TWI679285B - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

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Nobusato Kojima
神澤佑樹
Yuuki Kanzawa
神谷公平
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Abstract

本發明一態樣之熱軋鋼板具有預定化學組成，從表面起算在板厚1/4深度位置中，肥粒鐵面積率為10~55%，變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率為45~90%，前述肥粒鐵、前述變韌鐵及前述麻田散鐵之合計面積率為90%以上，且平均結晶粒徑為12.0μm以下；於板厚中心部測得之集合組織中，{100}＜011＞、{211}＜011＞、{311}＜011＞、{110}＜011＞及{332}＜113＞方位群之最大極密度為8.0以下，且{211}＜011＞與{332}＜113＞之極密度的合計為10.0以下；並且，拉伸強度為950MPa以上。

Description

熱軋鋼板及其製造方法
本發明係關於一種熱軋鋼板及其製造方法。更詳細而言，本發明係關於一種加工性優異之熱軋鋼板及其製造方法，且該熱軋鋼板適合作為用於汽車用、家電用、機械結構用、建築用等用途之胚材。 本案是依據已於2017年7月7日於日本提申之日本特願2017-133889號主張優先權，並於此援引其內容。
發明背景 對於被供於作為以汽車為首之運輸用機械或各種產業機械之結構構件等的胚材之鋼板，會要求強度、延伸性或延伸凸緣性等加工性、低溫韌性或者是該等特性之均勻性等多樣特性。
尤其，用於汽車之內板構件、結構構件、底盤構件等零件的鋼板，視其用途而會要求有延伸凸緣性、衝緣加工性、延展性、疲勞耐久性、耐衝撞性及耐蝕性等。並且，用於如上所述之構件的鋼板會要求以高層次且均衡地發揮該等材料特性與高強度。又，用於如上所述之構件的鋼板必須具有以下特性：在成形並作為構件之零件而被安裝於汽車後，即使承受衝撞等的衝擊也不易被破壞。尤其，在使用溫度低的寒冷地區中構件變得容易脆化，故為了確保耐衝撞性，而有使鋼板的低溫韌性亦提升之必要性。所謂低溫韌性是指以vTrs(沙丕破裂面轉變溫度)等規定之特性。對於用於上述構件之零件的薄鋼板，不僅要求優異加工性，低溫韌性也作為非常重要的特性而受到要求。
作為可獲得優異延展性的鋼板，已知有以軟質的肥粒鐵相與硬質的麻田散鐵相之複合組織構成的Dual Phase鋼板(以下稱為DP鋼)。DP鋼之延展性優異，但另一方面，其會從硬度明顯不同的肥粒鐵相與麻田散鐵相之界面產生孔隙而發生破裂，而有擴孔性差之情形。
專利文獻1中提案有一種拉伸強度980MPa以上之高強度熱軋鋼板，其係以面積率計設變韌肥粒鐵為90%以上、設麻田散鐵為5%以下並設變韌鐵為5%以下，藉此而改善了延伸性與擴孔性(延伸凸緣性)。然而，專利文獻1所記載之發明係以變韌肥粒鐵為主體，故會有無法獲得充分的延伸性的情形。
專利文獻2提案有一種拉伸強度980MPa以上之熱軋鋼板，其係設為以下母相組織：除了令變韌鐵以面積率計在90%以上之外，令剩餘部分為選自於麻田散鐵、沃斯田鐵、肥粒鐵中之1種或2種以上，並且控制分散於組織中之雪明碳鐵含量與平均粒徑，藉此而改善了擴孔性(延伸凸緣性)。然而，專利文獻2所記載之發明係在變態沸騰區域即330~470℃下進行捲取，故會有因板面內的溫度不一致而導致產生特性之不一致的情形。
專利文獻3中提案有一種疲勞特性優異之熱軋鋼板，其肥粒鐵分率為50~95%、由麻田散鐵與殘留沃斯田鐵所構成的硬質第二相之分率為5~50%，且令碳化物形成元素之含量的相互關係、或碳化物形成元素與C含量之關係在預定範圍內，此外還規定了析出物的平均粒徑、析出物之分率。然而，專利文獻3所記載之發明係以軟質的肥粒鐵為主體，且利用微細碳化物之析出強化來確保強度，故會有無法獲得充分的低溫韌性的情形。
專利文獻4中提案有一種拉伸強度在980MPa以上之高強度熱軋鋼板，其麻田散鐵為20~60%、肥粒鐵為40%以上、前述麻田散鐵與前述肥粒鐵之合計面積率在90%以上，且令前述麻田散鐵之平均粒徑、或前述麻田散鐵之硬度與前述肥粒鐵之硬度的比在預定範圍內。然而，專利文獻4所記載之發明在完工軋延末期之所需時間短，故有集合組織發達而無法獲得充分的延伸性及延伸凸緣性的情形。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利特開2008-255484號公報 專利文獻2：日本專利特開2014-205890號公報 專利文獻3：日本專利特開2009-84648號公報 專利文獻4：國際專利公開第2017/085841號
發明概要 發明欲解決之課題 本發明係有鑑於上述課題而作成者，其目的在於提供一種高強度且延伸性、延伸凸緣性及低溫韌性優異之熱軋鋼板以及能夠穩定製造該熱軋鋼板的製造方法。
用以解決課題之手段 本發明人等得到了以下知識見解：藉由熱軋鋼板之化學組成及製造條件的最佳化，來控制熱軋鋼板的集合組織與微觀組織，藉此便能製造高強度且延伸性、延伸凸緣性及低溫韌性優異之熱軋鋼板。
本發明主旨如下。
[1] 本發明一態樣之熱軋鋼板，特徵在於： 其具有以下化學組成：以質量%計含有 C：0.02~0.20%、 Si：0.005~2.00%、 Mn：1.30~2.40%、 P：0.100%以下、 S：0.0100%以下、 sol.Al：0.001~1.00%、 Ti：0.030~0.200%、 N：0.0010~0.0100%、 Nb：0~0.100%、 V：0~0.50%、 Mo：0~0.50%、 Cu：0~1.00%、 Ni：0~1.00%、 Cr：0~2.00%、 B：0~0.0100%、 Ca：0~0.0100%、 Mg：0~0.0100%及 REM：0~0.0100%，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 從表面起算在板厚的1/4深度位置中，肥粒鐵面積率為10~55%，變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率為45~90%，前述肥粒鐵、前述變韌鐵及前述麻田散鐵之合計面積率為90%以上，且平均結晶粒徑為12.0μm以下； 於板厚中心部測得之集合組織中，{100}＜011＞、{211}＜011＞、{311}＜011＞、{110}＜011＞及{332}＜113＞方位群之最大極密度為8.0以下，且{211}＜011＞及{332}＜113＞之極密度的合計為10.0以下；並且， 拉伸強度為950MPa以上。
