底盤零件等。

背景技術

可較為廉價地製造之熱軋鋼板乃廣泛地使用在以汽車為首的各種產業機器。近年來，若由隨著地球暖化對策之二氧化碳排出量限制之觀點來看，則要求提升汽車之燃料消耗量，以車體之輕量化與確保碰撞安全性為目的，於汽車用零件中正逐漸擴大高強度熱軋鋼板之應用。

理所當然，於供汽車用零件之鋼板中，不僅是強度，亦必須滿足壓製成形性或焊接性等零件成形時所要求的各種施工性。舉例言之，對底盤零件而言，在有關壓製成形方面，伸緣成形及凸出成形之使用頻率極高。故，供相同零件之高強度熱軋鋼板乃要求優異之擴孔性。又，於底盤零件中，若由確保安全性之觀點來看，則即使是在施加巨大負荷時亦必須避免塑性變形之零件眾多。故，供底盤零件之鋼板乃要求高降伏比。

一般而言，於高強度熱軋鋼板中，為了兼顧高降伏比與優異之擴孔性，檢討將鋼組織作成由肥粒體、變韌肥粒體或變韌體等中之任一者之單相所構成的組織，並藉由Mn、Si等之固溶強化，及/或利用Ti、Nb、V等之碳化物或Cu之析出強化，均一地強化組織。

舉例言之，於專利文獻1中揭示有一種關於擴孔性優異之高強度熱軋鋼板之技術，其特徵在於使含有Mo之Ti碳化物均一微細地分散於實質上由肥粒體單相所構成的組織中。然而，於專利文獻1之技術中，由於必須添加Mo這種極為高價之合金元素，因此，若由經濟上的觀點來看，則不適合量產。

於專利文獻2中揭示有一種技術，其針對含有預定量之Mn、Si之添加Ti之鋼，適切地控制熱軋至捲繞間之冷卻，並將組織作成肥粒體及變韌體後，使TiC微細析出，藉此，提升高強度熱軋鋼板之伸長與伸緣性。然而，於專利文獻2中，在有關降伏比方面並未作任何考慮，而該降伏比卻是應用於底盤零件之熱軋鋼板所必須之特性之一。又，相較於業經析出強化之肥粒體，變韌體乃顯示低降伏比，然而，於專利文獻2之技術中，卻容許含有50%之變韌體，可類推無法維持高降伏比。此外，於專利文獻2中定義的肥粒體乃其定義不明確，一般認為包含有並非多角形肥粒體的所謂變韌肥粒體或準多角形肥粒體。其理由乃因專利文獻2中並且亦容許未充分生成多角形肥粒體的720℃以下之溫度區作為第1冷卻停止溫度之故。變韌肥粒體或準多角形肥粒體乃顯示低於多角形肥粒體之降伏比之組織。

於專利文獻3中揭示有一種添加Ti之高強度熱軋鋼板，其減低Mn含量，再控制作為雪明碳體析出的C之比例，藉此，提升韌性及擴孔性。然而，於專利文獻3之熱軋鋼板中，在設想應用於底盤零件時，於540MPa以上之高強度鋼中無法獲得例如75%以上之高降伏比。

又，於專利文獻4中揭示有一種關於擴孔性優異之高強度熱軋鋼板之技術，其減低Mn及Si含量，並添加一定量之Ti與B，藉此，抑制TiC之粗大化。然而，由於B具有抑制沃斯田體之再結晶之效果，因此，若與具有相同效果的Ti複合添加，則熱壓延時之壓延加重會明顯上升，並導致對熱軋機之負荷增加。故，專利文獻4之技術會有引起作業障礙之虞。又，B只要含量變動數ppm，最終製品之強度便會大幅改變，因此，必須含有B之鋼並不適合量產。

於專利文獻5中揭示有一種具有高降伏比與優異擴孔性之高強度熱軋鋼板，其藉由適切之冷卻條件，將含有大量Si、Mn及Ti之鋼冷卻，並將組織作成粒狀變韌肥粒體單相組織。然而，於專利文獻5之技術中，為了獲得粒狀變韌肥粒體組織，必須含有大量Si、Mn，因此，會有導致合金成本增加之問題。

先行技術文獻專利文獻

[專利文獻1]日本專利公開公報特開2002-322540 號公報

[專利文獻2]日本特開2007-009322號公報

[專利文獻3]日本特開平10-287949號公報

[專利文獻4]日本特開2012-026032號公報

[專利文獻5]日本特開2004-307919號公報

發明概要

本發明是有鑑於上述現狀而完成。本發明之課題乃提供一種具有高降伏比及優異擴孔性之高強度熱軋鋼板。本發明中的高強度乃指抗拉強度(TS)為540MPa以上。

Ti較為廉價，且藉由微量之含有，顯現明顯的析出強化。發明人為了達成優異之擴孔性，前提是將熱軋鋼板之組織作成多角形肥粒體主體。又，發明人檢討在具有優異擴孔性之多角形肥粒體主體組織中，為了提升強度而活用Ti之析出強化。又，在將多角形肥粒體作成組織之主體且析出有Ti析出物之含Ti高強度熱軋鋼板中，針對提升擴孔性之方法進行銳意檢討。其結果，獲得以下見識。

