TWI661056B - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents
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Abstract
本發明提供一種熱軋鋼板，其具有預定組成，並且含有30~70體積%之肥粒鐵，且該肥粒鐵之同一晶粒內之平均方位差為0.5~5.0°，且含有合計90體積%以上的前述肥粒鐵與麻田散鐵，並且剩餘部分組織為10體積%以下；前述肥粒鐵之平均結晶粒徑為0.5~5.0μm，麻田散鐵與剩餘部分組織之平均結晶粒徑為1.0~10μm。本發明提供一種熱軋鋼板之製造方法，該製造方法包含以下步驟：包含最後道次之連續2道次以上的軋延是在軋延溫度：A點以上且低於Ae
3點、應變速度：1.0~50/秒及道次間時間：10秒以內之條件下進行，並且滿足前述條件之所有道次之總應變量為1.4~4.0之步驟；以20℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻之步驟；及，在室溫以上且低於300℃中捲取鋼板之步驟。
Description
本發明是有關一種熱軋鋼板及其製造方法，該熱軋鋼板適合作為汽車之構造零件或骨架、輪盤之胚料，並且其疲勞特性與延伸凸緣性優異，且拉伸強度為590MPa以上。
作為提高汽車用鋼材之機械性質的手法，已知將該鋼材組織中之結晶粒微細化是有效的。而關於結晶粒的微細化已進行了各種研究及開發。
譬如，在專利文獻1中提案：當Nb≦0.015重量%時，將鋼塊或鋼胚加熱到Tc=850+139000×[Nb重量%]×[C重量%+12/14N重量%]以下，當Nb＞0.015重量%時，則將鋼塊或鋼胚加熱到Tc=961+51000×[Nb質量%]×[C質量%+12/14N質量%]以下，於850~Ar
3-50℃之溫度範圍中進行熱軋延後，以30℃/秒以上之冷卻速度冷卻後，於450℃~150℃之溫度範圍進行捲取，藉此製造出熱軋高張力鋼板，該熱軋高張力鋼板中平均粒徑為2~3μm之微細肥粒鐵以面積率計在70%以上，包含變韌鐵與麻田散鐵之組織的面積率在20%以下，剩餘部分的面積率為由平均粒徑10μm以下之肥粒鐵的混粒組織所構成，且強度、延性、韌性及疲勞特性優異；並且前述鋼塊或鋼胚含有C：0.01~0.20重量%、Si：1.00重量%以下、Mn：2.00重量%以下、Al：0.10重量%以下、N：0.0070重量%以下及Nb：0.005~0.15重量%。
又，在專利文獻2中提案：將連續鑄造鋼胚加熱至大於1100℃之溫度後，將精整軋延溫度設為Ar
3點以上進行熱軋延後，以10~150℃/s的冷卻速度冷卻，將捲取溫度設為500~700℃進行捲取，藉此製造出延伸凸緣性優異之超微細肥粒鐵組織高強度熱軋鋼板，該超微細肥粒鐵組織高強度熱軋鋼板中，肥粒鐵量以面積率計為95%以上，且肥粒鐵之平均結晶粒徑為2.0~10.0μm，組織中不含麻田散鐵及殘留沃斯田鐵，並且拉伸強度為490MPa以上；並且前述連續鑄造鋼胚之成分以wt%計為C：0.01~0.10%、Si：1.5%以下、Mn：大於1.0且至2.5%、P：0.15%以下、S：0.008%以下、Al：0.01~0.08%、且Ti、Nb之1種或2種之合計：0.32~0.60%，且剩餘部分由Fe及無法避免的不純物所構成。
又，在專利文獻3中提案一種結晶粒微細的高張力鋼之製造方法，其特徵在於：鑄造鋼片後，直接進行軋延或不經軋延就直接暫時冷卻至500℃~室溫的溫度後，加熱至Ac
3點-100℃至低於Ac
3點的溫度，進行軋延或不經軋延就直接將冷卻速度設為0.1~50℃/秒來冷卻至500℃~室溫的溫度後，再次加熱至700℃以下且550℃以上的溫度，並且在以700℃以下且550℃以上的溫度進行熱軋延時，在設應變速度為1~200/秒並設總應變量為0.8以上且5以下之條件下進行連續2道次以上之加工後，進行放冷，其中前述連續2道次以上之加工中係將每道次之軋縮率設為20%以上，且將每道次或道次間時間設為10秒以內，並且前述鋼片以質量%計，含有C：0.03~0.9%、Si：0.01~1.0%、Mn：0.01~5.0%、Al：0.001~0.5%、N：0.001~0.1%、Nb：0.003~0.5%及Ti：0.003~0.5%，且剩餘部分由Fe及無法避免的不純物所構成，並且滿足C%+(12/14)N%≧(12/48)Ti%+(12/48)Nb%+0.03%。專利文獻3之實施例中，具體顯示出：根據此方法，肥粒鐵之結晶粒徑最小可微細化至0.6μm。
專利文獻
先前技術文獻
專利文獻1：日本專利特公平6-29480號公報
專利文獻2：日本專利特許第3725367號公報
專利文獻3：日本專利特許第4006112號公報
先前技術文獻
專利文獻1：日本專利特公平6-29480號公報
專利文獻2：日本專利特許第3725367號公報
專利文獻3：日本專利特許第4006112號公報
發明概要
發明欲解決之課題
由於材料的高強度化一般會致使疲勞特性或延伸凸緣性等材料特性劣化，因此在開發高強度之熱軋鋼板上，在不使該等材料特性劣化之前提下謀求高強度化是為重要。
發明欲解決之課題
由於材料的高強度化一般會致使疲勞特性或延伸凸緣性等材料特性劣化，因此在開發高強度之熱軋鋼板上，在不使該等材料特性劣化之前提下謀求高強度化是為重要。
然而，專利文獻1中記載之熱軋高張力鋼板，其組織為肥粒鐵與麻田散鐵及變韌鐵之複合組織，而有因組織間的硬度差導致延伸凸緣性低的課題。
又，專利文獻2中記載之超微細肥粒鐵組織高強度熱軋鋼板有以下課題：因肥粒鐵為主相而強度低，並且由於Nb及Ti含量多而經濟效益差。