[2]如上述[1]之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計亦可含有選自於由以下所構成群組中之1種或2種以上元素： Nb：0.001~0.100%、 V：0.005~0.50%、 Mo：0.001~0.50%、 Cu：0.02~1.00%、 Ni：0.02~1.00%、 Cr：0.02~2.00%及 B：0.0001~0.0100%。
[3]如上述[1]或[2]之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計亦可含有選自於由以下所構成群組中之1種或2種以上元素： Ca：0.0002~0.0100%、 Mg：0.0002~0.0100%及 REM：0.0002~0.0100%。
[4]如上述[1]~[3]中任一項之熱軋鋼板，其r值之面內各向異性之絕對值|Δr|亦可為0.35以下。 惟，Δr=(r0 +r90 -2×r45 )/2， r0 ：軋延方向之r值、r90 ：軋延正交方向之r值、r45 ：相對於軋延方向為45°方向之r值。另，r值是指蘭克福特(Lankford)值。
[5]本發明另一態樣之熱軋鋼板之製造方法，係在製造如上述[1]~[4]中任1項之熱軋鋼板時，對具有如上述[1]~[3]中任一項之前述化學組成的鋼胚或鋼片施行多道次熱軋延，以製造熱軋鋼板； 該熱軋鋼板之製造方法之特徵在於： 設前述多道次熱軋延之加熱溫度為1150~1350℃； 將完工溫度以單位℃計並表示為FT時，將高於前述FT+50℃至前述FT+150℃之間的合計軋縮率設為50%以上，將前述FT~前述FT+50℃之間的合計軋縮率設為40~80%，且將前述FT~前述FT+50℃之間的軋延所需時間設為0.5~10.0秒； 在高於前述FT+50℃至前述FT+150℃及前述FT~前述FT+50℃之各溫度區域中進行2道次以上之軋延； 在將前述FT設為在依式(1)求取之Ar3 以上且依式(2)求取之TR以上並且在1100℃以下完成完工軋延後，在3.0秒以內開始水冷，且設前述FT~750℃之平均冷卻速度為20℃/秒以上；並且， 在750~600℃之溫度區域中停留5~20秒後； 設平均冷卻速度為20℃/秒以上，從600℃冷卻至低於依式(3)求取之Ms之冷卻停止溫度為止。 Ar3 (℃)=901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[Al] (1) TR(℃)=800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2) Ms(℃)=561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-21×[Mo] (3) 惟，上述式(1)~(3)中之各元素符號表示各元素以質量%計之含量。
[6]如上述[5]之熱軋鋼板之製造方法中，亦可將從前述Ms起至低於前述Ms之前述冷卻停止溫度為止之平均冷卻速度設為80℃/s以上。
[7]如上述[5]或[6]之熱軋鋼板之製造方法中，亦可在完成完工軋延後於0.3秒以內開始水冷，再進行前述FT~前述FT-40℃為止之平均冷卻速度為100℃/s以上之冷卻。
[8]如上述[7]之熱軋鋼板之製造方法中，亦可在軋延軋台間進行冷卻步驟，且該冷卻在前述FT~前述FT-40℃為止之平均冷卻速度為100℃/s以上。
發明效果 根據本發明，可提供一種高強度且延伸性、延伸凸緣性及低溫韌性優異之熱軋鋼板以及能夠穩定製造該熱軋鋼板的製造方法。只要使用本發明之熱軋鋼板作為汽車之內板構件、結構構件、底盤構件等零件之胚材，即可輕易加工成零件形狀，且亦可堪於極寒冷地之使用，故在產業上之貢獻極為顯著。
發明實施形態 針對本實施形態之熱軋鋼板(以下有時僅記載為鋼板)及其製造方法，於以下詳細說明。以下說明中，與鋼之化學組成有關的%皆為質量%。
＜鋼之化學組成＞ (C：0.02～0.20%) C會使麻田散鐵或變韌鐵等硬質相或Ti碳化物生成，而具有提高鋼的強度之作用。若C含量小於0.02%，則難以充分發揮上述作用。因此，C含量係設為0.02%以上，且宜設為0.04%以上。另一方面，若C含量大於0.20%，鋼板的延伸凸緣性及低溫韌性會明顯劣化。並且，熱軋延後的肥粒鐵變態會明顯延遲，而變得難以獲得所欲之量的肥粒鐵。此外，熔接性之劣化顯著。因此，C含量係設為0.20%以下。且C含量宜在0.15%以下，較佳係在0.12%以下，在0.10%以下更佳。
(Si：0.005～2.00%) Si具有促進肥粒鐵變態，同時並抑制雪明碳鐵析出之作用。而且，Si還具有藉由固溶強化而使鋼的強度提升之作用。若Si含量小於0.005%，則難以發揮上述作用。因此，Si含量係設為0.005%以上。且Si含量宜在0.40%以上，較佳係在0.80%以上。另一方面，若Si含量大於2.00%，會因熱軋延步驟中的表面氧化而導致鋼板的表面性狀明顯劣化。因此，Si含量係設為2.00%以下。且Si含量宜在1.50%以下，較佳係在1.30%以下。
(Mn：1.30～2.40%) Mn具有藉由固溶強化及提高淬火性來提高鋼的強度之作用。若Mn含量小於1.30%，會變得難以獲得950MPa以上的鋼板強度。因此，Mn含量係設為1.30%以上。且Mn含量宜在1.50%以上。另一方面，若Mn含量大於2.40%，會因熱軋延後的冷卻過程中肥粒鐵變態過度延遲，而變得難以獲得所欲之量的肥粒鐵。並且，因麻田散鐵及變韌鐵之硬質化，而在麻田散鐵及變韌鐵與軟質的肥粒鐵之境界附近容易產生龜裂，故鋼板的延伸凸緣性及韌性會降低。
本發明人等得到了以下知識見解：若大量含有Mn，則會有在鋼板的r值之面內各向異性增加的同時，延伸凸緣性降低的情形。其理由尚不明確，但推測原因如下：因大量含有Mn而導致MnS大量析出、以及因Mn偏析而導致在熱軋延中的再結晶或在完工軋延後的肥粒鐵變態中產生局部性參差。基於以上所述，為了獲得所欲之量的肥粒鐵並穩定製造延伸凸緣性優異之熱軋鋼板，Mn含量係設為2.40%以下。且Mn含量宜在2.10%以下，較佳係在2.00%以下，在1.90%以下更佳。
(P：0.100%以下) P係作為不純物而被含有於鋼中的元素，其具有使熱軋鋼板的延伸凸緣性及低溫韌性降低之作用。因此，P含量係設為0.100%以下。且P含量宜在0.060%以下，較佳係在0.040%以下，在0.020%以下更佳。P雖係作為不純物而從原料混入，但並無特別制限其下限之必要，就確保延伸凸緣性及低溫韌性之方面而言，P含量越低越好。惟，當過度減低P含量時，製造成本會增加。基於製造成本之觀點，P含量下限宜為0.001%，較佳為0.005%。
