TWI564405B - 高強度熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

Description

高強度熱軋鋼板及其製造方法 發明領域

本發明係有關於一種高強度熱軋鋼板及其製造方法，尤其係關於一種拉伸及擴孔性優異且抗拉強度980MPa以上之高強度熱軋鋼板及其製造方法。

發明背景

近年，在提升汽車燃油效率及提升衝撞安全性之目的下，盛行致力於藉由適用高強度鋼板使車體輕量化。然而，鋼板一旦高強度化，一般來說，成形性(加工性)等材料特性就會劣化。所以，開發高強度鋼板時，不使材料特性劣化又可意圖高強度化儼然成為一重要課題。尤其，在適用於汽車零件之高強度鋼板中，確保壓製成形性相當重要。在此，以軟質肥粒鐵相及硬質麻田散鐵相之複合組織構成的Dual Phase鋼板(以下稱DP鋼)周知具有優異的均勻拉伸。不過，DP鋼會從硬度明顯不同的肥粒鐵相及麻田散鐵相之界面產生孔隙而發生破裂，所以有擴孔性差的問 題。因此，DP鋼不適合用在底盤零件等要求高擴孔性的用途上。

針對此，在專利文獻1中提議一種熱軋鋼板，其係將麻田散鐵之組織分率控制在就DP鋼而言屬較低分率的3%以上且低於10%，添加Ti及Nb作為其替代物，並且在熱軋之ROT(Run Out Table：輸送機台)冷卻過程設置空冷帶，使肥粒鐵之Ti及/或Nb的碳化物析出而藉由析出強化提升強度，且拉伸及擴孔性均衡優異。

然而，在專利文獻1記載之發明中藉由減少麻田散鐵分率確實有改善擴孔性，。所以，為了獲得抗拉強度980MPa以上之強度就必須進一步提高肥粒鐵的硬度，而一旦使肥粒鐵之硬度上升，便有拉伸降低的問題。

專利文獻2中提出一種令變韌肥粒鐵之面積率為90%以上而改善拉伸及擴孔性之抗拉強度980MPa以上的高強度熱軋鋼板。又，專利文獻3中提出一種令變韌鐵之面積率為90%以上並控制分散於組織中之雪明碳鐵的含量及平均粒徑而改善擴孔性的熱軋鋼板。

然而，在專利文獻2及3所記載之發明中，變韌肥粒鐵為近似主體單相的組織構成，無法獲得充分的拉伸。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本國特開2011-184788號公報

專利文獻2：日本國特開2008-255484號公報

專利文獻3：日本國特開2014-205890號公報

發明概要

近年，在汽車進一步輕量化之要求不斷攀升且零件形狀複雜化等的情勢下，眾所需求的是一種具有更高擴孔性及拉伸的高強度熱軋鋼板。

本發明係有鑑於上述課題所所完成者，本發明之課題在於提供一種拉伸及擴孔性優異的高強度熱軋鋼板。

以往，為了改善DP鋼之材質，係施行各種對策以抑制生成於麻田散鐵及肥粒鐵之界面的孔隙產生。本發明人等則聚焦在使拉伸及擴孔性劣化的主因實為加工過程中發生的麻田散鐵之破裂並進行了精闢研討。於是，藉由使原本為硬質之麻田散鐵軟質化的反向思考發現到得以改善DP鋼的特性。具體上係發現在熱輥軋的冷卻過程藉由控管控制肥粒鐵變態速度之沃斯田鐵的加工度及控制肥粒鐵變態之輸送機台(ROT)的空冷以控制肥粒鐵之分率，可抑制C至沃斯田鐵的濃縮度而大幅提升麻田散鐵的延性。也確認藉由提升麻田散鐵之延性可抑制會在加工期間發生的孔隙產生。