又，專利文獻3中記載之高張力鋼之製造方法中，因在軋延前還進行冷卻步驟而恐會促進碳化物等析出，且因其後之再加熱步驟也是Ac
3點-100℃至低於Ac
3點之較低的溫度，故若析出有上述析出物時會難以固溶，於最終獲得的組織中會殘留粗大析出物，以結果而言有時未必能充分達成高延伸凸緣性。
本發明目的在於解決上述習知技術之問題，並提供一種疲勞特性與延伸凸緣性優異且拉伸強度為590MPa以上之熱軋鋼板及其製造方法。
用以解決課題之手段
本發明人等為達成上述目的，針對減低熱軋鋼板中之肥粒鐵與剩餘部分組織之硬度差的手法、並且考量到經濟效益而不將Nb及Ti作為必要成分之結晶粒的微細化手法進行了精闢研討。結果發現到：即使是在像肥粒鐵與麻田散鐵這種組織間硬度差大的複相組織鋼，當同一晶粒內之肥粒鐵的平均方位差大時，延伸凸緣性便會改善。又，發現到：即使不含Nb及Ti，藉由在熱軋鋼板之製造過程中使軋延溫度、應變速度、道次間時間及總應變量最佳化，便可使軋延中產生肥粒鐵變態，而將肥粒鐵之平均結晶粒徑微細化至5.0μm以下。並且，進一步發現到：如上述方式所產生之肥粒鐵中由於導入了高密度的差排而產生差排強化，且因同一晶粒內之肥粒鐵的平均方位差也大，而可獲得具有高強度、且疲勞特性與延伸凸緣性皆優異之熱軋鋼板。
本發明人等為達成上述目的，針對減低熱軋鋼板中之肥粒鐵與剩餘部分組織之硬度差的手法、並且考量到經濟效益而不將Nb及Ti作為必要成分之結晶粒的微細化手法進行了精闢研討。結果發現到：即使是在像肥粒鐵與麻田散鐵這種組織間硬度差大的複相組織鋼，當同一晶粒內之肥粒鐵的平均方位差大時，延伸凸緣性便會改善。又，發現到：即使不含Nb及Ti，藉由在熱軋鋼板之製造過程中使軋延溫度、應變速度、道次間時間及總應變量最佳化，便可使軋延中產生肥粒鐵變態，而將肥粒鐵之平均結晶粒徑微細化至5.0μm以下。並且，進一步發現到：如上述方式所產生之肥粒鐵中由於導入了高密度的差排而產生差排強化，且因同一晶粒內之肥粒鐵的平均方位差也大，而可獲得具有高強度、且疲勞特性與延伸凸緣性皆優異之熱軋鋼板。
本發明係基於上述見解進一步反覆研討而完成者。亦即，本發明主旨如下。
[1]一種熱軋鋼板，其特徵在於：
其具有以下組成：
以質量%計含有：
C：0.01%以上且在0.20%以下、
Si：1.0%以下、
Mn：3.0%以下、
P：0.040%以下、
S：0.004%以下、
Al：0.10%以下、及
N：0.004%以下，且
剩餘部分由Fe及不純物所構成；並且
含有30體積%以上且在70體積%以下之肥粒鐵，且該肥粒鐵之同一晶粒內的平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下，且
含有合計90體積%以上之前述肥粒鐵與麻田散鐵，並且
剩餘部分組織為10體積%以下；
前述肥粒鐵之平均結晶粒徑為0.5μm以上且在5.0μm以下，前述麻田散鐵之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下，且當存在前述剩餘部分組織時，前述剩餘部分組織之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下。
[2]如上述[1]之熱軋鋼板，其以質量%計更含有選自於以下元素中之1種或2種以上元素：
Nb：0.01%以上且在0.20%以下、
Ti：0.01%以上且在0.15%以下、
Mo：0.01%以上且在1.0%以下、
Cu：0.01%以上且在0.5%以下及
Ni：0.01%以上且在0.5%以下。
[3]一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於包含以下步驟：
(a)熱軋延步驟，是在鑄造具有如上述[1]或[2]之組成的鋼胚料後，不經冷卻便直接進行熱軋延，或者先冷卻至室溫，接著加熱至1100℃以上且在1350℃以下後進行熱軋延；前述熱軋延步驟包含：藉由使鑄造後之鋼胚料連續通過多數個軋延軋台，以進行精整軋延；前述精整軋延之全部軋延軋台之軋延溫度為A點以上，且包含前述精整軋延的最後道次之連續2道次以上的軋延是在以下條件下進行：軋延溫度：A點以上且低於Ae 3點、應變速度：1.0~50/秒及道次間時間：10秒以內，並且滿足前述條件之所有道次之總應變量為1.4以上且在4.0以下；
(b)冷卻步驟，是以20℃/秒以上的平均冷卻速度將經精整軋延後之鋼板進行冷卻，且前述冷卻是在前述熱軋延步驟後10秒以內開始；及
(c)捲取步驟，是在室溫以上且低於300℃之溫度範圍中捲取前述鋼板。
此處，A點為以下述(式1)所求出之溫度，Ae 3點為以下述(式2)所求出之溫度。
A(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
Ae 3(℃)=919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Cu、Ni及Mo為各元素含量(質量%)。
[1]一種熱軋鋼板，其特徵在於：
其具有以下組成：
以質量%計含有：
C：0.01%以上且在0.20%以下、
Si：1.0%以下、
Mn：3.0%以下、
P：0.040%以下、
S：0.004%以下、
Al：0.10%以下、及
N：0.004%以下，且
剩餘部分由Fe及不純物所構成；並且
含有30體積%以上且在70體積%以下之肥粒鐵，且該肥粒鐵之同一晶粒內的平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下，且
含有合計90體積%以上之前述肥粒鐵與麻田散鐵，並且