(S：0.0100%以下) S係作為不純物而被含有的元素，其具有使熱軋鋼板之加工性降低之作用。因此，S含量係設為0.0100%以下。且S含量宜在0.0080%以下，較佳係在0.0060%以下，在0.0030%以下更佳。S雖係作為不純物而從原料混入，但並無特別制限其下限之必要，基於確保加工性的觀點，S含量越低越好。惟，當過度減低S含量時，製造成本會增加。基於製造成本之觀點，S含量下限宜為0.0001%，較佳為0.0005%，更佳為0.0010%。
(sol.Al：0.001~1.00%) Al具有在製鋼階段藉由去氧將鋼潔淨化且促進肥粒鐵變態之作用。若sol.Al含量小於0.001%，則難以發揮上述作用。因此，宜使sol. Al含量為0.001%以上。且sol.Al含量宜為0.01%以上，較佳為0.02%以上。另一方面，就算令sol.Al含量大於1.00%，上述作用所帶來的效果也會飽和，且會招致成本上昇。因此，sol.Al含量是設為1.00%以下。且sol.Al含量宜在0.80%以下，較佳是在0.60%以下。又，sol.Al是指酸可溶性Al。
(Ti：0.030～0.200%) Ti會形成Ti氮化物而具有將組織微細化之作用。並且，Ti會使碳化物析出，而具有使鋼強化之作用。若Ti含量小於0.030%，上述作用會變得難以發揮。因此，Ti含量是設為0.030%以上。且Ti含量宜在0.040%以上，較佳是在0.060%以上。另一方面，當過量含有Ti時，會因粗大氮化物或碳化物生成，而導致鋼板的延伸凸緣性及韌性降低。此外，Ti還具有可提高沃斯田鐵的再結晶溫度之作用，因此當過量含有Ti時，再結晶溫度會過度變高且r值之各向異性增加，而導致鋼板的延伸凸緣性降低。因此，Ti含量是設為0.200%以下。且Ti含量宜在0.160%以下，較佳係在0.140%以下。
(N：0.0010~0.0100%) N會形成Ti氮化物且會抑制鋼胚再加熱時及熱軋延中之沃斯田鐵的粗大化，而具有將微觀組織微細化之作用。若N含量小於0.0010%，則難以發揮上述作用。因此，N含量是設為0.0010%以上。且N含量宜為0.0015%以上，較佳為0.0020%以上。另一方面，若N含量大於0.0100%，會形成粗大Ti氮化物，使得鋼板的延伸凸緣性劣化。因此，N含量是設為0.0100%以下。且N含量宜在0.0060%以下。
(Nb：0～0.100%) Nb為任意元素。Nb具有可抑制熱軋鋼板的結晶粒徑粗大化，並將肥粒鐵粒徑微細化，且藉由NbC之析出強化來提高熱軋鋼板強度的效果。要獲得該等效果，宜將Nb含量設為0.001%以上。且Nb含量較佳為0.005%以上。另一方面，若Nb含量大於0.100%，前述效果會飽和，且有時會引起熱完工軋延的軋延荷重增加。因此，Nb含量以設為0.100%以下為宜。且Nb含量以0.060%以下為佳，較佳為0.030%以下。
(V：0~0.50%) V為任意元素。V會於鋼中固溶而提高熱軋鋼板強度，且會作為碳化物或氮化物、碳氮化物等於鋼中析出，而具有析出強化之效果。要獲得該等效果，宜將V含量設為0.005%以上。且V含量較佳係在0.01%以上。另一方面，若V含量大於0.50%，有時會引起鋼板的韌性降低。因此，V含量以設為0.50%以下為宜。且V含量較佳係在0.30%以下。
(Mo：0～0.50%) Mo為任意元素。Mo可提高鋼之淬火性，且會形成碳化物或碳氮化物而具有使熱軋鋼板高強度化的效果。要獲得該等效果，宜將Mo含量設為0.001%以上。且Mo含量較佳係在0.005%以上。另一方面，若Mo含量大於0.50%，鋼胚之破裂敏感性有時會升高。因此，Mo含量以設為0.50%以下為宜。且Mo含量較佳係在0.30%以下。
(Cu：0～1.00%) Cu為任意元素。Cu具有改善鋼之韌性的效果與提高強度的效果。要獲得該等效果，宜將Cu含量設為0.02%以上。且Cu含量較佳係在0.08%以上。另一方面，若過量含有Cu，鋼板的熔接性有時會降低。因此，Cu含量以設為1.00%以下為宜。且Cu含量較佳係在0.50%以下，在0.30%以下更佳。
(Ni：0～1.00%) Ni為任意元素。Ni具有改善鋼之韌性的效果與提高強度的效果。要獲得該等效果，宜將Ni含量設為0.02%以上。且Ni含量較佳係在0.10%以上。另一方面，若過量含有Ni，則合金成本會增加，並且鋼板的熔接熱影響部之韌性有時會劣化。因此，Ni含量以設為1.00%以下為宜。且Ni含量較佳係在0.50%以下，在0.30%以下更佳。
(Cr：0～2.00%) Cr為任意元素。Cr藉由提高鋼之淬火性而具有促進麻田散鐵等之生成的效果。要獲得該效果時，宜令Cr含量為0.02%以上。且Cr含量較佳係在0.05%以上。另一方面，若過量含有Cr，有時熱軋延後的冷卻過程中肥粒鐵變態會過度延遲，而變得難以獲得所欲之量的肥粒鐵。因此，Cr含量以設為2.00%以下為宜。且Cr含量較佳係在1.50%以下，更佳係在1.00%以下，在0.50%以下尤佳。
(B：0～0.0100%) B為任意元素。B可提高晶界強度，且具有使鋼之韌性提升的效果。並且，B具有藉由氮化物而使鋼析出強化的效果。要獲得該等效果，宜將B含量設為0.0001%以上。且B含量較佳係在0.0003%以上。另一方面，就算含有大於0.0100%的B，上述效果也會飽和，且合金成本會增加。因此，B含量以設為0.0100%以下為宜。且B含量較佳係在0.0050%以下，更佳係在0.0030%以下，在0.0010%以下尤佳。
(Ca：0～0.0100%) Ca為任意元素。Ca可使微細氧化物大量分散於熔鋼中，而具有使鋼板之金屬組織微細化的效果。並且，Ca會將熔鋼中的S固定為球狀CaS，而抑制MnS等延伸夾雜物的生成，因此具有使熱軋鋼板的延伸凸緣性提升的效果。要獲得該等效果，宜將Ca含量設為0.0002%以上。且Ca含量較佳係在0.0005%以上。另一方面，若Ca含量大於0.0100%，鋼中的CaO會增加，有時會對鋼板韌性造成不良影響。因此，Ca含量以設為0.0100%以下為宜。且Ca含量較佳係在0.0050%以下，在0.0030%以下更佳。
(Mg：0～0.0100%) Mg為任意元素。Mg與Ca同樣會在熔鋼中形成氧化物或硫化物而抑制粗大MnS形成，且會使微細氧化物大量分散，而具有將鋼板組織微細化的效果。要獲得該等效果，宜將Mg含量設為0.0002%以上。且Mg含量較佳係在0.0005%以上。另一方面，若Mg含量大於0.0100%，鋼中的氧化物便會增加，而對鋼板韌性造成不良影響。因此，Mg含量以設為0.0100%以下為宜。且Mg含量較佳係在0.0050%以下，在0.0030%以下更佳。
(REM：0～0.0100%) REM為任意元素。REM也與Ca同樣會在熔鋼中形成氧化物或硫化物而抑制粗大MnS形成，且會使微細氧化物大量分散，而具有將鋼板組織微細化的效果。要獲得該等效果，宜將REM含量設為0.0002%以上。且REM含量較佳係在0.0005%以上。另一方面，若REM含量大於0.0100%，鋼中的氧化物便會增加，有時會對鋼板韌性造成不良影響。因此，REM含量以設為0.0100%以下為宜。且REM含量較佳係在0.0050%以下，在0.0030%以下更佳。 此處，REM(稀土族)係指由Sc、Y及鑭系元素所構成之合計17種元素。另，本實施形態中，REM含量係指該等元素之合計含量。