本發明係根據上述見解所進行，本發明之主旨如下。

(1)本發明之一態樣的高強度熱軋鋼板係以質量%計C：0.02%以上且0.30%以下、Si：0.20%以上且2.0%以下、 Mn：0.5%以上且3.0%以下、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：0.10%以上且1.0%以下、N：0.010%以下、Ti：0.06%以上且0.20%以下、Nb：0%以上且0.10%以下、Ca：0%以上且0.0060%以下、Mo：0%以上且0.50%以下及Cr：0%以上且1.0%以下，且剩餘部分：Fe及雜質；組織以面積率計含有20%以上且60%以下之麻田散鐵及40%以上之肥粒鐵，且前述麻田散鐵與前述肥粒鐵之合計面積率為90%以上，前述麻田散鐵之平均粒徑為5.0μm以上且50μm以下，前述麻田散鐵之硬度及前述肥粒鐵之硬度之比為0.6以上且1.6以下，而且抗拉強度為980MPa以上。

(2)在如上述(1)記載之高強度熱軋鋼板中，以質量%計可含有下述成分中之1種以上；Nb：0.01%以上且0.10%以下、Ca：0.0005%以上且0.0060%以下、Mo：0.02%以上且0.50%以下、Cr：0.02%以上且1.0%以下。

根據本發明之上述態樣，可提供一種適合需要大型加工之壓製零件且拉伸及擴孔性優異的高強度熱軋鋼板。依據此高強度鋼板，可達成汽車等車體輕量化、零件的一體成型化及加工步驟縮短，進而可期許提升燃油效率、減低製造成本，所以本發明的工業價值很高。

用以實施發明之形態

以下針對本發明一實施形態之高強度熱軋鋼板(有時會稱為本實施形態之熱軋鋼板)加以說明。本實施形態之熱軋鋼板係藉由控制在精整熱軋後之冷卻期間生成的肥粒鐵之變態速度及分率來控制C至對沃斯田鐵的濃縮度而提升麻田散鐵之延性。所以，本實施形態之熱軋鋼板具有優異的拉伸及擴孔性。具體上，本實施形態之熱軋鋼板具有預定的化學組成，且組織以面積率計含有20%以上且60%以下之麻田散鐵及40%以上之肥粒鐵，前述麻田散鐵與前述肥粒鐵之合計面積率為90%以上，前述麻田散鐵之平均粒徑為5.0μm以上且50μm以下，前述麻田散鐵之硬度與前述肥粒鐵之硬度之比為0.6以上且1.6以下，而且抗拉強度為980MPa以上。

以下就本發明之各構成要件詳細說明。首先闡述本實施形態之熱軋鋼板的化學組成(化學成分)之限定理由。關於成分含量的符號%表示質量%。

<C：0.02%以上且0.30%以下>

C係用以提升鋼板強度的重要元素。為了獲得目標強度，必須令C含量為0.02%以上。理想為0.04%以上。然而，C含量一旦超過0.30%，鋼板之韌性便會劣化。所以令C含量為0.30%以下。理想為0.20%以下。

<Si：0.20%以上且2.0%以下>

Si係具有抑制肥粒鐵變態中之碳化物生成以提升鋼板延性之效果的元素。為了獲得該效果，令Si含量為0.20%以上。理想為0.50%以上。另一方面，Si含量一旦超過2.0%， 鋼板之韌性便會劣化。所以，令Si含量為2.0%以下。理想為1.5%以下。

<Mn：0.5%以上且3.0%以下>

Mn係可有效藉由淬火性之提升及固溶強化提升鋼板強度的元素。為了獲得該效果，令Mn含量為0.5%以上。理想為1.0%以上。另一方面，Mn含量一旦超過3.0%，便會生成對韌性之等向性有害的MnS。所以令Mn含量為3.0%以下。理想為2.0%以下。

<P：0.10%以下>

P為雜質且P含量愈低愈佳。然而，P含量一旦超過0.10%，加工性及熔接性的降低會很明顯且疲勞特性也會降低。所以將P含量限制在0.10%以下。理想為0.05%以下。

<S：0.010%以下>

S為雜質，S含量愈低愈佳。然而，S含量一旦超過0.010%，對韌性之等向性有害的MnS等夾雜物生成會變很明顯。所以將S含量限制在0.010%以下。尤其當有嚴苛的低溫韌性之需求時，令S含量在0.006%以下為佳。