發明人乃測定具有多角形肥粒體為主體組織的鋼之各個肥粒體晶粒之微硬度。其結果，得知所述硬度乃每個測定粒具有某種意義上的差異。再者，發現藉由縮小各個肥粒體晶粒之硬度誤差，可明顯提升擴孔性。

又，發明人使用穿透式電子顯微鏡，觀察擴孔性劣勢之試樣之多角形肥粒體晶粒內。其結果，發現乃大量析出沿著肥粒體之特定方位伸長的非等軸形狀之Ti系碳化物，其會對擴孔性帶來不良影響。以往幾乎沒有Ti碳化物之形狀會影響擴孔性之報告，Ti系碳化物之形狀對擴孔性帶來影響之機制並不明確。然而，相較於等軸形狀之Ti系碳化物，非等軸形狀之Ti系碳化物與母相肥粒體之整合性高，一般推測其周圍會蓄積巨大之整合應變，因此，推測該整合應變乃助長擴孔加工中的龜裂之傳播，因而使擴孔性劣化。

本發明乃根據上述見識而完成。以下顯示其要旨。

(1)有關本發明之一態樣之熱軋鋼板乃化學組成依質量%計含有：C：0.010%~0.200%；Si：0.001%~2.50%；Mn：0.001%~1.50%；P：0.050%以下；S：0.010%以下；N：0.0070%以下；Al：0.001%~0.50%；Ti：0.050%~0.30%；V：0%~0.50%；Nb：0%~0.090%；Cr：0%~0.50%；Ni：0%~0.50%；Cu：0%~0.50%；Mo：0%~0.50%；B：0%~0.0050%；Ca：0%~0.01%；Mg：0%~0.01%；Bi：0%~0.01%；剩餘部分為Fe及雜質；又，組織依面積率計含有80%以上之多角形肥粒體；合計5%以下之麻田散體及沃斯田體；及合計5%以下之波來體及雪明碳體；剩餘部分為選自於變韌肥粒體及變韌體中之一種以上，又，將板厚方向上存在於距離中心面±100μm之範圍內的任意50個前述多角形肥粒體之微硬度之標準偏差設為σ HV時，前述σ HV為30以下，且於前述多角形肥粒體之晶粒內存在有含Ti碳化物5×10⁷個/mm²以上，於前述含Ti碳化物中的50%以上乃長邊長度相對於短邊長度之比即縱橫比小於3，又，抗拉強度為540MPa以上。

(2)如上述(1)之熱軋鋼板，其中前述化學組成可依質量%計含有選自於V：0.010%~0.50%、Nb：0.001%~0.090%、Cr：0.001%~0.50%、Ni：0.001%~0.50%、Cu：0.001%~0.50%、Mo：0.001%~0.50%、B：0.0001%~0.0050%中之一種以上。

(3)如上述(1)或(2)之熱軋鋼板，其中前述化學組成可依質量%計含有選自於Ca：0.0001%~0.01%、Mg：0.0001%~0.01%、Bi：0.0001%~0.01%中之一種以上。

(4)如上述(1)至(3)中任一項之熱軋鋼板可於表面具有熔融鍍鋅層。

若藉由本發明之上述態樣，則可廉價地製造具有高降伏比及優異擴孔性之高強度熱軋鋼板。又，有關本發明之上述態樣之鋼板即使是在常用於汽車用零件，特別是底盤零件等的伸緣成形中，亦具有優異之擴孔性。故，特別是在汽車領域中，有助於車體之輕量化或確保碰撞安全性。

圖1乃顯示熱壓延之處理型樣例之模式圖。

圖2乃顯示於實施例2中使用的合金化熔融鍍鋅產線上之熱處理型樣例之模式圖。

圖3A乃顯示實施例1中所測定的多角形肥粒體之微硬度分布之一例之圖。

圖3B乃顯示實施例1中所測定的多角形肥粒體之微硬度分布之一例之圖。

用以實施發明之形態

以下詳細說明有關本發明之一實施形態之高強度熱軋鋼板(以下，有時稱作有關本實施形態之熱軋鋼板)。

有關本實施形態之熱軋鋼板乃：(a)化學組成依質量%計含有：C：0.010%~0.200%；Si：0.001%~2.50%；Mn：0.001%~1.50%；P：0.050%以下；S：0.010%以下；N：0.0070%以下；Al：0.001%~0.50%；Ti：0.050%~0.30%；更依需要含有選自於V：0.50%以下、Nb：0.090%以下、Cr：0.50%以下、Ni：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Mo：0.50%以下、B：0.0050%以下、Ca：0.01%以下、Mg：0.01%以下、Bi：0.01%以下中之1種以上，且剩餘部分為Fe及雜質；(b)組織依面積率計含有80%以上之多角形肥粒體；合計5%以下之麻田散體及沃斯田體；及合計5%以下之波來體及雪明碳體；剩餘部分為選自於變韌肥粒體及變韌體中之一種以上；(c)將板厚方向上存在於距離中心面±100μm之範圍內的任意50個前述多角形肥粒體之微硬度之標準偏差設為σ HV時，前述σ HV為30以下； (d)於前述多角形肥粒體之晶粒內存在有含Ti碳化物5×10⁷個/mm²以上，且於前述含Ti碳化物中的50%以上乃長邊長度相對於短邊長度之比即縱橫比小於3；(e)抗拉強度為540MPa以上。