本實施形態之熱軋鋼板的化學組成，除了以上元素外，係由Fe及不純物所構成。本實施形態中，不純物係指原材料中所含成分或在製造過程中混入的成分，且係指非刻意含有於鋼中的成分。
＜集合組織以外之鋼組織＞ 本實施形態之熱軋鋼板規定從鋼板表面起算在板厚的1/4深度位置中，肥粒鐵面積率、「變韌鐵及麻田散鐵」之合計面積率、「肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵」之合計面積率、及平均結晶粒徑之範圍。此處，針對肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵之面積率及結晶粒徑，規定從鋼板表面起算在板厚的1/4深度位置之鋼組織之原因為該深度位置係鋼板表面與板厚中心位置之中間點，除集合組織以外，該位置之鋼組織可代表熱軋鋼板之鋼組織(顯示熱軋鋼板整體之平均鋼組織)。
本實施形態中，所謂肥粒鐵，除了多邊形肥粒鐵外，還包含針狀肥粒鐵及偽多邊形肥粒鐵，且不包含構成波來鐵組織之肥粒鐵或構成變韌鐵組織之變韌肥粒鐵。本實施形態中，變韌肥粒鐵是作為變韌鐵來處理。 以下，說明規定了各個範圍的理由。
(肥粒鐵面積率：10~55%) 軟質肥粒鐵相係用以獲得鋼板的良好延展性之必要組織。若肥粒鐵面積率小於10%，鋼板的延伸性會降低。因此，肥粒鐵面積率係設為10%以上。且肥粒鐵面積率宜為15%以上。另一方面，若肥粒鐵過度析出，以本實施形態之鋼板的化學組成會變得難以獲得950MPa以上的拉伸強度。因此，肥粒鐵面積率係設為55%以下。且肥粒鐵面積率宜小於40%，較佳係在38%以下，在36%以下尤佳。
(變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率：45~90%) 硬質變韌鐵及麻田散鐵係用以獲得高強度之必要組織。若變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率小於45%，則難以以本實施形態之鋼板的化學組成來獲得950MPa以上的拉伸強度。因此，變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率係設為45%以上。且變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率宜大於60%，較佳係在62%以上，在64%以上更佳。另，本實施形態中，麻田散鐵中亦包含經自動回火(autotemper)後的回火麻田散鐵，變韌鐵中則包含變韌肥粒鐵。另一方面，若變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率大於90%，肥粒鐵面積率便會不足，而無法獲得鋼板之加工性且延伸性降低。故，變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率係設為90%以下。且變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率宜在85%以下。
(肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率：90%以上(其他組織：10%以下)) 作為肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵以外的任意組織即其他組織，有殘留沃斯田鐵、波來鐵及晶界雪明碳鐵等。若其他組織的面積率超過10%，該等組織就會成為龜裂起點，導致鋼板的延伸凸緣性及低溫韌性降低。因此，其他組織的面積率係設為10%以下。且其他組織的面積率宜在8%以下，較佳係在5%以下。其他組織的面積率為0%也無妨。換言之，肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵之合計面積率係設為90%以上，且宜在92%以上，較佳係在95%以上，為100%也無妨。 其他組織中的殘留沃斯田鐵會因衝孔等預備加工而變態為非常硬質的麻田散鐵，因此會使鋼板的延伸凸緣性明顯劣化。故，在其他組織中，也宜特別將殘留沃斯田鐵面積率設為3%以下。殘留沃斯田鐵面積率較佳係在2%以下，更佳係在1%以下，而以0%尤佳。
(平均結晶粒徑：12.0μm以下) 若肥粒鐵粒徑、以及麻田散鐵及變韌鐵之區塊直徑的平均結晶粒徑粗大，斷裂時之破裂面單位會變大，而鋼板的低溫韌性會降低。因此，平均結晶粒徑係設為12.0μm以下。且平均結晶粒徑宜在10.0μm以下，較佳係在7.0μm以下。而平均結晶粒徑越小越好，故下限並未特別限定。然而，在通常之熱軋延中，使平均結晶粒徑小於1.0μm這樣的細粒化在技術上是有困難的，故一般而言係在1.0μm以上。 另，本實施形態中，所謂平均結晶粒徑係指在結晶構造為bcc者亦即肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵及波來鐵中將結晶方位差15°以上且以圓等效直徑計在0.3μm以上的區域定義為結晶粒之結晶粒徑的平均，而殘留沃斯田鐵、晶界雪明碳鐵的結晶粒徑並不包含於平均結晶粒徑中。
本實施形態中，平均結晶粒徑及各組織之面積率係針對與軋延方向及板厚方向平行的鋼板截面之從鋼板表面起算在板厚的1/4深度位置之組織，利用以熱場發射型掃描電子顯微鏡與EBSD檢測器所構成的EBSD解析裝置，藉由掃描電子顯微鏡(SEM)觀察與EBSD(Electron Back Scattering Diffraction：電子背向散射繞射法)解析來求取。
在SEM觀察中，因殘留沃斯田鐵係存在於變韌鐵及麻田散鐵的板條或區塊及包體間，而難以將變韌鐵及麻田散鐵與殘留沃斯田鐵作區別，故係包含於變韌鐵及麻田散鐵中來測定，而測定肥粒鐵、「變韌鐵、麻田散鐵(及殘留沃斯田鐵)」、以及剩餘部分組織(波來鐵及晶界雪明碳鐵)的面積率。
在EBSD解析中，係在以板厚之1/4深度位置為中心之在軋延方向上200μm、在板厚方向上100μm的區域中以0.2μm間隔區別fcc與bcc以測定結晶方位情報，並使用EBSD解析裝置之附屬軟體(AMETEK公司製「OIM Analysis(註冊商標)」)將結晶方位差15°以上且以圓等效直徑計在0.3μm以上的區域定義為結晶粒，求取fcc(殘留沃斯田鐵)的面積率，並以使用有下述[數學式1]之方法來求取bcc之平均結晶粒徑。
從藉由SEM觀察而求得之「變韌鐵、麻田散鐵(及殘留沃斯田鐵)」之面積率減去藉由EBSD解析而求得之fcc(殘留沃斯田鐵)面積率，藉此獲得變韌鐵及麻田散鐵之面積率。