剩餘部分組織為10體積%以下；
前述肥粒鐵之平均結晶粒徑為0.5μm以上且在5.0μm以下，前述麻田散鐵之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下，且當存在前述剩餘部分組織時，前述剩餘部分組織之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下。
[2]如上述[1]之熱軋鋼板，其以質量%計更含有選自於以下元素中之1種或2種以上元素：
Nb：0.01%以上且在0.20%以下、
Ti：0.01%以上且在0.15%以下、
Mo：0.01%以上且在1.0%以下、
Cu：0.01%以上且在0.5%以下及
Ni：0.01%以上且在0.5%以下。
[3]一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於包含以下步驟：
(a)熱軋延步驟，是在鑄造具有如上述[1]或[2]之組成的鋼胚料後，不經冷卻便直接進行熱軋延，或者先冷卻至室溫，接著加熱至1100℃以上且在1350℃以下後進行熱軋延；前述熱軋延步驟包含：藉由使鑄造後之鋼胚料連續通過多數個軋延軋台，以進行精整軋延；前述精整軋延之全部軋延軋台之軋延溫度為A點以上，且包含前述精整軋延的最後道次之連續2道次以上的軋延是在以下條件下進行：軋延溫度：A點以上且低於Ae 3點、應變速度：1.0~50/秒及道次間時間：10秒以內，並且滿足前述條件之所有道次之總應變量為1.4以上且在4.0以下；
(b)冷卻步驟，是以20℃/秒以上的平均冷卻速度將經精整軋延後之鋼板進行冷卻，且前述冷卻是在前述熱軋延步驟後10秒以內開始；及
(c)捲取步驟，是在室溫以上且低於300℃之溫度範圍中捲取前述鋼板。
此處，A點為以下述(式1)所求出之溫度，Ae 3點為以下述(式2)所求出之溫度。
A(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
Ae 3(℃)=919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Cu、Ni及Mo為各元素含量(質量%)。
發明效果
根據本發明，能夠得到一種高強度且具有極為良好的延伸凸緣性與疲勞特性之熱軋鋼板，若將本發明應用於汽車之構造零件等，可確保汽車的安全性並可減輕車體重量，並且能夠減少環境負荷。
根據本發明，能夠得到一種高強度且具有極為良好的延伸凸緣性與疲勞特性之熱軋鋼板，若將本發明應用於汽車之構造零件等，可確保汽車的安全性並可減輕車體重量，並且能夠減少環境負荷。
發明實施形態
＜熱軋鋼板＞
本發明熱軋鋼板之特徵在於：其具有預定組成，並且含有30體積%以上且在70體積%以下之肥粒鐵，且該肥粒鐵之同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下，且含有合計90體積%以上之前述肥粒鐵與麻田散鐵，並且剩餘部分組織為10體積%以下；前述肥粒鐵之平均結晶粒徑為0.5μm以上且在5.0μm以下，前述麻田散鐵之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下，且當存在前述剩餘部分組織時，前述剩餘部分組織之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下。
＜熱軋鋼板＞
本發明熱軋鋼板之特徵在於：其具有預定組成，並且含有30體積%以上且在70體積%以下之肥粒鐵，且該肥粒鐵之同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下，且含有合計90體積%以上之前述肥粒鐵與麻田散鐵，並且剩餘部分組織為10體積%以下；前述肥粒鐵之平均結晶粒徑為0.5μm以上且在5.0μm以下，前述麻田散鐵之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下，且當存在前述剩餘部分組織時，前述剩餘部分組織之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下。
以下，具體說明本發明之熱軋鋼板。首先，說明限定本發明熱軋鋼板之化學成分(組成)的理由。另，以下表示化學成分之符號%皆是指質量%。
[C：0.01%以上且在0.20%以下]
C是一種為了提升固溶強化與淬火性，且使剩餘部分組織中生成低溫變態相之麻田散鐵以確保熱軋鋼板強度之必要元素，因此最少必須為0.01%以上。且C含量亦可為0.02%以上、0.04%以上或0.05%以上。另一方面，大於0.20%的C會使加工性及熔接性劣化。因此，C含量是設為0.20%以下。且C含量亦可為0.18%以下、0.16%以下或0.15%以下。
C是一種為了提升固溶強化與淬火性，且使剩餘部分組織中生成低溫變態相之麻田散鐵以確保熱軋鋼板強度之必要元素，因此最少必須為0.01%以上。且C含量亦可為0.02%以上、0.04%以上或0.05%以上。另一方面，大於0.20%的C會使加工性及熔接性劣化。因此，C含量是設為0.20%以下。且C含量亦可為0.18%以下、0.16%以下或0.15%以下。
[Si：1.0%以下]
Si是一種可抑制使韌性劣化的粗大氧化物或雪明碳鐵，且亦有助於固溶強化的元素，但若含量大於1.0%便會使熱軋鋼板之表面性狀明顯劣化，招致化學轉化處理性或耐蝕性降低。因此，Si含量是設為1.0%以下。且較佳是在0.9%以下或0.8%以下。Si含量可為0%，亦可為譬如0.01%以上、0.02%以上或0.4%以上。