<鋼板之化學組成>

首先，說明限定有關本實施形態之熱軋鋼板之化學組成之理由。以下，規定化學組成的「%」皆為「質量%」。

[C：0.010%~0.200%]

C乃鋼板利用析出強化或固溶強化之高強度化用所必須之元素。為了獲得該效果，將C含量作成0.010%以上。較為理想的是0.020%以上，更為理想的是0.040%以上。另一方面，若C含量過剩，則會抑制多角形肥粒體之生成，同時容易形成雪明碳體。又，多角形肥粒體之各結晶粒之硬度差亦會有變大之傾向。其結果，擴孔性劣化。又，焊接性亦會明顯劣化。故，將C含量作成0.200%以下。較為理想的是0.130%以下，更為理想的是0.110%以下。

[Si：0.001%~2.50%]

Si乃固溶強化元素，且為對於鋼板之高強度化有效之元素。為了獲得該效果，將Si含量作成0.001%以上。較為理想的是0.01%以上，更為理想的是0.04%以上。另一方面，若Si含量過剩，則會產生島狀鏽皮，且表面品質劣化。故，將Si含量作成2.50%以下。較為理想的是1.30%以下，更為理想的是0.80%以下。

[Mn：0.001%~1.50%]

Mn乃對於鋼板之強度提升有效之元素。又，屬於藉由將鋼中的S以MnS固定而抑制因固溶S所造成的熱脆化之元素。為了獲得該等效果，將Mn含量作成0.001%以上。較為理想的是0.10%以上，更為理想的是0.45%以上。另一方面，若Mn含量過剩，則來自沃斯田體之肥粒體變態延遲而難以獲得80面積%以上之多角形肥粒體，且擴孔性劣化。故，將Mn含量作成1.50%以下。較為理想的是1.00%以下，更為理想的是0.80%以下。

[P：0.050%以下]

P乃作為雜質而含有的元素，且會使鋼板之焊接性及韌性劣化。故，P含量乃以較少者為佳。然而，當P含量大於0.050%時，上述影響會變得明顯，因此，焊接性及韌性之劣化不明顯的範圍乃是將P含量作成0.050%以下。較為理想的是0.020%以下，更為理想的是0.010%以下。

[S：0.010%以下]

S乃作為雜質而含有的元素，且於鋼中形成MnS而使鋼板之擴孔性劣化。故，S含量乃以較少者為佳。然而，當S含量大於0.010%時，上述影響會變得明顯，因此，擴孔性之劣化不明顯的範圍乃是將S含量作成0.010%以下。較為理想的是0.0050%以下，更為理想的是0.0020%以下。

[N：0.0070%以下]

N乃作為雜質而含有的元素，且於鋼中形成粗大之氮化物而使鋼板之擴孔性明顯劣化。故，N含量乃以較少者為佳。然而，當N含量大於0.0070%時，上述影響會變得明顯，因此，擴孔性之劣化不明顯的範圍乃是將N含量作成0.0070%以下。較為理想的是0.0050%以下。

[Al：0.001%~0.50%]

Al乃對於鋼之脫氧有效之元素。為了獲得該效果，將Al含量作成0.001%以上。另一方面，即使Al含量大於0.50%，不僅效果亦飽和，且會導致成本增加。故，將Al含量作成0.50%以下。較為理想的是0.20%以下，更為理想的是0.10%以下。

[Ti：0.050%~0.30%]

Ti乃於鋼中形成碳化物，並將肥粒體均一地析出強化之元素。又，亦為具有以下效果之元素，即：藉由以TiC析出，減低固溶C量，並阻礙使擴孔性劣化之雪明碳體之析出。故，於有關本實施形態之熱軋鋼板中為特別重要之元素。若Ti含量小於0.050%，則其效果不足，因此，將Ti含量作成0.050%以上。較為理想的是0.100%以上，更為理想的是0.130%以上。另一方面，若Ti含量大於0.30%，則韌性會明顯劣化，同時導致無謂之成本增加。故，將Ti含量作成0.30%以下。較為理想的是0.25%以下，更為理想的是0.20%以下。

有關本實施形態之熱軋鋼板基本上含有上述化學組成，且剩餘部分由Fe及雜質所構成。然而，為了進一步地提高強度或擴孔性，亦可取代Fe之一部分，於以下所示之範圍，含有選自於V、Nb、Cr、Ni、Cu、Mo、B、Ca、Mg、Bi中之一種以上。不過，該等元素未必一定要含有，因此，其下限為0%。在此，所謂雜質乃意味著工業上製造鋼材時，礦石、廢料等原料、因其他因素混入之成分。

[V：0.010%~0.50%]

與Ti相同，V乃於鋼中形成碳化物之元素。又，相較於Ti，V乃沃斯田體中的溶度積大，且對於鋼板之高強度化有效之元素。故，雖然比Ti高價，但可依需要含有。若V含量小於0.010%，則無法充分地獲得上述效果，因此，欲獲得上述效果時，將V含量作成0.010%以上。較為理想的是0.070%以上，更為理想的是0.140%以上。另一方面，若V含量過剩，則會導致成本上升，因此，即使是在含有V時，亦將V含量作成0.50%以下。

[Nb：0.001%~0.090%]