<Al：0.10%以上且1.0%以下>

Al係用以控制肥粒鐵變態的重要元素。為了獲得該效果，令Al含量為0.10%以上。理想為0.20%以上。然而，Al含量一旦超過1.0%，會生成析出呈簇狀的氧化鋁，使韌性劣化。所以令Al含量為1.0%以下。理想為0.8%以下。

<N：0.010%以下>

N為雜質。N含量一旦超過0.010%，便會在高溫下形成 粗大的Ti氮化物，讓鋼板之韌性劣化。因此，令N含量為0.010%以下。理想為0.006%以下。

<Ti：0.06%以上且0.20%以下>

Ti係使肥粒鐵析出強化的元素，同時也係用以控制肥粒鐵變態以獲取目標肥粒鐵分率的重要元素。為了藉由析出強化及肥粒鐵變態控制獲得優異的拉伸及擴孔性，令Ti含量為0.06%以上。理想為0.08%以上。另一方面，Ti含量一旦超過0.20%，便會生成源自TiN的夾雜物，讓鋼板之擴孔性劣化。所以，令Ti含量為0.20%以下。理想為0.16%以下。

本實施形態之熱軋鋼板基本上含有上述化學成分且剩餘部分由Fe及雜質所構成。然而，雖非滿足要求特性的必須成分，但為了降低製造參差或讓強度更為提升，亦可在下述範圍內含有Nb、Ca、Mo、Cr。惟，Nb、Ca、Mo、Cr都不是滿足要求特性的必須成分，所以其含量下限為0%。在此，雜質係表示於工業製造鋼材時，由礦石、廢料等原料或其他原因混入的成分。Nb、Ca、Mo、Cr之含量只要低於下述顯示的含量下限，便可視作雜質，且不會損害本實施形態之熱軋鋼板的效果。

<Nb：0.01%以上且0.10%以下>

Nb係具有藉由熱軋鋼板之結晶粒徑的微細化及NbC之析出強化來提高鋼板強度之效果的元素。要獲得該效果，宜令Nb含量為0.01%以上。另一方面，Nb含量超過0.10%時其效果會達飽和。所以，含有時應令Nb含量之上限為0.10%。較理想的上限為0.06%以下。

<Ca：0.0005%以上且0.0060%以下>

Ca係具有在熔鋼脫氧時使微細的氧化物多數分散以使鋼板組織微細化之效果的元素。又，Ca亦係將鋼中之S固定成球形的CaS以抑制MnS等延伸夾雜物之生成而提升擴孔性的元素。要獲得該等效果，宜令Ca含量為0.0005%以上。另一方面，Ca含量就算超過0.0060%，其效果也已達飽和。所以，含有時應令Ca含量之上限為0.0060%。較理想的上限為0.0040%。

<Mo：0.02%以上且0.50%以下>

Mo係有效讓肥粒鐵之析出強化的元素。要獲得該效果，宜令Mo含量為0.02%以上。較理想為0.10%以上。另一方面，Mo含量一旦過多，鋼胚之破裂敏感性便會升高讓鋼胚變得不易處置。所以，含有時應令Mo含量之上限為0.50%。較理想的上限為0.30%。

<Cr：0.02%以上且1.0%以下>

Cr係有效使鋼板強度提升的元素。要獲得該效果時，宜令Cr含量為0.02%以上。較理想為0.1%以上。另一方面，Cr含量一旦過多，延性便會降低。所以，含有時應令Cr含量之上限為1.0%。較理想的上限為0.8%。

接下來說明本實施形態的熱軋鋼板組織。

本實施形態之熱軋鋼板具有主要由麻田散鐵及肥粒鐵二相構成之組織。主要由二相構成係表示麻田散鐵與肥粒鐵之合計面積率為90%以上。有關剩餘部分亦可含有變韌鐵或波來鐵等組織。剩餘部分組織可為0%。即，麻田散鐵 與肥粒鐵之合計面積率可為100%。