針對bcc之平均結晶粒徑，係求取依下述[數學式1]所示算式算出的值。式中，D表示平均結晶粒徑，N表示平均結晶粒徑的評估區域中所包含之結晶粒數量，Ai表示第i個(i=1、2、・・、N)結晶粒的面積，di表示第i個結晶粒的圓等效直徑。
[數學式1]
具有15°以上之結晶方位差的境界主要係肥粒鐵晶界、麻田散鐵及變韌鐵之區塊境界。在以JIS G 0552：2013為準據之肥粒鐵粒徑測定方法中，針對結晶方位差小於15°之肥粒鐵粒有時也會計算粒徑，並且不會計算麻田散鐵及變韌鐵之區塊。因此，本實施形態之平均結晶粒徑係採用以EBSD解析所求出的值。
＜集合組織＞ 本實施形態之熱軋鋼板規定鋼板的板厚中心部中，{100}＜011＞、{211}＜011＞、{311}＜011＞、{110}＜011＞及{332}＜113＞方位群之最大極密度、以及{211}＜011＞及{332}＜113＞之極密度的合計。本實施形態中，板厚中心部是指從板厚中心位置(從鋼板表面起算板厚之1/2深度位置)起算，在鋼板的正面方向及背面方向上各板厚的1/10左右的範圍。譬如，若鋼板板厚為2mm，則板厚中心部是指以板厚中心位置為界，在表面方向及背面方向上各100μm左右的範圍。 規定板厚中心部之集合組織的理由係因板厚中心部之集合組織與機械特性密切相關之故。其理由尚不明確，但本發明人等推測如下。熱軋鋼板會因軋延時軋輥與鋼板的摩擦，導致在鋼板表背面產生逆方向之剪切變形，在板厚中心部則會產生平面應變變形。熱軋鋼板之集合組織會隨著該變形而在板厚方向上變化，且鋼板表背面中剪切變形的方向相反，故集合組織在表背面對稱之方位亦發達。因此，將集合組織對機械特性造成的影響在表背面互相抵銷，結果，板厚中心部的集合組織與機械特性便會密切對應。
(板厚中心部之{100}＜011＞、{211}＜011＞、{311}＜011＞、{110}＜011＞及{332}＜113＞方位群(主方位群)之最大極密度：8.0以下) 熱軋鋼板之在板厚中心部的集合組織中發達的主方位有{100}＜011＞、{211}＜011＞、{311}＜011＞、{110}＜011＞及{332}＜113＞。就算僅有該等方位群之任一個發達，熱軋鋼板之拉伸強度、降伏強度、延伸性及r值等各種機械特性的面內各向異性仍會變高，且在遍及全周方向上變形之延伸凸緣性尤會明顯降低。因此，在本實施形態中，抑制該等所有方位群的發達，並使集合組織變得更為隨機是很重要的。本實施形態中，係算出板厚中心部之{100}＜011＞、{211}＜011＞、{311}＜011＞、{110}＜011＞及{332}＜113＞方位群各自的極密度，並求取其最大值。最大極密度低係指隨機方位之組織比例高，故係指{100}＜011＞、{211}＜011＞、{311}＜011＞、{110}＜011＞及{332}＜113＞方位群的集合組織不發達。故，將上述方位群之最大極密度設為8.0以下。且上述方位群之最大極密度宜在7.0以下，較佳係在6.0以下。另，上述方位群之最大極密度在不具集合組織時為1.0，故以接近1.0更為理想。 極密度可根據藉由EBSD解析而得之結晶方位情報來獲得，惟其與X射線隨機強度比意義相同。
(板厚中心部之{211}＜011＞及{332}＜113＞之極密度的合計：10.0以下) 上述方位群當中，尤其會因{211}＜011＞及{332}＜113＞之發達而致使鋼板的延伸凸緣性明顯降低。故，將{211}＜011＞及{332}＜113＞之極密度的合計設為10.0以下。且{211}＜011＞及{332}＜113＞之極密度的合計在8.0以下較佳。前述極密度的合計越小越好，但當不具集合組織時各自的極密度為1.0，故較佳為接近2.0之值。
另，{hkl}表示與軋延面平行之結晶面，＜uvw＞表示與軋延方向平行之結晶方向。亦即，{hkl}＜uvw＞表示{hkl}係朝向板面法線方向，且＜uvw＞係朝向軋延方向之結晶。 又，本實施形態中，板厚中心部之各結晶方位的極密度係使用組合掃描電子顯微鏡與EBSD解析裝置而成之裝置及AMETEK公司製之OIM Analysis(註冊商標)，藉由EBSD解析在板厚中心部(從板厚中心位置(從鋼板表面起算板厚的1/2深度位置)起算在鋼板的表面方向及背面方向上各板厚1/10左右的範圍)中區別fcc與bcc，並測定1000個以上的bcc結晶粒方位情報後，藉由使用有級數展開法(harmonic series expansion)之ODF解析來求取。
＜機械特性＞ (拉伸強度：950MPa以上) 本實施形態之熱軋鋼板藉由控制鋼組織及集合組織，而為高強度且具有優異低溫韌性、延伸性及延伸凸緣性。但，若熱軋鋼板的拉伸強度小，車體輕量化及提升剛性等的效果便小。故，本實施形態之熱軋鋼板的拉伸強度(TS)係設為950MPa以上。且拉伸強度宜在980MPa以上。
熱軋鋼板的延伸性係根據JIS Z 2241：2011所規定之致斷總延伸率(El)來評估，且以強度與延伸性之平衡的指標即TS×El在1400MPa・%以上為佳，在15000MPa・%以上更佳。 熱軋鋼板的延伸凸緣性除了根據後述之|Δr|之外，還根據JIS Z 2256：2010所規定之擴孔率(λ)來評估，且以強度與延伸凸緣性之平衡的指標即TS×λ在50000MPa・%以上為佳，在55000MPa・%以上更佳。 熱軋鋼板之低溫韌性係以JIS Z 2242：2005所規定之沙丕衝擊試驗中的破裂面轉變溫度(vTrs)在-40℃以下為佳。
本實施形態之熱軋鋼板中，從獲得充分延伸凸緣性之觀點看來，r值之面內各向異性的指標即|Δr|(Δr的絕對值)越小越好。r值之面內各向異性|Δr|宜在0.40以下，較佳係在0.35以下，更佳係在0.30以下，在0.25以下尤佳。r值之面內各向異性越小越好，而以0最為理想。 Δr係以(r0 +r90 -2×r45 )/2來表示，r0 ：軋延方向之r值、r90 ：軋延正交方向之r值、r45 ：相對於軋延方向在45°方向之r值。又，r值是指蘭克福特(Lankford)值。
＜製造方法＞ 接著，說明限定本實施形態之熱軋鋼板的製造條件之理由。 本發明人等已確認到本實施形態之熱軋鋼板可根據包含如以下之熱軋延及冷卻的製造方法來製得。
首先，對具有上述化學組成的鋼胚施行多道次熱軋延，以製造熱軋鋼板。供於熱軋延之鋼胚只要是藉由連續鑄造、或鑄造及分塊軋延而製得之鋼胚即可，亦可為經對其等施加熱加工或冷加工而得之鋼胚。多道次熱軋延雖可採用逆向式輥軋機或串聯式輥軋機來進行，但從工業上的生產性觀點來看，以至少最後數段採用串聯式輥軋機較為理想。
(熱軋延之加熱溫度：1150~1350℃) 若供於熱軋延之鋼胚或鋼片的溫度低於1150℃，Ti碳化物的固溶化會不充分，而鋼板強度及加工性降低。另一方面，若供於熱軋延之鋼胚或鋼片的溫度高於1350℃，有時會有厚鏽皮生成而引起產率降低，或者有時會在以加熱爐加熱鋼胚或鋼片時對加熱爐造成明顯損傷。因此，供於熱軋延之鋼胚或鋼片的溫度係設為1150~1350℃。 另，供於熱軋延之鋼胚或鋼片的溫度只要在上述溫度區內即可，除了將低於1150℃的鋼塊或鋼片裝入加熱爐並加熱至上述溫度區後再供於熱軋延的情況之外，亦可將藉由連續鑄造而製得的鋼胚或藉由分塊軋延而製得的鋼片維持在1150℃以上的高溫狀態下，不施行加熱處理而直接供於熱軋延。