Si是一種可抑制使韌性劣化的粗大氧化物或雪明碳鐵，且亦有助於固溶強化的元素，但若含量大於1.0%便會使熱軋鋼板之表面性狀明顯劣化，招致化學轉化處理性或耐蝕性降低。因此，Si含量是設為1.0%以下。且較佳是在0.9%以下或0.8%以下。Si含量可為0%，亦可為譬如0.01%以上、0.02%以上或0.4%以上。
[Mn：3.0%以下]
Mn係一種可固溶而有助於增加鋼之強度，並可提高淬火性的元素。另一方面，Mn若大於3.0%，不僅是其效果達到飽和，也會因凝固偏析形成帶狀組織而使加工性及耐延遲破壞特性劣化。因此，Mn含量是設為3.0%以下。且宜設為2.8%以下或2.0%以下。Mn含量可為0%，亦可為譬如0.5%以上、1.0%以上或1.4%以上。
Mn係一種可固溶而有助於增加鋼之強度，並可提高淬火性的元素。另一方面，Mn若大於3.0%，不僅是其效果達到飽和，也會因凝固偏析形成帶狀組織而使加工性及耐延遲破壞特性劣化。因此，Mn含量是設為3.0%以下。且宜設為2.8%以下或2.0%以下。Mn含量可為0%，亦可為譬如0.5%以上、1.0%以上或1.4%以上。
[P：0.040%以下]
P是一種可固溶而有助於增加鋼之強度的元素，但也是一種會於晶界、特別是舊沃斯田鐵晶界中偏析，而招致低溫韌性或加工性降低的元素。故，宜盡可能減少P含量，而含有至0.040%為止是可容許的。因此，P含量是設為0.040%以下。且較佳是在0.030%以下，在0.020%以下更佳。P含量雖亦可為0%，但由於過度減少也無法獲得與精煉成本之增加相應的效果，因此宜為0.001%、0.002%以上、0.003%以上或0.005%以上。
P是一種可固溶而有助於增加鋼之強度的元素，但也是一種會於晶界、特別是舊沃斯田鐵晶界中偏析，而招致低溫韌性或加工性降低的元素。故，宜盡可能減少P含量，而含有至0.040%為止是可容許的。因此，P含量是設為0.040%以下。且較佳是在0.030%以下，在0.020%以下更佳。P含量雖亦可為0%，但由於過度減少也無法獲得與精煉成本之增加相應的效果，因此宜為0.001%、0.002%以上、0.003%以上或0.005%以上。
[S：0.004%以下]
S會與Mn結合形成粗大硫化物，而使熱軋鋼板之加工性降低。因此，宜盡可能減少S含量，而含有至0.004%為止是可容許的。因此，S含量是設為0.004%以下。且較佳是在0.003%以下，在0.002%以下更佳。S含量雖亦可為0%，但由於過度減少也無法獲得與精煉成本之增加相應的效果，因此宜為0.0003%以上、0.0005%以上或0.001%以上。
S會與Mn結合形成粗大硫化物，而使熱軋鋼板之加工性降低。因此，宜盡可能減少S含量，而含有至0.004%為止是可容許的。因此，S含量是設為0.004%以下。且較佳是在0.003%以下，在0.002%以下更佳。S含量雖亦可為0%，但由於過度減少也無法獲得與精煉成本之增加相應的效果，因此宜為0.0003%以上、0.0005%以上或0.001%以上。
[Al：0.10%以下]
Al是一種可作為脫氧劑發揮作用，而可有效提升鋼之潔淨度的元素。但是，過度添加Al會招致氧化物系夾雜物增加，使熱軋鋼板之韌性降低，同時會成為發生缺陷的原因。因此，Al含量是設為0.10%以下。且較佳是在0.09%以下，在0.08%以下更佳。Al含量雖亦可為0%，但由於過度減少也無法獲得與精煉成本之增加相應的效果，因此宜為0.005%以上、0.008%以上或0.01%以上。
Al是一種可作為脫氧劑發揮作用，而可有效提升鋼之潔淨度的元素。但是，過度添加Al會招致氧化物系夾雜物增加，使熱軋鋼板之韌性降低，同時會成為發生缺陷的原因。因此，Al含量是設為0.10%以下。且較佳是在0.09%以下，在0.08%以下更佳。Al含量雖亦可為0%，但由於過度減少也無法獲得與精煉成本之增加相應的效果，因此宜為0.005%以上、0.008%以上或0.01%以上。
[N：0.004%以下]
N是藉由與氮化物形成元素結合而以氮化物之形態析出，而有助於結晶粒之微細化。但是，若大於0.004%，會變成以固溶N的形態存在，而使韌性降低。因此，N含量是設為0.004%以下。且較佳是在0.003%以下。N含量雖亦可為0%，但由於過度減少也無法獲得與精煉成本之增加相應的效果，因此宜為0.0005%以上、0.0008%以上或0.001%以上。
N是藉由與氮化物形成元素結合而以氮化物之形態析出，而有助於結晶粒之微細化。但是，若大於0.004%，會變成以固溶N的形態存在，而使韌性降低。因此，N含量是設為0.004%以下。且較佳是在0.003%以下。N含量雖亦可為0%，但由於過度減少也無法獲得與精煉成本之增加相應的效果，因此宜為0.0005%以上、0.0008%以上或0.001%以上。
以上為本發明熱軋鋼板的基本成分，而本發明之熱軋鋼板以譬如提高韌性或高強度化等作為目的，可視需要含有選自於以下元素中之1種或2種以上元素：Nb：0.01%以上且在0.20%以下、Ti：0.01%以上且在0.15%以下、Mo：0.01%以上且在1.0%以下、Cu：0.01%以上且在0.5%以下及Ni：0.01%以上且在0.5%以下。
[Nb：0.01%以上且在0.20%以下]
Nb是一種可透過碳氮化物之形成，而有助於增加鋼板之強度與疲勞強度的元素。為了使上述效果充分展現，必須將Nb含量設為0.01%以上。且Nb含量亦可為譬如0.02%以上或0.03%以上。另一方面，Nb含量若大於0.20%，變形阻力會增加，故有製造熱軋鋼板時熱軋延之軋延荷重增加，導致對於軋延機的負擔變得過大，軋延操作本身變得困難的疑慮。又，Nb含量若大於0.20%，會形成粗大析出物，而有熱軋鋼板之韌性降低的傾向。因此，Nb含量是設為0.20%以下。且Nb含量亦可為譬如0.15%以下或0.10%以下。