與Ti相同，Nb乃於鋼中形成碳化物，且對於鋼板之高強度化有效之元素。故，雖然比Ti高價，但可依需要含有。若Nb含量小於0.001%，則無法充分地獲得上述效果，因此，欲獲得上述效果時，將Nb含量作成0.001%以上。另一方面，若Nb含量過剩，則鋼板之塑性異向性會增大，且擴孔性劣化。故，即使是在含有Nb時，亦將Nb含量作成0.090%以下。

[Cr：0.001%~0.50%]

[Ni：0.001%~0.50%]

[Cu：0.001%~0.50%]

[Mo：0.001%~0.50%]

[B：0.0001%~0.0050%]

Cr、Ni、Cu、Mo、B皆為對於鋼板之高強度化有效之元素。故，可依需要單獨或複合含有2種以上。欲獲得上述效果時，必須分別作成Cr：0.001%以上、Ni：0.001%以上、Cu：0.001%以上、Mo：0.001%以上、B：0.0001%以上。另一方面，與Mn相同，該等元素會使熱壓延後之肥粒體變態延遲。故，若含量過剩，則於熱軋鋼板之組織中，難以獲得依面積率計為80%以上之多角形肥粒體，且熱軋鋼板之擴孔性劣化。故，即使是在含有各元素時，亦將其含量分別作成Cr：0.50%以下、Ni：0.50%以下、Cu：0.50%以下、Mo：0.50%以下、B：0.0050%以下。較為理想的是Cr：0.20%以下、Ni：0.20%以下、Cu：0.20%以下、Mo：0.09%以下、B：0.0040%以下。

[Ca：0.0001%~0.01%]

[Mg：0.0001%~0.01%]

[Bi：0.0001%~0.01%]

Ca及Mg乃有助於鋼中夾雜物之微細分散化之元素，Bi乃減輕鋼中的Mn、Si等取代型合金元素之微偏析之元素。任一者之元素皆有助於鋼板之擴孔性提升，因此，可依需要單獨或複合含有2種以上。欲獲得上述效果時，必須分別含有0.0001%以上。另一方面，若該等元素之含量過剩，則延性劣化，因此，即使是在含有時，各元素之含量亦分別作成0.01%以下。

<熱軋鋼板之組織>

其次，說明限定有關本實施形態之熱軋鋼板之組織之理由。

[多角形肥粒體之面積率：80%以上]

多角形肥粒體乃對於擴孔性之提升有效之組織。為了確保擴孔性，將多角形肥粒體之面積率作成80%以上。較為理想的是90%以上，更為理想的是95%以上。多角形肥粒體之面積率亦可為100%，即，有關本實施形態之熱軋鋼板亦可為多角形肥粒體單相。

[麻田散體及沃斯田體之面積率之合計：5%以下]

若麻田散體及沃斯田體之面積率合計大於5%，則擴孔性會明顯劣化。故，將麻田散體及沃斯田體之面積率之合計作成5%以下。較為理想的是2%以下。又，合計之面積率亦可為0%(即，未含有麻田散體及沃斯田體)。又，在此所說的沃斯田體乃所謂殘留沃斯田體。

[波來體及雪明碳體之面積率之合計：5%以下]

若波來體及雪明碳體之面積率合計大於5%，則擴孔性會明顯劣化。故，將波來體及雪明碳體之面積率作成合計5%以下。較為理想的是3%以下，更為理想的是1%以下。又，合計之面積率亦可為0%(即，未含有波來體及雪明碳體)。

[剩餘部分之組織]

上述以外之剩餘部分之組織乃選自於變韌肥粒體及變韌體中之一種以上。不過，當上述組織之合計面積率為100%時，未含有變韌肥粒體及變韌體。

上述組織可將切出自熱軋鋼板之試料藉由蝕刻而現出組織後，自該組織相片中識別。

藉由擴散機構生成的多角形肥粒體乃晶粒內未具有內部構造，且粒界構成直線或圓弧上。另一方面，變韌肥粒體或變韌體乃具有內部構造，且粒界形狀為針狀，具有與多角形肥粒體明確不同的組織。故，多角形肥粒體與變韌體或變韌肥粒體可在藉由硝酸浸蝕液蝕刻後，自使用光學顯微鏡而獲得的組織相片中，藉由粒界形狀及內部構造之有無來判斷。當存在有內部構造未明確顯現且粒界形狀為針狀之組織(準多角形肥粒體)時，乃作成變韌肥粒體來計算。

又，由於雪明碳體及波來體會蝕刻變黑，因此，可明確地辨識組織。

又，使用業經樂佩拉(LEPERA)腐蝕之試料，並對藉由光學顯微鏡而獲得的組織相片進行圖像解析，藉此，可算出殘留沃斯田體與麻田散體之合計面積率。

於本實施形態中，鋼板之組織乃於顯示鋼板代表性組織之板厚之1/4深度之位置觀察。

[板厚方向上存在於距離中心面±100μm之範圍內的任意50個多角形肥粒體之微硬度之標準偏差σ HV：30以下]