(高於FT+50℃至FT+150℃之間的合計軋縮率：50%以上) 本實施形態係將完工溫度以單位℃計設為FT，藉由提高高於FT+50℃至FT+150℃之間的熱軋延合計軋縮率，而可謀求鋼板中之再結晶沃斯田鐵粒的微細化。為了使鋼板中之再結晶沃斯田鐵粒微細化，高於FT+50℃至FT+150℃之間的合計軋縮率係設為50%以上。若上述溫度區之合計軋縮率小於50%，沃斯田鐵便不會充分微細化，故變態後之組織會變得粗大，並且在後續之FT~FT+50℃之間的軋延時之軋延道次間的再結晶會延遲，而導致變態後之集合組織發達。雖然在高於FT+50℃至FT+150℃之間的合計軋縮率越高越好，但在工業上90%左右即為極限，故亦可設為90%以下。
(FT~FT+50℃之間的合計軋縮率：40~80%) (FT~FT+50℃之間的軋延所需時間：0.5~10秒) 本實施形態中，係藉由適當控制FT~FT+50℃之間的合計軋縮率及軋延所需時間，來與後述熱軋延後之冷卻條件互相作用，而可製得加工性與韌性優異之熱軋鋼板。 若FT~FT+50℃之間的合計軋縮率小於40%，變態後之組織便會變得粗大，並且軋延道次間及軋延完工後之再結晶會延遲，且鋼板內部的變形量會不均一，而導致在變態後特定方位會發達，因此鋼板的延伸凸緣性降低。因此，FT~FT+50℃之間的合計軋縮率係設為40%以上。另一方面，若上述溫度區之合計軋縮率大於80%，即便再結晶，集合組織仍會明顯發達，故鋼板的延伸凸緣性降低。因此，FT~FT+50℃之間的合計軋縮率係設為80%以下。 本實施形態中，進一步適當控制上述溫度區之軋延所需時間係為重要。當上述溫度區之軋延所需時間過短時，於道次間，再結晶就不會進行而導致軋延應變過度蓄積，且特定方位發達，因此變得難以獲得所欲集合組織。故，上述溫度區之軋延所需時間係設為0.5秒以上。且宜為1.0秒以上，較佳係在2.0秒以上。另一方面，當上述溫度區之軋延所需時間過長時，在軋延道次間，再結晶晶粒就會產生晶粒成長，而變態後之組織就會變得粗大。故，上述溫度區之軋延所需時間係設為10.0秒以下。且宜為8.0秒以下，較佳係在6.0秒以下。
在高於FT+50℃至FT+150℃之間的軋延、FT~FT+50℃之間的軋延之任一軋延中，重複進行加工與再結晶皆為重要，因此在各溫度區中會施行2道次至3道次以上的軋延。基於抑制鋼板集合組織發達之觀點，在高於FT+50℃至FT+150℃之間每1道次之軋縮率最大宜為60%以下，較佳係在55%以下。在FT~FT+50℃之間每1道次之軋縮率最大宜為50%以下，較佳係在45%以下，更佳係在40%以下，在35%以下最佳。 另，所謂合計軋縮率，係以預定溫度區中最初道次前的入口板厚為基準之該溫度區中合計軋縮量(該溫度區之軋延中最初道次前的入口板厚與該溫度區之軋延中最終道次後的出口板厚之差)的百分比。
(完工溫度FT：依式(1)求取之Ar3 以上且依式(2)求取之TR以上並且在1100℃以下) Ar3 (℃)=901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[Al] (1) TR(℃)=800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2) 惟，上述式(1)及(2)中之元素記號係表示各元素以質量%計之含量。 本實施形態中，藉由重複完工軋延中之沃斯田鐵相的加工與再結晶，以將組織微細化並且謀求抑制集合組織的發達。故，完工溫度FT係設為依式(1)求取之Ar3 以上且依式(2)求取之TR以上。此處，完工溫度FT係指最終軋延後的鋼板表面溫度。
若FT低於Ar3 ，完工軋延中之肥粒鐵變態會進行而有加工肥粒鐵生成，致使鋼板的延伸性及延伸凸緣性降低。並且，若FT低於TR，熱軋延後冷卻前之沃斯田鐵明顯變得扁平，且在最終製品之熱軋鋼板中會成為在軋延方向上伸長的組織，且塑性各向異性變大，致使延伸性及延伸凸緣性降低。藉由將FT設為TR以上，會適度促進軋延道次間之加工沃斯田鐵的再結晶，而可謀求再結晶沃斯田鐵粒的微細化，於熱軋延後則會與後述之熱軋延後的冷卻條件互相作用，而可獲得具有低溫韌性及延伸凸緣性較佳的鋼組織及集合組織之熱軋鋼板。FT宜為TR+20℃以上，較佳係在TR+40℃以上。 另一方面，若FT高於1100℃，組織就會粗大化，導致鋼板的低溫韌性降低。因此，FT係設為1100℃以下。且宜為1080℃以下，較佳係在1060℃以下。另，完工軋延中的溫度係指鋼材之表面溫度，可利用輻射溫度計等來測定。
本實施形態中，藉由將FT設在預定範圍內，且將上述之FT~FT+50℃之間的軋延所需時間設為預定範圍內，預定溫度區中軋延道次間及完工軋延後之沃斯田鐵的再結晶就會被促進，加工沃斯田鐵所造成之促進肥粒鐵變態的效果就變弱，而可將肥粒鐵面積率控制在55%以下。並且，因能將沃斯田鐵粒徑微細化而可獲得微細結晶粒徑，並且因沃斯田鐵之再結晶進行，而可促進極密度的減少。
(完成完工軋延後到開始水冷為止的時間：3.0秒以內) 完成完工軋延後，為了活用因軋延而蓄積的應變以謀求組織之微細化，會在3.0秒以內開始水冷。該水冷亦可分成多數個階段來進行。若完成完工軋延後到開始水冷為止的時間大於3.0秒，沃斯田鐵中的應變就會恢復而變得難以獲得所欲組織。完成完工軋延後到開始水冷為止的時間宜在2.0秒以內，較佳係在1.0秒以內，在0.5秒以內更佳。為了使完成完工軋延後的沃斯田鐵再結晶，完成完工軋延後到開始水冷為止的時間宜為0.05秒以上。
(FT~750℃之平均冷卻速度：20℃/秒以上) 將完成完工軋延後的熱軋鋼板從完成完工軋延後的溫度(完工溫度：FT(℃))冷卻至750℃時，平均冷卻速度係用以獲得所欲組織之重要步驟條件。另，要計算前述平均冷卻速度時，作為時間係包含完成完工軋延後到開始水冷為止的時間。若上述溫度區之平均冷卻速度小於20℃/秒，會變得難以形成微細組織，在冷卻過程中肥粒鐵或波來鐵就會析出，而鋼板的延伸凸緣性及低溫韌性降低。故，上述溫度區之平均冷卻速度係設為20℃/秒以上。且宜為30℃/秒以上，較佳係在40℃/秒以上。上限無須特別限定， 而基於抑制因熱應變造成之板翹曲的觀點，其宜在300℃/秒以下。
並且，在FT~750℃之溫度區中，於完工軋延結束後的高溫區進行急速冷卻，藉此便可將組織更加微細化，鋼板之低溫韌性便會更加提升。為此，於完成完工軋延後，除了在3.0秒以內開始水冷，並將FT~750℃之平均冷卻速度設為20℃/秒以上之外，還宜將FT~FT-40℃為止之平均冷卻速度設為100℃/秒以上。此時，前述水冷以以下製程來進行亦無妨：以FT~FT-40℃之溫度範圍之急冷為目的的製程與進行其後之冷卻的多數個冷卻製程。若FT~FT-40℃之平均冷卻速度小於100℃/秒，會變得難以獲得上述效果。FT~FT-40℃之平均冷卻速度宜為120℃/秒以上，較佳係在150℃/秒以上。上限無須特別限定，而基於抑制鋼板內的溫度不一致之觀點，其以1000℃/秒以下為佳。