在軟質且拉伸優異的肥粒鐵中具有麻田散鐵等硬質組織散佈之複合組織的鋼板(複合組織鋼板)為高強度的同時又可實現高度拉伸。然而，此種複合組織鋼板在硬質組織的附近會集中高應變且龜裂傳播速度變快，所以有擴孔性降低的缺點。以往在降低龜裂傳播速度的目的下，多半係針對控制肥粒鐵及麻田散鐵之相分率或麻田散鐵之尺寸進行研討。不過，本實施形態之熱軋鋼板不同於習知研究，係藉由使麻田散鐵軟質化而提升麻田散鐵之局部延性，進而極力抑制麻田散鐵可能造成的擴孔性劣化，同時藉由增加麻田散鐵分率而獲得980MPa的高強度。

<以面積率計含有20%以上且60%以下之麻田散鐵及40%以上之肥粒鐵，且麻田散鐵與肥粒鐵之合計面積率為90%以上>

在麻田散鐵與肥粒鐵之合計面積率為90%以上且主要由二相構成之組織中，肥粒鐵之面積率(組織分率)低於40%時會無法確保藉肥粒鐵粒所得的應變緩和及加工性，進而降低拉伸及擴孔性的均衡。所以令肥粒鐵之面積率為40%以上。另一方面，肥粒鐵之面積率一旦超過80%，便無法確保期望的麻田散鐵面積率。

又，麻田散鐵相之面積率若低於20%，擴孔加工時的應變會集中到麻田散鐵粒，而變得容易形成孔隙、降低擴孔性。另外，麻田散鐵之面積率一旦超過60%，就卻變成延性貧乏的麻田散鐵相主體，進而降低拉伸。因此，令麻田 散鐵之面積率為20%以上且60%以下。理想為30%以上且50%以下。

上述組織可藉由從熱軋鋼板切出試料後以蝕刻使組織顯現，再從其組織照片進行鑑定。各組織之測定方法只要是精度優異的測定方法即可，例如各相之判定、面積率及平均粒徑之測定可以下述方式實施。即，對鋼板施行Le Pera蝕刻或硝太蝕劑蝕刻，以光學顯微鏡或SEM觀察熱軋方向截面之1/4深度位置的組織來判定各相。還有使用影像解析裝置等來測定各相之面積率及平均粒徑即可。

<麻田散鐵之平均粒徑為5.0μm以上且50μm以下>

在本實施形態之熱軋鋼板中，必須在滿足上述組織分率之前提下，進一步滿足麻田散鐵之平均粒徑及麻田散鐵與肥粒鐵之硬度比(麻田散鐵之硬度/肥粒鐵之硬度)。

為了獲得優異的擴孔性，麻田散鐵之平均粒徑必須在5.0μm以上且在50μm以下。麻田散鐵之平均粒徑小於5.0μm時，擴孔性會劣化。另外，麻田散鐵之平均粒徑超過50μm時，拉伸會劣化。因此，為了兼具拉伸及擴孔性，令麻田散鐵之平均粒徑為5.0μm以上且50μm以下。理想為20μm以下。

又，如欲獲得更優異的拉伸及擴孔性，以麻田散鐵之平均粒徑在上述範圍內且粒徑為10~30μm的麻田散鐵以個數百分比計有40%~55%為佳。

<麻田散鐵之硬度及肥粒鐵之硬度之比為0.6以 上且1.6以下>

麻田散鐵與肥粒鐵之硬度比必須在0.6以上且在1.6以下。肥粒鐵之硬度硬而使硬度比小於0.6時，會使肥粒鐵之延性劣化造成鋼板的拉伸劣化。另外，麻田散鐵之硬度高而使硬度比超過1.6時，麻田散鐵之塑性變形能會降低而減低局部延性，使鋼板之擴孔性劣化。因此，為了兼具拉伸及擴孔性，令麻田散鐵與肥粒鐵之硬度比為0.6以上且1.6以下。理想的硬度比範圍為0.8以上且1.2以下，較理想為0.8以上且1.0以下。

針對硬度比，可在熱軋方向截面之1/4深度位置藉由維氏硬度測定分別檢測肥粒鐵及麻田散鐵之硬度而求得。惟，在維氏硬度之測定中，很難求出小於壓痕尺寸的組織硬度。所以，在粒徑小無法進行維氏硬度試驗時，可使用奈米壓痕或微小硬度試驗來進行測定。屆時，將使用換算成維氏硬度之值。在該換算中，必須使用具有類似硬度的標準試料等以良好精度求出換算值。又，為了提高測定精度，必須在麻田散鐵、肥粒鐵之各組織上分別就100處以上測定硬度並算出其平均。