Nb是一種可透過碳氮化物之形成，而有助於增加鋼板之強度與疲勞強度的元素。為了使上述效果充分展現，必須將Nb含量設為0.01%以上。且Nb含量亦可為譬如0.02%以上或0.03%以上。另一方面，Nb含量若大於0.20%，變形阻力會增加，故有製造熱軋鋼板時熱軋延之軋延荷重增加，導致對於軋延機的負擔變得過大，軋延操作本身變得困難的疑慮。又，Nb含量若大於0.20%，會形成粗大析出物，而有熱軋鋼板之韌性降低的傾向。因此，Nb含量是設為0.20%以下。且Nb含量亦可為譬如0.15%以下或0.10%以下。
[Ti：0.01%以上且在0.15%以下]
Ti可藉由形成微細碳氮化物使結晶粒微細化，來提升鋼板強度與疲勞強度。為了使此種效果充分展現，必須將Ti含量設為0.01%以上。且Ti含量亦可為譬如0.02%以上、0.04%以上或大於0.05%。另一方面，Ti含量若大於0.15%而變得過多，不僅上述效果達到飽和，也會導致粗大析出物增加，招致鋼板韌性降低。因此，Ti含量是設為0.15%以下。且較佳是在0.14%以下或0.10%以下。
Ti可藉由形成微細碳氮化物使結晶粒微細化，來提升鋼板強度與疲勞強度。為了使此種效果充分展現，必須將Ti含量設為0.01%以上。且Ti含量亦可為譬如0.02%以上、0.04%以上或大於0.05%。另一方面，Ti含量若大於0.15%而變得過多，不僅上述效果達到飽和，也會導致粗大析出物增加，招致鋼板韌性降低。因此，Ti含量是設為0.15%以下。且較佳是在0.14%以下或0.10%以下。
[Mo：0.01%以上且在1.0%以下]
Mo是可提高淬火性而有助於鋼板高強度化的元素。為了獲得上述效果，必須將Mo含量設為0.01%以上。Mo含量亦可為譬如0.02%以上或0.03%以上。但是，Mo之合金成本高，且若大於1.0%便會使熔接性劣化。因此，Mo含量是設為1.0%以下。且較佳是在0.5%以下或0.4%以下。
Mo是可提高淬火性而有助於鋼板高強度化的元素。為了獲得上述效果，必須將Mo含量設為0.01%以上。Mo含量亦可為譬如0.02%以上或0.03%以上。但是，Mo之合金成本高，且若大於1.0%便會使熔接性劣化。因此，Mo含量是設為1.0%以下。且較佳是在0.5%以下或0.4%以下。
[Cu：0.01%以上且在0.5%以下]
Cu是一種可固溶而有助於增加鋼之強度的元素。並且，Cu可提升淬火性。為了獲得該等效果，必須將Cu含量設為0.01%以上。且Cu含量亦可為譬如0.05%以上或0.1%以上。但是，Cu含量若大於0.5%會招致熱軋鋼板之表面性狀降低。因此，Cu含量是設為0.5%以下。且較佳是在0.4%以下或0.3%以下。
Cu是一種可固溶而有助於增加鋼之強度的元素。並且，Cu可提升淬火性。為了獲得該等效果，必須將Cu含量設為0.01%以上。且Cu含量亦可為譬如0.05%以上或0.1%以上。但是，Cu含量若大於0.5%會招致熱軋鋼板之表面性狀降低。因此，Cu含量是設為0.5%以下。且較佳是在0.4%以下或0.3%以下。
[Ni：0.01%以上且在0.5%以下]
Ni是一種可固溶而有助於增加鋼之強度，並可提升淬火性的元素。為了獲得該等效果，必須將Ni含量設為0.01%以上。且Ni含量亦可為譬如0.02%以上或0.1%以上。但是，Ni之合金成本高，且若大於0.5%便會使熔接性劣化。因此，Ni含量是設為0.5%以下。且較佳是在0.4%以下或0.3%以下。
Ni是一種可固溶而有助於增加鋼之強度，並可提升淬火性的元素。為了獲得該等效果，必須將Ni含量設為0.01%以上。且Ni含量亦可為譬如0.02%以上或0.1%以上。但是，Ni之合金成本高，且若大於0.5%便會使熔接性劣化。因此，Ni含量是設為0.5%以下。且較佳是在0.4%以下或0.3%以下。
針對其他元素，亦可在不妨礙本發明效果之範圍內含有。亦即，剩餘部分實質上為鐵即可。譬如以提升耐延遲破壞特性為目的，亦可各別含有0.005%以下的Ca和REM(稀土族金屬：Rare-Earth Metal)等。且亦可含有可提升熱加工性之微量元素等。
本發明之熱軋鋼板中，上述成分以外之剩餘部分由Fe及不純物所構成。此處，所謂不純物是在工業上製造熱軋鋼板時，因以如礦石或廢料之類的原料為首之製造步驟的種種因素而混入之成分，且是包含非對本發明之熱軋鋼板刻意添加之成分。另外，所謂不純物是除了以上說明之成分以外的元素，且亦包含以該元素特有之作用效果並不會對本發明之熱軋鋼板的特性產生影響之程度被含於該熱軋鋼板中之元素。
接下來，說明限定本發明熱軋鋼板之組織的理由。
[同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵：30體積%以上且在70體積%以下]
本發明熱軋鋼板之組織包含30體積%以上且在70體積%以下之肥粒鐵，且該肥粒鐵中同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下。
本發明熱軋鋼板之組織包含30體積%以上且在70體積%以下之肥粒鐵，且該肥粒鐵中同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下。