如上述，藉由縮小各個肥粒體晶粒之硬度誤差，可明顯提升熱軋鋼板之擴孔性。具體而言，於板厚方向上，測定存在於距離中心面(包含鋼板之板厚中央部，與板厚方向垂直交叉之面)±100μm之範圍內的任意50個多角形肥粒體之硬度(微硬度)，且將該微硬度之標準偏差設為σ HV時，藉由將σ HV作成30以下，可獲得優異之擴孔性。故，將σ HV作成30以下。由於標準偏差乃以較小者為佳，因此，σ HV之下限為0。

以下說明σ HV之具體測定方法。硬度測定用試料乃使用下述者，即：鏡面研磨鋼板之壓延方向截面，再者，為了除去表層之加工層，使用矽酸膠進行化學研磨，然後，進行硝酸浸蝕液腐蝕而現出粒界。微硬度乃使用微小硬度測定裝置(商品名：FISCHERSCOPEHM2000 XYp)，針對板厚方向上存在於距離中心面±100μm之範圍內隨機選擇的50個多角形肥粒體(各結晶粒)，藉由將頂角136°之四角錐形狀之維氏壓頭壓入晶粒內，且其壓痕不會與肥粒體晶粒界重疊來測定。壓入負載乃作成20N。自所獲得的50個數據中，求取微硬度之標準偏差σ HV。

[存在於多角形肥粒體之晶粒內之含Ti碳化物：5×10⁷個/mm²以上]

[存在於多角形肥粒體晶粒內之含Ti碳化物之50%以上乃長邊/短邊之縱橫比小於3]

於有關本實施形態之熱軋鋼板中，於多角形肥粒體之晶粒內含有5×10⁷個/mm²以上之含Ti碳化物。若為5×10⁷個/mm²以下，則因析出強化不足而強度不足。另一方面，雖然無需規定上限，然而，通常而言，若為上述成分範圍，則不會多於1×10¹¹個/mm²。

又，於該存在於多角形肥粒體之晶粒內之含Ti碳化物中，依個數比例，將50%以上作成長邊長度相對於短邊長度之比(藉由長邊/短邊表示之縱橫比)小於3之碳化物，藉此，可獲得優異之擴孔性。較為理想的是長邊/短邊之縱橫比小於3之含Ti碳化物於存在於多角形肥粒體晶粒內之含Ti碳化物中為2/3以上。縱橫比小於3之含Ti碳化物之比例亦可為100%。

縱橫比小於3之含Ti碳化物之比例可依下述獲得，即：將電子射線之入射方位作成與母相肥粒體之<001>平行，且藉由穿透式電子顯微鏡(倍率：200,000倍)觀察含Ti碳化物至少100個以上時，相對於所觀察的含Ti碳化物之總數，求取長邊/短邊之縱橫比小於3之碳化物。

於本實施形態中，所謂含Ti碳化物乃含有Ti之碳化物，亦可進一步地含有V、Nb之1種以上。即，作成具有含Ti碳化物之結晶構造(NaCl構造)，且亦包含Ti之位置之數個乃藉由V或Nb取代之狀態。

[熔融鍍鋅層]

有關本實施形態之熱軋鋼板可於其表面上具有公知之熔融鍍鋅層。熔融鍍鋅層亦可為業經合金化之合金化熔融鍍鋅層。當具有熔融鍍鋅層時，由於可抑制鏽之產生，因此，熱軋鋼板之耐蝕性提升。

<鋼板之機械特性>

[抗拉強度(TS)：540MPa以上]

[抗拉強度(TS)與0.2%耐力(YS)之比(降伏比)：75%以上]

[抗拉強度(TS)與藉由JFST1001所規定的擴孔率(λ)之積(TS．λ)：50000MPa．%以上]

為了滿足近年來汽車用高強度熱軋鋼板所要求的嚴格性能，其機械特性宜為抗拉強度TS為540MPa以上，且抗拉強度TS與0.2%耐力YS之比(YR(降伏比))為75%以上，抗拉強度TS與藉由JFST1001所規定的擴孔率λ之積(TS．λ)為50000MPa．%以上。於有關本實施形態之熱軋鋼板中，藉由控制化學組成及組織，如上述，目標是具備高抗拉強度、降伏比及抗拉強度-擴孔性平衡(TS．λ)全體。

抗拉強度宜為590MPa以上。又，若抗拉強度大於1180MPa，則焊接部之疲勞特性劣化，因此，宜為1180MPa以下。

其次，說明用以製得有關本實施形態之熱軋鋼板理想之製造方法。若藉由包含以下(A)~(D)之步驟之製造方法，則可安定地製造有關本實施形態之熱軋鋼板，因此較為理想。

(A)將由具有上述範圍之化學組成之鋼液所製得之扁胚加熱至1200℃；(B)將業經加熱之扁胚進行粗壓延，且於1050℃以上、1150℃以下之累積壓下率構成50%以上；(C)將粗壓延後之鋼板進行精壓延，且於1050℃以下之累積壓下率構成20%~80%，最終道次之壓下率構成15%~35%，最終道次之溫度(最後溫度)構成930℃以上；(D)然後，熱軋鋼板乃i)一次冷卻藉由平均冷卻速度構成30℃/s以上之條件，於精壓延最終道次溫度~MT(720℃≦MT≦830℃)之溫度領域進行冷卻，然後，ii)二次冷卻乃藉由平均冷卻速度構成10℃/s以下之條件，於MT~Tx(720℃≦Tx<MT)之溫度領域進行藉由t(秒)=5．[Mn]²所規定的t秒鐘以上之冷卻(在此，[Mn]乃依單位質量%計之Mn含量。)，接著，iii)三次冷卻乃藉由平均冷卻速度構成30℃/s以上之條件，於屬於二次冷卻結束溫度之Tx~CT(450℃≦CT≦650℃)之溫度領域進行冷卻，並於冷卻至CT後，捲繞熱軋鋼板。