<抗拉強度為980MPa以上>

本實施形態之熱軋鋼板係預設應用在提升汽車等之衝撞安全性或車體輕量化，而將抗拉強度設定在980MPa以上。為了活用肥粒鐵優異的延性，抗拉強度之上限在1450MPa以下為佳。

本實施形態之熱軋鋼板不論利用何種製造方法 都可藉由具有上述化學組成、組織獲得其效果。然而，依據以下顯示之製造方法，較可穩定獲得本實施形態之熱軋鋼板，故為理想。

具體上，本實施形態之熱軋鋼板的製造方法含有以下(a)~(f)之步驟為佳。

(a)加熱步驟，係將具有上述化學組成之鋼胚加熱到1200℃以上且低於1350℃。

(b)輥軋步驟，係將加熱步驟後的鋼胚使用具有數台軋台的輥軋機進行輥軋，其中，在最終軋台及其前段的輥軋係在Ar3點以上且960℃以下之溫度範圍內進行，並且以最終軋台及其前段軋台之合計相對於連續精整輥軋軋台的各軋台之軋縮率總和之比為0.12以上且0.30以下、以及最終軋台與其前段之軋縮率之比為0.5以上且低於1.0的方式進行輥軋而獲得鋼板。

(c)一次冷卻步驟，係在輥軋結束後1.5秒以內開始冷卻，並且在40℃/秒以上之冷卻速度下冷卻至600℃以上且750℃以下。

(d)中間空冷步驟，係在一次冷卻步驟後在10℃/s以下之冷卻速度下空冷2秒以上且10秒以下。

(e)二次冷卻步驟，係在中間空冷步驟後在60℃/秒以上之冷卻速度下冷卻至300℃以下。

(f)卷取步驟，係在二次冷卻步驟後進行卷取。

以下就各步驟加以說明。

在本實施形態中，冷卻速度係從冷卻開始到冷卻停止 的平均冷卻速度。又，Ar3點(℃)係在冷卻期間沃斯田鐵開始變態的溫度，可以適當方式求得，簡易來說可依據各元素之含量以下述式求算。

Ar3=901-325×C+33×Si-92×Mn+287×P+40×Al

<加熱步驟>

在熱軋(熱輥軋)前對鋼胚進行加熱。將藉由連續鑄造等製得且具有與本實施形態之熱軋鋼板相同化學組成的鋼胚加熱時，加熱溫度若低於1200℃，鋼胚之均質化及/或鋼胚中所含Ti碳化物的溶解會不夠充分。此時，就結果論，製得的鋼板強度或加工性便會降低。另外，加熱溫度一旦在1350℃以上，初始的沃斯田鐵粒徑就會變大而在最終製得的鋼板中讓組織變混粒狀態。而且也會牽連到製造成本上升或生產性降低。所以，加熱溫度以1200℃以上且低於1350℃為宜。

<輥軋步驟>

在輥軋步驟中，在使用具有數台軋台的輥軋機將鋼板連續輥軋的串聯式輥軋控制最終軋台及其前段(最終軋台的前一個軋台)的輥軋溫度以及軋縮率相當重要。在最終軋台及其前段之輥軋中，藉由控制輥軋溫度、軋縮率可使沃斯田鐵之差排密度最佳化。沃斯田鐵之差排密度會在後續的步驟中大幅影響肥粒鐵變態速度及C濃化到沃斯田鐵的速度。

具體上，最終軋台及其前段之輥軋必須在沃斯田鐵單相之溫度區中進行。所以係在Ar3點以上進行最終軋台及其 前段之輥軋。又，為了抑制藉輥軋所累積的差排恢復，應在960℃以下進行最終軋台及其前段之輥軋。超過960℃時，會促進沃斯田鐵之恢復與再結晶而無法累積差排。