此處，當將相鄰接的晶粒之方位差為15°以上者定義為1個結晶粒時，本發明中所謂「同一晶粒內之平均方位差」是表示存在於某1個結晶粒內之結晶混亂的指標。藉由通常的肥粒鐵變態所產生之肥粒鐵中，同一晶粒內之平均方位差幾乎都是0.0°。另一方面，如同本發明在軋延中發生肥粒鐵變態時，由於對肥粒鐵也有施以加工，因此肥粒鐵晶粒內會產生結晶混亂，同一晶粒內之平均方位差變大。為了減低與麻田散鐵的硬度差，同一晶粒內之平均方位差必須是0.5°以上。另一方面，若同一晶粒內之平均方位差大於5.0°，肥粒鐵的延性便會劣化。因此，同一晶粒內之平均方位差是設為0.5°以上且在5.0°以下。且較佳為0.7°以上且在3.5°以下。
本發明之熱軋鋼板中，同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵若變得少於30體積%，細粒組織的分率會降低，而變得難以確保充分的疲勞特性，因此上述肥粒鐵之體積率是設為30體積%以上。又，為了增加上述肥粒鐵之體積率，必須提高熱軋延時的軋縮率或降低熱軋延時的溫度，但當設成會大於70體積%之條件時，同一晶粒內之平均方位差大於5.0°的可能性會變高，而有肥粒體之延性劣化、延伸凸緣性降低的疑慮。因此，同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵的體積率是設為30體積%以上且在70體積%以下。且較佳是在35體積%以上或40體積%以上、及/或65體積%以下或60體積%以下。
[同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵與麻田散鐵之合計為90體積%以上、及剩餘部分組織為10體積%以下]
本發明之熱軋鋼板包含合計90體積%以上之肥粒鐵與麻田散鐵，且較佳為95體積%以上或100體積%，並且前述肥粒鐵中同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下。剩餘部分組織並無特別限定，可包含譬如變韌鐵、同一晶粒內之平均方位差小於0.5°之肥粒鐵及殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上；或由變韌鐵、同一晶粒內之平均方位差小於0.5°之肥粒鐵及殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上所構成。剩餘部分組織若變成多於10體積%，便難以達成所欲強度及/或延伸凸緣性，因此剩餘部分組織是設為10體積%以下。且剩餘部分組織較佳為5體積%以下，亦可為0體積%。另，當剩餘部分組織大於10體積%，且該剩餘部分組織之變韌鐵分率較高時，疲勞特性有時會降低。
本發明之熱軋鋼板包含合計90體積%以上之肥粒鐵與麻田散鐵，且較佳為95體積%以上或100體積%，並且前述肥粒鐵中同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下。剩餘部分組織並無特別限定，可包含譬如變韌鐵、同一晶粒內之平均方位差小於0.5°之肥粒鐵及殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上；或由變韌鐵、同一晶粒內之平均方位差小於0.5°之肥粒鐵及殘留沃斯田鐵中之1種或2種以上所構成。剩餘部分組織若變成多於10體積%，便難以達成所欲強度及/或延伸凸緣性，因此剩餘部分組織是設為10體積%以下。且剩餘部分組織較佳為5體積%以下，亦可為0體積%。另，當剩餘部分組織大於10體積%，且該剩餘部分組織之變韌鐵分率較高時，疲勞特性有時會降低。
[同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵的平均結晶粒徑：0.5μm以上且在5.0μm以下]
本發明中所謂「平均結晶粒徑」是設為：當將相鄰接的晶粒之方位差為15°以上者定義為1個結晶粒時所算出的值。同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵的平均結晶粒徑若大於5.0μm，疲勞強度或韌性會劣化，因此平均結晶粒徑必須在5.0μm以下。另一方面，為了使平均結晶粒徑小於0.5μm，必須在軋延時進行大應變加工，而會對軋延機造成很大負荷，並且同一晶粒內之平均方位差大於5.0°的可能性也變高。故，平均結晶粒徑是設為0.5μm以上。因此，同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵的平均結晶粒徑為0.5μm以上且在5.0μm以下，且較佳是在0.7μm以上或1.0μm以上、及/或4.5μm以下或4.0μm以下。
本發明中所謂「平均結晶粒徑」是設為：當將相鄰接的晶粒之方位差為15°以上者定義為1個結晶粒時所算出的值。同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵的平均結晶粒徑若大於5.0μm，疲勞強度或韌性會劣化，因此平均結晶粒徑必須在5.0μm以下。另一方面，為了使平均結晶粒徑小於0.5μm，必須在軋延時進行大應變加工，而會對軋延機造成很大負荷，並且同一晶粒內之平均方位差大於5.0°的可能性也變高。故，平均結晶粒徑是設為0.5μm以上。因此，同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵的平均結晶粒徑為0.5μm以上且在5.0μm以下，且較佳是在0.7μm以上或1.0μm以上、及/或4.5μm以下或4.0μm以下。
[麻田散鐵與剩餘部分組織之平均結晶粒徑：1.0μm以上且在10μm以下]