以下說明其理由。

<加熱步驟>

於加熱步驟中，將具有如上述化學組成之扁胚加熱至1200℃。若由影響多角形肥粒體晶粒內的含Ti碳化物之析出密度、Ti、Nb、V等碳化物形成元素之固溶狀態，並抑制粗大碳化物之形成之觀點來看，則為了獲得所期望之性能，加熱溫度宜作成1150℃至1250℃之溫度範圍。

<粗壓延步驟>

業經加熱之扁胚乃歷經由粗壓延步驟及精壓延步驟所構成的熱壓延步驟而構成熱軋鋼板。有關本實施形態之熱軋鋼板之製造時，宜於粗壓延及精壓延各個步驟中控制溫度、壓下率等。

於熱壓延之粗壓延步驟中，宜將於1050℃~1150℃之累積壓下率作成50%以上。若於1050℃~1150℃之累積壓下率低於50%，則組織會變得不均一，且σ HV變大而有擴孔性降低之情形。本發明中的累積壓下率是以最初道次前之入口板厚為基準，且為累積壓下量(壓延中的最初道次前之入口板厚與壓延中的最終道次後之出口板厚之差)相對於該基準之百分率。又，累積壓下率乃於粗壓延、精壓延中分別個別算出。即，於粗壓延之累積壓下率乃粗壓延中的最初道次前之入口板厚與粗壓延中的最終道次後之出口板厚之差之百分率，於精壓延之累積壓下率乃精壓延中的最初道次前之入口板厚與精壓延中的最終道次後之出口板厚之差之百分率。

<精壓延步驟>

於熱壓延之精壓延步驟中，於1050℃以下之累積壓下率宜作成20%~80%。若於1050℃以下之累積壓下率大於80%，則最終所製得之熱軋鋼板之組織異向性會顯著化。此時，σ HV變大，並有擴孔性降低之情形。一般推測這是起因於肥粒體晶粒之結晶方位之偏離助長了硬度差。另一方面，若於1050℃以下之累積壓下率低於20%，則沃斯田體粒徑粗大化，同時於沃斯田體之應變蓄積不足，因而抑制了精壓延後之肥粒體變態，最終所獲得的多角形肥粒體分率及多角形肥粒體之微硬度之標準偏差脫離所期望之範圍，擴孔性劣化之可能性提高。

[最終道次之壓下率：15%~35%]

最終道次之壓下率宜作成15%~35%。若最終道次之壓下率大於35%，則組織之異向性會顯著化，其結果，σ HV變大而有擴孔性降低之情形。故，將最終道次之壓下率作成35%以下。更為理想的是25%以下。另一方面，若最終道次之壓下率低於15%，則於沃斯田體之應變蓄積不足，並抑制了精壓延後之肥粒體變態，最終所獲得的多角形肥粒體分率及多角形肥粒體之微硬度之標準偏差脫離所期望之範圍，擴孔性劣化之可能性提高。

[最後溫度：930℃以上]

最後溫度(精壓延之最終道次後之鋼板溫度)宜作成930℃以上。若最後溫度低於930℃，則於最終所製得之熱軋鋼板中，組織之異向性容易顯著化，其結果，σ HV變大，擴孔性降低之可能性提高。另一方面，隨著最後溫度提高，沃斯田體粒徑粗大化，同時於沃斯田體之應變蓄積不足，因而抑制了精壓延後之肥粒體變態，最終所獲得的多角形肥粒體分率及多角形肥粒體之微硬度之標準偏差擴大，擴孔性劣化之可能性提高。故，宜將最後溫度之上限作成1000℃。

<冷卻步驟>

於上述精壓延後，對熱軋鋼板施行冷卻。

於精壓延最終道次溫度~720℃之溫度領域中，i)因於肥粒體中析出的含Ti碳化物之成長(粗大化)所造成的多角形肥粒體晶粒內之含Ti碳化物密度之變化，以及ii)存在於多角形肥粒體晶粒內之含Ti碳化物之長邊/短邊之縱橫比之變化會變大。故，將精壓延最終道次溫度~720℃之溫度區中的平均冷卻速度作成30℃/s在獲得所期望之性能上是有效的。

再者，於上述冷卻後，於830℃~720℃之溫度領域中，藉由低平均冷卻速度，將熱軋鋼板冷卻按照含Mn量來決定的所期望之時間，此在促進肥粒體變態及含Ti碳化物之析出，並將最終所獲得的多角形肥粒體分率及多角形肥粒體之微硬度之標準偏差作成所期望之範圍上是有效的。

然後，在進一步地進行冷卻後，捲繞熱軋鋼板。此時，若冷卻速度小於30℃/s或捲繞溫度大於650℃，則於冷卻中或捲繞後，熱軋鋼板中的含Ti碳化物會過度地粗大化，並有難以確保所期望之強度之情形。另一方面，在將捲繞溫度作成小於450℃時，由於捲繞溫度控制精度降低，因此較不理想。故，將捲繞溫度作成450~650℃之範圍，並藉由預定之平均冷卻速度以上冷卻至捲繞溫度是有效的。