還有，令最終軋台及其前段軋台之軋縮率合計相對於連續精整輥軋軋台的各軋台之軋縮率總和之比(後段軋縮比)為0.12以上且0.30以下。上述軋縮率之比低於0.12時，會在精整輥軋之前段促進再結晶而無法將應變累積到後段。此時，在下一步驟的冷卻過程中肥粒鐵變態就會延遲。另外，當軋縮率之比超過0.30時，前段的軋縮率會不足而引起組織粗大化。又理想為0.20以上且0.25以下。在此，軋縮率總和、軋縮率合計係表示各軋縮率之和，例如進行2次20%之輥軋時，為20+20=40%。

又，最終軋台之軋縮率與其前段之軋縮率之比(最終軋台之軋縮率/前段軋縮率)係設為0.5以上且小於1.0。最終軋台與其前段之軋縮率之比(最終軋台之軋縮率/前段軋縮率)低於0.5時，應變會不足，而在下一步驟的冷卻過程中使肥粒鐵變態延遲。此時，便無法獲得目標面積率的肥粒鐵及麻田散鐵。而且會形成粗大的麻田散鐵，且麻田散鐵之平均粒徑超過50μm。另一方面，最終軋台與其前段之軋縮率之比若在1.0以上，肥粒鐵變態會變得太快而無法獲得目標面積率的肥粒鐵及麻田散鐵。此外，由於C之擴散速度上升而促進C濃化到沃斯田鐵中，形成平均粒徑小於5.0μm的硬質麻田散鐵。

在本實施形態中，最終軋台之軋縮率係指對鋼板實施 軋縮率為5%以上之軋縮的軋台中，位於最後段之軋台的軋縮率。即，不包含例如像軋輥與鋼板單單只是彼此接觸等軋縮率不及5%以上的輥軋狀態。為了讓差排充分累積到沃斯田鐵，最終軋台的軋縮率在20%以上且在45%以下為佳。

<一次冷卻步驟>

<中間空冷步驟>

輥軋結束後，為了有效活用藉由輥軋所累積的差排，必須在1.5秒以內開始一次冷卻。輥軋後(在最終軋台的軋縮後)到冷卻開始的時間若超過1.5秒，沃斯田鐵中之差排會恢復而藉由再結晶而減少。此時還無法獲得目的組織。

在一次冷卻中，係在冷卻速度40℃/s以上冷卻至600℃以上且750℃以下。又，一次冷卻完畢後在2秒以上且10秒以下期間進行平均冷卻速度為10℃/s以下之空冷(中間空冷)。中間空冷可為所謂的自然放冷。於中間空冷時，肥粒鐵會生成並藉由C之擴散引起C濃化到未變態之沃斯田鐵。藉由肥粒鐵生成可提升延性，濃化到沃斯田鐵之C則有助於其後藉冷卻而生成之麻田散鐵的強度。一次冷卻之冷卻速度低於40℃/s時，即使在冷卻期間也會引起肥粒鐵變態而在高溫下使C擴散到沃斯田鐵的速度變快。其結果會形成硬質的麻田散鐵，且擴孔性劣化。一次冷卻停止溫度(中間空冷開始溫度)一旦超過750℃，肥粒鐵面積率就會不夠充分。中間空冷開始溫度低於600℃且一次冷卻之冷卻速度超過40℃/秒或中間空冷時間低於2秒時，將無法獲得預定的肥粒鐵分率，且麻田散鐵分率也會變高。中間空冷時間一 旦超過10秒，C就會過度擴散到沃斯田鐵，使擴孔性劣化。為了確保目的組織分率並同時將沃斯田鐵之C濃化控制在適度的範圍內，宜將空冷時間設在8秒以下。

雖然無須限定一次冷卻之冷卻速度的上限，但若考慮設備限制等或是為了使板厚方向之組織分布均勻，冷卻速度在200℃/s以下為佳。

<二次冷卻步驟>

<卷取步驟>

為了使在一次冷卻步驟及中間空冷步驟中C濃化成的沃斯田鐵變態成麻田散鐵，於中間空冷後在60℃/s以上之冷卻速度下冷卻至300℃以下(二次冷卻)後予以卷取。二次冷卻停止溫度(卷取溫度)若超過300℃，在卷取期間就會生成變韌鐵或波來鐵而降低熱軋鋼板之拉伸。又，二次冷卻之冷卻速度低於60℃/s時，在冷卻期間會生成變韌鐵或波來鐵相，而無法獲得主要由肥粒鐵及麻田散鐵所構成的複合組織。