上述結束完工軋延後的高溫區之急冷(FT~FT-40℃的冷卻)並不限於在完工軋延的最終軋台之後進行，其亦可在軋延軋台之間進行。亦即，在進行急速冷卻後的軋台中不軋延，或是亦可以矯正形狀或控制冷卻等為目的，而施加軋縮率為8%以下的軋延。此時，急冷後的軋延並不包含在完工軋延步驟中。
(750~600℃之停留時間：5~20秒) 當完工軋延後的熱軋鋼板達到750~600℃之溫度區，從沃斯田鐵往肥粒鐵之變態就會變得活潑。因此，使熱軋鋼板停留在上述溫度區中5秒以上，促進從沃斯田鐵往肥粒鐵之變態，藉此來獲得所欲肥粒鐵面積率。若在上述溫度區之停留時間小於5秒，從沃斯田鐵往肥粒鐵之變態就不會充分進行，而變得難以獲得所欲肥粒鐵面積率。故，在上述溫度區之停留時間係設為5秒以上。且宜在7秒以上。另一方面，若在上述溫度區之停留時間大於20秒，肥粒鐵會過度析出或者波來鐵或雪明碳鐵會析出。因此，在上述溫度區之停留時間係設為20秒以下。且宜為17秒以下，較佳係在14秒以下。 另，本實施形態中，所謂750~600℃之停留時間係表示從完工軋延後的熱軋鋼板溫度達到750℃起至溫度降低達到600℃為止的時間，於該時間範圍中鋼板並不一定需要一直被冷卻。
(從600℃到低於Ms之冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度：20℃/秒以上) Ms(℃)=561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-21×[Mo] (3) 為了使在750~600℃的溫度區停留5~20秒後的熱軋鋼板中所殘留的未變態沃斯田鐵變態為麻田散鐵或變韌鐵，以獲得950MPa以上的拉伸強度，會將從600℃起至低於上述式(3)所示麻田散鐵變態開始溫度Ms之冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度設為20℃/秒以上。若上述溫度區之平均冷卻速度小於20℃/秒，會因冷卻中波來鐵形成過多等而變得難以獲得所欲組織，作為結果則變得難以獲得950MPa以上的拉伸強度。上述溫度區之平均冷卻速度宜為40℃/秒以上，較佳係在50℃/秒以上。上述溫度區之平均冷卻速度上限並未特別限定，而基於抑制因熱應變造成之板翹曲的觀點，其以300℃/秒以下為佳。
(從Ms起至低於Ms之冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度：80℃/s以上) 為了更加提高鋼板的拉伸強度，宜將從Ms起至低於Ms之冷卻停止溫度為止的平均冷卻速度設為80℃/秒以上。且較佳係在100℃/秒以上，在120℃/秒以上更佳。上限無須特別限定，而基於板厚方向之組織的均一性的觀點，其以500℃/秒以下為佳。較佳係在400℃/秒以下。此外，低於Ms之冷卻停止溫度宜為Ms-20℃以下，較佳係在Ms-50℃以下。
冷卻至低於Ms之冷卻停止溫度為止後，一般會進行捲取。 在製造本實施形態之熱軋鋼板時，亦可譬如以形狀矯正為目的而適當施行周知之調質軋延。並且，亦可施行鍍敷以作成鍍敷鋼板。鍍敷為電鍍及熔融鍍敷之任一者皆可，鍍敷種類亦無特別限制，而一般而言係包含鋅鍍敷與鋅合金鍍敷之鋅系鍍敷。鍍敷鋼板之例，可舉例：電鍍鋅鋼板、電鍍鋅-鎳合金鋼板、熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板、熔融鍍鋅-鋁合金鋼板等。而鍍敷附著量為一般的量即可。
本實施形態之熱軋鋼板板厚並無特別限定，但若板厚過厚，於鋼板表層與於內部生成之組織明顯不同，故以6.0mm以下為宜。另一方面，若板厚過薄，則熱軋時的通板會變得困難，因此一般係以1.0mm以上為宜。且較佳係在1.2mm以上，在1.5mm以上更佳。
實施例 熔製並鑄造具有表1所示化學組成(質量%)的鋼後，利用熱鍛而作成了30mm厚度之鋼片。加熱所獲得之鋼片，以試驗用小型串聯式輥軋機在高於FT+50℃至FT+150℃之間的軋延及FT~FT+50℃之間的軋延中皆進行2~4道次的多數次軋延，並在表2-1及表2-2所示條件下施行熱軋延，而完工成2.5~3.5mm之板厚。於表2-1及表2-2中顯示製造條件。另，附底線之粗體字係表示在本發明範圍外。
[表1]
[表2-1]
[表2-2]
針對所獲得之熱軋鋼板，藉由掃描型電子顯微鏡觀察及EBSD解析來觀察與軋延方向及板厚方向平行的鋼板截面，並求出從鋼板表面起算在板厚的1/4深度位置之組織面積率與平均結晶粒徑、以及板厚中心部之各結晶方位的極密度。 針對用於EBSD解析之試樣，係在鏡面研磨後利用電解研磨而除去了觀察面表層的加工應變。EBSD解析係使用以熱場發射型掃描電子顯微鏡與EBSD檢測器所構成的EBSD解析裝置，在以從鋼板表面起算在板厚的1/4深度位置為中心之在軋延方向上200μm且板厚方向上100μm的區域中，以0.2μm之間隔區別fcc與bcc並測定結晶方位情報後，利用EBSD解析裝置的附屬軟體(AMETEK公司製「OIM Analysis(註冊商標)」)，將結晶方位差15°以上且以圓等效直徑計在0.3μm以上的區域定義為結晶粒，並求出bcc之平均結晶粒徑及fcc(殘留沃斯田鐵)的面積率。另，bcc之平均結晶粒徑係求出以下述[數學式1]所示算式算出之值。式中，N表示平均結晶粒徑之評估區域中包含的結晶粒數量，Ai表示第i個(i=1、2、・・、N)結晶粒的面積，di表示第i個結晶粒之圓等效直徑。
[數學式1]
肥粒鐵、「變韌鐵、麻田散鐵(及殘留沃斯田鐵)」以及剩餘部分組織(波來鐵及晶界雪明碳鐵)的面積率係藉由SEM觀察而求得。此處，殘留沃斯田鐵存在於變韌鐵及麻田散鐵的板條或區塊之間，而難以區別變韌鐵及麻田散鐵與殘留沃斯田鐵，故係包含在「變韌鐵、麻田散鐵(及殘留沃斯田鐵)」中。從藉由SEM觀察求出之「變韌鐵、麻田散鐵(及殘留沃斯田鐵)」面積率減去藉由EBSD解析求出之fcc(殘留沃斯田鐵)面積率，藉此而獲得了變韌鐵及麻田散鐵的面積率。
使用相同裝置，於板厚中心部藉由EBSD解析在板厚中心部(從板厚中心位置(從鋼板表面起算在板厚的1/2深度位置)起算在鋼板表面方向及背面方向上各板厚1/10左右的範圍)，區別fcc與bcc並測定4500~5500個bcc的結晶粒方位情報後，藉由使用有級數展開法之ODF解析求出了各結晶方位的極密度。