即，於精壓延後之冷卻步驟中，較為理想的是精壓延後之熱軋鋼板乃i)一次冷卻藉由平均冷卻速度構成30℃/s以上之條件，於精壓延最終道次溫度~MT(720℃≦MT≦830℃)之溫度領域進行冷卻，然後，ii)二次冷卻乃藉由平均冷卻速度構成10℃/s以下之冷卻條件，於MT~Tx(720℃≦Tx<MT)之溫度領域進行藉由下述式1所規定的t秒鐘以上之冷卻，接著，iii)三次冷卻乃藉由平均冷卻速度構成30℃/s以上之冷卻條件，於二次冷卻結束溫度(Tx)至CT(450℃≦CT≦650℃)之溫度領域進行冷卻，並於450~650℃之溫度區捲繞。

[t(秒)=5．[Mn]²] 式1

在此，[Mn]乃依單位質量%計之Mn含量。

製造有關本實施形態之熱軋鋼板時，依需要更可具備以下步驟。

<鍍敷步驟>

於捲繞步驟後，亦可具備對前述熱軋鋼板施行熔融鍍鋅處理之熔融鍍鋅步驟。藉由施行熔融鍍鋅處理，於鋼板表面形成鍍敷層，且可提升鋼板之耐蝕性。又，於熔融鍍鋅處理後，亦可藉由施行合金化處理，於鋼板表面形成合金化熔融鍍鋅層。又，此時，為了抑制鋼板之強度降低，熔融鍍鋅浸漬前之退火中的最高加熱溫度宜作成800℃以下。其他熔融鍍鋅條件則可遵循常法。

<其他步驟>

於有關本實施形態之熱軋鋼板中，亦可遵循常法，於熱壓延步驟後進行酸洗。又，於酸洗前或酸洗後，為了平坦矯正或促進鏽皮剝離，亦可施行調質壓延。施行調質壓延時之伸長率並未特別規定，然而，宜作成0.1%以上、小於3.0%。

實施例

以下說明本發明之實施例。

[實施例1]

於實驗室中，將具有表1所示之化學組成之鋼鑄錠而鑄造扁胚，並以圖1所示之型樣進行加熱、熱壓延、冷卻、捲繞。此時，於各步驟中的條件乃如表2所示。於表2中，SRT、R1、R2、R3、FT、MT、t、CT分別表示下述。

SRT：扁胚加熱溫度

R1：於1050℃以上、1150℃以下之累積壓下率

R2：於1050℃以下之累積壓下率

R3：於最終道次之壓下率

FT：精壓延溫度

MT：一次冷卻停止溫度

t：二次冷卻時間

CT：捲繞溫度

將依此所製得之熱軋鋼板酸洗，表3中書寫成處理之欄位中標示有鍍敷之條件則於施行熔融鍍鋅後，自熱軋鋼板之壓延直角方向採集JIS5號抗拉試驗片。使用該試驗件，進行抗拉試驗，並測定降伏強度(YS)、抗拉強度(TS)、降伏比(YR)、總伸長(EL)。

又，根據日本鋼鐵聯盟規格之「JFS T 1001擴孔試驗方法」進行擴孔試驗，並測定擴孔率(λ)。

又，採集包含熱軋鋼板之壓延方向截面之試料，並藉由硝酸浸蝕液腐蝕該試料相當於壓延方向截面之面後，使用光學顯微鏡或掃描型電子顯微鏡，於板厚之1/4深度之位置拍攝藉由300μm×300μm之視野所獲得的組織相片，並進行組織識別。藉由計點法，自所獲得的組織相片中算出各組織之面積率。多角形肥粒體及變韌體、變韌肥粒體乃藉由粒界形狀及內部構造之有無來判斷，並將蝕刻變黑之組織辨識為雪明碳體及波來體。又，使用業經樂佩拉(LEPERA)腐蝕之試料，並對藉由光學顯微鏡而獲得的組織相片進行圖像解析，藉此，算出殘留沃斯田體與麻田散體之合計面積率。

又，自各熱軋鋼板採集薄膜試料，並使用穿透式電子顯微鏡(倍率：200,000倍)，觀察於肥粒體晶粒內析出的含有Ti、V、Nb之1種以上之碳化物，並求取個數密度與縱橫比為3以下之比例。

又，針對可獲得80面積%以上之多角形肥粒體之鋼，藉由前述方法測定微硬度之標準偏差。分別顯示作為一例，圖3A乃試號14之微硬度之測定結果，圖3B乃試號15之微硬度之測定結果。