無須限定二次冷卻之冷卻速度的上限，如若考慮設備限制等或是板厚方向之組織分布均勻，冷卻速度在200℃/s以下為佳。

實施例

以下將就本發明之高強度熱軋鋼板列舉實施例具體說明。惟，實施例之條件僅為用以確認本發明之可實施性及效果所採用的一條件例，且本發明不受下述實施例限定。在不脫離本發明主旨且可達成本發明目的之前提 下，可在適合本發明意趣之範圍內適當施以變更實施。因此，本發明可採用各種條件且該等均含在本發明之技術特徵內。

以轉爐熔製具有表1中所示化學組成之鋼並以連續鑄造製成厚230mm的鋼胚。然後在1200℃~1250℃之溫度下將鋼胚加熱進行粗軋後，在表2所示條件下進行精整輥軋、一次冷卻、中間空冷、二次冷卻、卷取，而製造出熱軋鋼板。中間空冷之冷速為3~8℃/s。

於表2顯示所用的鋼種及精整輥軋條件、鋼板板厚。表2中，「後段軋縮比」係最終軋台及其前段軋台之合計軋縮率相對於連續精整輥軋軋台的各軋台之軋縮率總和之比，「F5軋縮率」係最終軋台之前段軋台的軋縮率，「FT5」係最終軋台之前段軋台的輥軋溫度，「F6軋縮率」係最終軋台的軋縮率，「FT6」為最終軋台的輥軋溫度，「軋縮比」係最終軋台之軋縮率相對於其前段之軋縮率之比，「冷卻開始」係從精整輥軋結束後到一次冷卻開始前的時間，「一次冷卻」係精整輥軋結束後到中間空冷開始溫度的平均冷卻速度，「空冷溫度」係停止一次冷卻後並開始中間空冷的溫度，「空冷時間」係中間空冷時間，「二次冷卻」係中間空冷後到卷取前的二次冷卻之平均冷卻速度，「卷取溫度」係二次冷卻結束後的卷取溫度。

針對以上述方法製得之鋼板，在鋼板板厚1/4之位置上隨機挑選視野並使用光學顯微鏡在最少5視野下調查肥粒鐵、麻田散鐵之組織分率、麻田散鐵與肥粒鐵之硬度比。

關於鋼板之肥粒鐵及麻田散鐵的組織分率及粒徑，係於硝太蝕劑腐蝕後使用光學顯微鏡在500μm×500μm之視野下隨機拍攝5視野並使用影像解析求出5視野的平均面積率及平均粒徑。

麻田散鐵及肥粒鐵之硬度係在各組織中進行微小維氏硬度試驗，並在麻田散鐵、肥粒鐵之各組織分別就100處以上測定維氏硬度(Hv)且算出其平均。

針對鋼板之抗拉試驗係沿鋼板之輥軋寬度方向(C方向)採取JIS5號試驗片，並依據JISZ2241評估降伏強度：YP(MPa)、抗拉強度：TS(MPa)、拉伸：EL(%)。

針對擴孔率λ(%)係藉由JISZ2256中規定之方法進行評估。

於表3顯示製得之組織及材質的評估結果。表3中，「各組織之面積率」為肥粒鐵、麻田散鐵及其他組織之各面積率，「M徑長」為麻田散鐵之平均粒徑，「硬度比」係以(麻田散鐵之硬度/肥粒鐵之硬度)所得之硬度比。

如表3所示，本發明例係抗拉強度在980MPa以上、肥粒鐵之組織分率40%以上且麻田散鐵之組織分率為20%以上且60%以下，麻田散鐵與肥粒鐵之硬度比為0.6以上且1.6以下。還有，其結果在本發明例中，拉伸為10%以上且擴孔性為50%以上，拉伸及擴孔性的均衡優異。