當麻田散鐵及存在時，剩餘部分組織之平均結晶粒徑若變得較1.0μm小，麻田散鐵或剩餘部分組織中所含之變韌鐵等會高強度化，與上述肥粒鐵之硬度差就會變大，而延伸凸緣性劣化。又，若變得較10μm大，便有疲勞特性與韌性劣化之疑慮。因此，麻田散鐵與剩餘部分組織，尤其是變韌鐵之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下，且較佳為1.5μm以上或2.0μm以上、及/或8.0μm以下或5.0μm以下。
當麻田散鐵及存在時，剩餘部分組織之平均結晶粒徑若變得較1.0μm小，麻田散鐵或剩餘部分組織中所含之變韌鐵等會高強度化，與上述肥粒鐵之硬度差就會變大，而延伸凸緣性劣化。又，若變得較10μm大，便有疲勞特性與韌性劣化之疑慮。因此，麻田散鐵與剩餘部分組織，尤其是變韌鐵之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下，且較佳為1.5μm以上或2.0μm以上、及/或8.0μm以下或5.0μm以下。
各相或組織的鑑定或平均結晶粒徑之計算，可藉由使用有以掃描型電子顯微鏡拍攝而得的組織照片之圖像處理或背向散射電子繞射影像解析(EBSP或EBSD)來進行。
更具體地說，同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵的體積率是以如下述方式來決定。令鋼板板寬為W時，在鋼板之寬度方向上從一端起算1/4W(寬度)或3/4W(寬度)的位置上，以使從軋延方向觀看鋼板之寬度方向的截面(寬度方向截面)成為觀察面之方式採取試樣，距離鋼板表面在板厚的1/4深度位置，以0.2μm之測定間隔，對鋼板之寬度方向200μm×厚度方向100μm之矩形區域進行EBSD解析。此處，EBSD解析為譬如使用以熱場發射型掃描電子顯微鏡與EBSD檢測器構成之裝置，以200~300點/秒之解析速度實施。此處，方位差為根據上述而測出之各測定點的結晶方位資訊，求算相鄰接的測定點相互的結晶方位之差而得。此方位差為15°以上時，將相鄰接的測定點與測定點的中間判斷為晶界，此晶界所包圍之區域於本發明中定義為結晶粒。將此結晶粒之同一晶粒內之方位差單純平均，以計算平均方位差。並且，求算同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵結晶粒的面積率，以此為同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵的體積率。另，同一晶粒內之平均方位差之計算，可利用附屬於EBSD解析裝置中之軟體來求算。又，麻田散鐵也可能成為同一晶粒內之平均方位差在0.5°以上，由於麻田散鐵之形狀呈現條狀組織，因此在SEM影像中，具有條狀組織者是設為麻田散鐵，且以其面積率為麻田散鐵之體積率。
本發明中「同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵」、「麻田散鐵」及「剩餘部分組織」各別之平均結晶粒徑是使用藉由上述EBSD解析所求出之值來決定。具體地說，是以方位差15°以上之境界為晶界，並以藉由下述式算出之值作為平均結晶粒徑。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)晶粒的面積，di則表示第i個結晶粒之圓等效直徑。該等資料可利用EBSD解析輕易求取。
[數學式1]
[數學式1]
根據本發明，藉由滿足上述化學成分(組成)及組織，便能獲得高強度且疲勞特性與延伸凸緣性優異之熱軋鋼板。因此，將本發明之熱軋鋼板應用於汽車之構造零件等時，可在確保有必要強度的狀態下使板厚變薄，而變得能有助於提升汽車燃油效益。
＜熱軋鋼板之製造方法＞
接下來，說明本發明熱軋鋼板之製造方法。
接下來，說明本發明熱軋鋼板之製造方法。
本發明熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於包含以下步驟：
(a)鑄造具有以上說明之化學成分(組成)的鋼胚料後，不經冷卻便直接進行熱軋延，或者先冷卻至室溫，接著加熱至1100℃以上且在1350℃以下後進行熱軋延；前述熱軋延步驟包含：藉由使鑄造後之鋼胚料連續通過多數個軋延軋台，以進行精整軋延；前述精整軋延之全部軋延軋台之軋延溫度為A點以上，且包含前述精整軋延的最後道次之連續2道次以上的軋延是在以下條件下進行：軋延溫度：A點以上且低於Ae 3點、應變速度：1.0~50/秒及道次間時間：10秒以內，並且滿足前述條件之所有道次之總應變量為1.4以上且在4.0以下；
(b)冷卻步驟，是以20℃/秒以上的平均冷卻速度將經精整軋延後之鋼板進行冷卻，且前述冷卻是在前述熱軋延步驟後10秒以內開始；及
(c)捲取步驟，是在室溫以上且低於300℃之溫度範圍中捲取前述鋼板。
此處，A點為以下述(式1)所求出之溫度，Ae 3點為以下述(式2)所求出之溫度。
A(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
Ae 3(℃)=919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)式中，C、Si、Mn、Cu、Ni及Mo為各元素含量(質量%)。
(a)鑄造具有以上說明之化學成分(組成)的鋼胚料後，不經冷卻便直接進行熱軋延，或者先冷卻至室溫，接著加熱至1100℃以上且在1350℃以下後進行熱軋延；前述熱軋延步驟包含：藉由使鑄造後之鋼胚料連續通過多數個軋延軋台，以進行精整軋延；前述精整軋延之全部軋延軋台之軋延溫度為A點以上，且包含前述精整軋延的最後道次之連續2道次以上的軋延是在以下條件下進行：軋延溫度：A點以上且低於Ae 3點、應變速度：1.0~50/秒及道次間時間：10秒以內，並且滿足前述條件之所有道次之總應變量為1.4以上且在4.0以下；