為了評估熱軋鋼板的機械特性，拉伸強度TS(MPa)、致斷總延伸率El(%)係以JIS Z 2241：2011為準據來評估，r值係作為|Δr|，且以JIS Z 2254：2008為準據來評估，延伸凸緣性則根據以JIS Z 2256：2010為準據測定而得之擴孔率λ(%)來作了評估。低溫韌性係以破裂面轉變溫度vTrs(℃)來評估，且以JIS Z 2242：2005為準據，使用將鋼板加工成2.5mm次尺寸試驗片而成之V形凹槽試驗片進行沙丕衝擊試驗並作了評估。 於表3-1及表3-2中顯示鋼組織、集合組織及機械特性之調査結果。另，{100}＜011＞、{211}＜011＞、{311}＜011＞、{110}＜011＞及{332}＜113＞方位群之最大極密度，在表3-1及表3-2中係顯示為「主方位群之最大極密度」。
拉伸強度係以950MPa以上的情況為高強度並設為合格，|Δr|係以0.40以下的情況為延伸凸緣性優異並設為合格，vTrs(℃)則以-40℃以下為低溫韌性優異並設為合格。加工性除了致斷總延伸率El、|Δr|之指標外，還根據強度-致斷總延伸率平衡(TS×El)及強度-延伸凸緣性平衡(TS×λ)來作了評估。TS×El(MPa・%)係以14000MPa・%以上的情況為高強度且延伸性優異，並設為合格，TS×λ(MPa・%)則係以50000MPa・%以上的情況為高強度且延伸凸緣性優異，並設為合格。
[表3-1]
[表3-2]
如表3-1及表3-2所示，可知：遵循了本發明之發明例具有950MPa以上之拉伸強度、0.40以下之|Δr|及-40℃以下之vTrs，故強度、延伸凸緣性及低溫韌性優異。並且可知：因具有14000MPa・%以上之TS×El與50000MPa・%以上之TS×λ，故兼具高強度、延伸性及延伸凸緣性。根據本發明，而可提供一種強度、延伸性、延伸凸緣性及低溫韌性優異之熱軋鋼板。 相對於此，化學組成、集合組織以外之鋼組織或集合組織在本發明範圍外之比較例，其等之強度、延伸性、延伸凸緣性及低溫韌性中之任一者較差。

Claims (9)

  1. 一種熱軋鋼板，特徵在於：其具有以下化學組成：以質量%計含有C：0.02~0.20%、Si：0.005~2.00%、Mn：1.30~2.40%、P：0.100%以下、S：0.0100%以下、sol.Al：0.001~1.00%、Ti：0.030~0.200%、N：0.0010~0.0100%、Nb：0~0.100%、V：0~0.50%、Mo：0~0.50%、Cu：0~1.00%、Ni：0~1.00%、Cr：0~2.00%、B：0~0.0100%、Ca：0~0.0100%、Mg：0~0.0100%及REM：0~0.0100%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成；從表面起算在板厚的1/4深度位置中，肥粒鐵面積率為10~55%，變韌鐵及麻田散鐵之合計面積率為45~90%，前述肥粒鐵、前述變韌鐵及前述麻田散鐵之合計面積率為90%以上，且平均結晶粒徑為12.0μm以下；於板厚中心部測得之集合組織中，{100}<011>、{211}<011>、{311}<011>、{110}<011>及{332}<113>方位群之最大極密度為8.0以下，且{211}<011>及{332}<113>之極密度的合計為10.0以下；並且，拉伸強度為950MPa以上。
  2. 如請求項1之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由以下所構成群組中之1種或2種以上元素：Nb：0.001~0.100%、V：0.005~0.50%、Mo：0.001~0.50%、Cu：0.02~1.00%、Ni：0.02~1.00%、Cr：0.02~2.00%及B：0.0001~0.0100%。
  3. 如請求項1或請求項2之熱軋鋼板，其中前述化學組成以質量%計含有選自於由以下所構成群組中之1種或2種以上元素：Ca：0.0002~0.0100%、Mg：0.0002~0.0100%及REM：0.0002~0.0100%。
  4. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其r值之面內各向異性之絕對值|△r|為0.35以下，惟，△r=(r0+r90-2×r45)/2，r0：軋延方向之r值、r90：軋延正交方向之r值、r45：相對於軋延方向為45°方向之r值。
  5. 如請求項3之熱軋鋼板，其r值之面內各向異性之絕對值|△r|為0.35以下，惟，△r=(r0+r90-2×r45)/2，r0：軋延方向之r值、r90：軋延正交方向之r值、r45：相對於軋延方向為45°方向之r值。
  6. 一種熱軋鋼板之製造方法，係在製造如請求項1至5中任一項之熱軋鋼板時，對具有如請求項1至3中任一項之前述化學組成的鋼胚或鋼片施行多道次熱軋延，以製造熱軋鋼板；該熱軋鋼板之製造方法之特徵在於：設前述多道次熱軋延之加熱溫度為1150~1350℃；將完工溫度以單位℃計並表示為FT時，將高於前述FT+50℃至前述FT+150℃之間的合計軋縮率設為50%以上，將前述FT~前述FT+50℃之間的合計軋縮率設為40~80%，且將前述FT~前述FT+50℃之間的軋延所需時間設為0.5~10.0秒；在高於前述FT+50℃至前述FT+150℃及前述FT~前述FT+50℃之各溫度區域中進行2道次以上之軋延；在將前述FT設為在依式(1)求取之Ar3以上且依式(2)求取之TR以上並且在1100℃以下完成完工軋延後，在3.0秒以內開始水冷，且設前述FT~750℃之平均冷卻速度為20℃/秒以上；並且，在750~600℃之溫度區域中停留5~20秒後；設平均冷卻速度為20℃/秒以上，從600℃冷卻至低於依式(3)求取之Ms之冷卻停止溫度為止；Ar3(℃)=901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[Al] (1) TR(℃)=800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2) Ms(℃)=561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-21×[Mo](3)惟，上述式(1)~(3)中之各元素符號表示各元素以質量%計之含量。
  7. 如請求項6之熱軋鋼板之製造方法，其將從前述Ms起至低於前述Ms之前述冷卻停止溫度為止之平均冷卻速度設為80℃/s以上。
  8. 如請求項6或7之熱軋鋼板之製造方法，其在完成完工軋延後於0.3秒以內開始水冷，再進行前述FT~前述FT-40℃為止之平均冷卻速度為100℃/s以上之冷卻。
  9. 如請求項8之熱軋鋼板之製造方法，其係在軋延軋台間進行冷卻步驟，且該冷卻在前述FT~前述FT-40℃為止之平均冷卻速度為100℃/s以上。
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