相對於此，在試驗編號2未獲得目的之組織分率(各組織之面積率)。該原因認為是因為F5與F6之軋縮率之比(F6/F5)小而使肥粒鐵變態延遲所致。而且在試驗編號2中，沃斯田鐵粒徑粗大化，麻田散鐵粒之平均粒徑變大且同時麻田散鐵軟質化，硬度比變小。於是拉伸即為劣等。

試驗編號5未獲得目的之組織分率，且拉伸及擴孔性均為劣等。此認為是因為後段軋縮比低且精整輥軋溫度高，肥粒鐵變態延遲所致。

試驗編號8未獲得目的之組織分率，且拉伸及擴孔性均為劣等。此認為是因為空冷溫度高而使空冷中肥粒鐵變態延遲所致。

試驗編號12係麻田散鐵粒之平均粒徑粗大化而且硬度比低於0.6，拉伸及擴孔性均為劣等。此認為是因為輥軋後之冷卻開始時間很長而使沃斯田鐵粒徑粗大化所致。

試驗編號16係硬度比超過1.6且擴孔性劣等。此認為是因為一次冷卻遲緩使C濃化到沃斯田鐵過於進展而讓麻田散鐵硬質化所致。

試驗編號17係硬度比超過1.6且擴孔性劣等。此認為是因為F5與F6之軋縮率比在1.0以上，使肥粒鐵變態過度進展 而促進C濃化使麻田散鐵過度硬質化所致。

試驗編號20係麻田散鐵之面積率低且拉伸劣等。此認為是因為空冷時間長到15秒而在空冷中促使變韌鐵變態進展所致。

試驗編號22係肥粒鐵之面積率低且拉伸劣等。此認為是因為空冷溫度低，肥粒鐵變態無法充分進展所致。

試驗編號24未獲得目標組織且拉伸及擴孔性均為劣等。此認為是因為卷取溫度太高所致。

試驗編號27係形成粗大的麻田散鐵而且組織之硬度比低，拉伸劣等。此認為是因為後段之軋縮比高且前段之軋縮不夠充分而使沃斯田鐵組織粗大化所致。

試驗編號31未獲得目標組織且拉伸及擴孔性均為劣等。此認為是因為空冷時間太短所致。

試驗編號33係因為Al含量不夠充分而未獲得目標之肥粒鐵之面積率，且拉伸劣等。

試驗編號34係因為Ti含量不夠充分而使可藉Ti取得的析出強化量不足，無法在抗拉強度獲得980MPa。如。

產業上之可利用性

依據本發明可提供一種適合需要高度加工之壓製零件且拉伸及擴孔性優異的高強度熱軋鋼板。依據該高強度鋼板，可做到汽車等車體輕量化、零件之一體成型化、及縮短加工步驟，進而可期許提升燃油效率及減低製造成本。所以，本發明的工業價值很高。

Claims (2)

1. 一種高強度熱軋鋼板，其特徵在於：以質量%計C：0.02%以上且0.30%以下、Si：0.20%以上且2.0%以下、Mn：0.5%以上且3.0%以下、P：0.10%以下、S：0.010%以下、Al：0.10%以上且1.0%以下、N：0.010%以下、Ti：0.06%以上且0.20%以下、Nb：0%以上且0.10%以下、Ca：0%以上且0.0060%以下、Mo：0%以上且0.50%以下、及Cr：0%以上且1.0%以下，且剩餘部分：Fe及雜質；組織以面積率計含有20%以上且60%以下之麻田散鐵及40%以上之肥粒鐵，而且前述麻田散鐵與前述肥粒鐵之合計面積率為90%以上，前述麻田散鐵之平均粒徑為5.0μm以上且50μm以下，前述麻田散鐵之硬度與前述肥粒鐵之硬度之比為0.6以上且1.6以下，而且抗拉強度為980MPa以上。
2. 如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計含有下述成分中之1種以上；Nb：0.01%以上且0.10%以下、Ca：0.0005%以上且0.0060%以下、Mo：0.02%以上且0.50%以下、Cr：0.02%以上且1.0%以下。