表3及4顯示所獲得之結果。表3及4中，V α、VP θ、VMA、B,BF、σ HV乃表示下述。組織之空欄乃表示未觀察。

V α：肥粒體之面積率

VP θ：波來體及雪明碳體之合計面積率

VMA：麻田散體及沃斯田體之合計面積率

B,BF：變韌體及變韌肥粒體

σ HV：肥粒體微硬度之標準偏差

試號1~3、5~6、11、17~19、22、25~34乃化學組成及組織皆為本發明所規定之範圍內，因此，可獲得所期望之機械特性。另一方面，試號4、10、12~16、20~21、24、36乃σ HV大於本發明所規定之上限，其結果，無法獲得所期望之機械特性。試號7、8、18、36乃多角形肥粒體之面積率低於本發明所規定之下限，其結果，無法獲得所期望之機械特性。試號9乃麻田散體與沃斯田體之面積率之合計高於本發明所規定之上限，其結果，無法獲得所期望之機械特性。試號36、38乃波來體與雪明碳體之面積率之合計高於本發明所規定之上限，其結果，無法獲得所期望之機械特性。

又，於試號7、8、12、23、24、35、38中，碳化物個數密度少，又，於試號7、8、12、23、24、36中，縱橫比3以下之含Ti碳化物之比例變多，無法獲得所期望之機械特性。

試號37乃韌性低，且於試驗片加工時斷裂，因此，無法進行試驗。

[實施例2]

其次，於具有表1所示之化學組成之鋼中，針對A~C及G、H五鋼種，施行圖1所示之熱壓延及冷卻。然後，施行脫鏽皮處理，且未施行冷壓延而使用連續熱處理模擬器，施行模擬圖2所示之型樣之合金化熔融鍍鋅產線之熱處理。此時，於各步驟中的條件乃如表5所示。於表5中，RA、LTH、DIP、GA分別表示下述。

RA：最高加熱溫度

LTH：低溫保持溫度

DIP：Zn浴溫度

GA：合金化溫度

自依此所製得之熱軋鋼板中，自壓延直角方向採集JIS5號抗拉試驗片。使用該試驗件，進行抗拉試驗，並測定降伏強度(YS)、抗拉強度(TS)、降伏比(YR)、總伸長(EL)。又，根據日本鋼鐵聯盟規格之「JFS T 1001擴孔試驗方法」進行擴孔試驗，並測定擴孔率(λ)。

又，採集包含鋼板之壓延方向截面之試料，並藉由與實施例1相同之方法，算出各組織之面積率。

又，自各熱軋鋼板採集薄膜試料，並使用穿透式電子顯微鏡(倍率：200,000倍)，觀察於肥粒體晶粒內析出的含有Ti、V、Nb之1種以上之碳化物，並求取個數密度與縱橫比為3以下之比例。針對可獲得80面積%以上之多角形肥粒體之鋼，藉由前述方法測定微硬度之標準偏差。

表6顯示所獲得之結果。試號39~42、44~47乃化學組成及組織皆為本發明所規定之範圍內，且可獲得所期望之機械特性。另一方面，試號43乃σ HV大於本發明所規定之上限，其結果，無法獲得所期望之機械特性。試號48乃多角形肥粒體面積率低於本發明所規定之下限，其結果，無法獲得所期望之機械特性。

產業上之可利用性

若藉由本發明，則可廉價地製造具有高降伏比及優異擴孔性之高強度熱軋鋼板。又，有關本發明之鋼板即使是在常用於汽車用零件，特別是底盤零件等的伸緣成形中，亦具有優異之擴孔性。故，在產業上，特別是在汽車領域中，有助於車體之輕量化或確保碰撞安全性。

Claims

一種高強度熱軋鋼板，其特徵在於：化學組成依質量%計含有：C：0.010%~0.200%；Si：0.001%~2.50%；Mn：0.001%~1.50%；P：0.050%以下；S：0.010%以下；N：0.0070%以下；Al：0.001%~0.50%；Ti：0.050%~0.30%；V：0%~0.50%；Nb：0%~0.090%；Cr：0%~0.50%；Ni：0%~0.50%；Cu：0%~0.50%；Mo：0%~0.50%；B：0%~0.0050%；Ca：0%~0.01%；Mg：0%~0.01%；Bi：0%~0.01%；剩餘部分為Fe及雜質；又，組織依面積率計含有80%以上之多角形肥粒體；合計5%以下之麻田散體及沃斯田體；及合計5%以下之波來體及雪明碳體；剩餘部分為選自於變韌肥粒體及變韌體中之一種以上，又，將板厚方向上存在於距離中心面±100μm之範圍內的任意50個前述多角形肥粒體之微硬度之標準偏差設為σ HV時，前述σ HV為30以下，且，於前述多角形肥粒體之晶粒內存在有含Ti碳化物5×10⁷個/mm²以上，於前述含Ti碳化物中的50%以上乃長邊長度相對於短邊長度之比即縱橫比小於3，又，抗拉強度為540MPa以上。
如請求項1之高強度熱軋鋼板，其中前述化學組成依質量%計含有選自於V：0.010%~0.50%、Nb：0.001%~0.090%、Cr：0.001%~0.50%、Ni：0.001%~0.50%、Cu：0.001%~0.50%、Mo：0.001%~0.50%、B：0.0001%~0.0050%中之一種以上。
如請求項1或2之高強度熱軋鋼板，其中前述化學組成依質量%計含有選自於Ca：0.0001%~0.01%、Mg：0.0001%~0.01%、Bi：0.0001%~0.01%中之一種以上。
如請求項1或2之高強度熱軋鋼板，其於表面具有熔融鍍鋅層。
如請求項3之高強度熱軋鋼板，其於表面具有熔融鍍鋅層。