(b)冷卻步驟，是以20℃/秒以上的平均冷卻速度將經精整軋延後之鋼板進行冷卻，且前述冷卻是在前述熱軋延步驟後10秒以內開始；及
(c)捲取步驟，是在室溫以上且低於300℃之溫度範圍中捲取前述鋼板。
此處，A點為以下述(式1)所求出之溫度，Ae 3點為以下述(式2)所求出之溫度。
A(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
Ae 3(℃)=919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)式中，C、Si、Mn、Cu、Ni及Mo為各元素含量(質量%)。
以下，詳細說明本發明之製造方法。
[(a)熱軋延步驟]
熱軋延步驟包含：藉由使鑄造後之鋼胚料連續通過多數個軋延軋台，以進行精整軋延，且該鑄造後之鋼胚料具有以上說明之化學成分(組成)。又，亦可於精整軋延前或於精整軋延時在軋延軋台間之軋延途中進行去鏽。在本發明方法中，如後述所說明，精整軋延是以低應變速度進行，以使軋延中發生肥粒鐵變態。因此，精整軋延宜藉由直送軋延來進行，該直送軋延可輕易進行在上述低應變速度下之軋延且連結有連續鑄造與精整軋延。然而，亦可採取如一般熱軋方法即鋼胚再加熱-粗軋延-精整軋延之類的手法。此時，為使鋼胚均質化，鋼胚加熱溫度是設為1100℃以上，而為防止沃斯田鐵粒徑粗大化，則設為1350℃以下。又，鋼胚料之製造方法並不限於特定方法，而可應用任一常用方法，該常用方法是將具有上述化學成分之熔鋼於轉爐等進行熔煉，再以連續鑄造等鑄造方法製成鋼胚等鋼胚料。
熱軋延步驟包含：藉由使鑄造後之鋼胚料連續通過多數個軋延軋台，以進行精整軋延，且該鑄造後之鋼胚料具有以上說明之化學成分(組成)。又，亦可於精整軋延前或於精整軋延時在軋延軋台間之軋延途中進行去鏽。在本發明方法中，如後述所說明，精整軋延是以低應變速度進行，以使軋延中發生肥粒鐵變態。因此，精整軋延宜藉由直送軋延來進行，該直送軋延可輕易進行在上述低應變速度下之軋延且連結有連續鑄造與精整軋延。然而，亦可採取如一般熱軋方法即鋼胚再加熱-粗軋延-精整軋延之類的手法。此時，為使鋼胚均質化，鋼胚加熱溫度是設為1100℃以上，而為防止沃斯田鐵粒徑粗大化，則設為1350℃以下。又，鋼胚料之製造方法並不限於特定方法，而可應用任一常用方法，該常用方法是將具有上述化學成分之熔鋼於轉爐等進行熔煉，再以連續鑄造等鑄造方法製成鋼胚等鋼胚料。
(精整軋延之全部軋延軋台之軋延溫度：A點以上)
在本發明方法中，精整軋延是藉由使經鑄造後的狀態下之鋼胚料，亦即剛進行鑄造後之鋼胚料、或加熱後之鋼胚料，連續通過多數個軋延軋台來進行，且精整軋延之所有軋延軋台之軋延溫度為以下述(式1)所求出之A點以上。
A(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
式中，C、Mn、Cu、Ni及Mo為各元素含量(質量%)。
若低於A點，除了軋延中之肥粒鐵變態之外，還變成會伴隨著溫度的低溫化而發生肥粒鐵變態。由後者之肥粒鐵變態而產生的肥粒鐵其結晶粒徑大，會招致拉伸強度或疲勞強度降低。並且，因產生上述肥粒鐵，也使得組織分率的控制變得困難。因此，全部軋延軋台之溫度必須在A點以上。全部軋延軋台之溫度亦可在譬如1100℃以下。
在本發明方法中，精整軋延是藉由使經鑄造後的狀態下之鋼胚料，亦即剛進行鑄造後之鋼胚料、或加熱後之鋼胚料，連續通過多數個軋延軋台來進行，且精整軋延之所有軋延軋台之軋延溫度為以下述(式1)所求出之A點以上。
A(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
式中，C、Mn、Cu、Ni及Mo為各元素含量(質量%)。
若低於A點，除了軋延中之肥粒鐵變態之外，還變成會伴隨著溫度的低溫化而發生肥粒鐵變態。由後者之肥粒鐵變態而產生的肥粒鐵其結晶粒徑大，會招致拉伸強度或疲勞強度降低。並且，因產生上述肥粒鐵，也使得組織分率的控制變得困難。因此，全部軋延軋台之溫度必須在A點以上。全部軋延軋台之溫度亦可在譬如1100℃以下。
(包含精整軋延的最後道次之連續2道次以上的軋延之軋延溫度：A點以上且低於Ae
3點)
此軋延溫度若變成在以下述(式2)所求出之Ae 3點以上，便會難以於軋延中產生肥粒鐵變態，因此是設為低於Ae 3點。
Ae 3(℃)=919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Ni及Mo為各元素含量(質量%)。
又，若低於A點，除了軋延中之肥粒鐵變態之外，還變成會伴隨著溫度的低溫化而發生肥粒鐵變態。由後者之肥粒鐵變態而產生的肥粒鐵其結晶粒徑大，會招致拉伸強度或疲勞強度降低。並且，因產生上述肥粒鐵，也使得組織分率的控制變得困難。因此，包含精整軋延的最後道次之連續2道次以上的軋延之軋延溫度，是設為A點以上且低於Ae 3點。
此軋延溫度若變成在以下述(式2)所求出之Ae 3點以上，便會難以於軋延中產生肥粒鐵變態，因此是設為低於Ae 3點。
Ae 3(℃)=919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Ni及Mo為各元素含量(質量%)。
又，若低於A點，除了軋延中之肥粒鐵變態之外，還變成會伴隨著溫度的低溫化而發生肥粒鐵變態。由後者之肥粒鐵變態而產生的肥粒鐵其結晶粒徑大，會招致拉伸強度或疲勞強度降低。並且，因產生上述肥粒鐵，也使得組織分率的控制變得困難。因此，包含精整軋延的最後道次之連續2道次以上的軋延之軋延溫度，是設為A點以上且低於Ae 3點。
(包含精整軋延的最後道次之連續2道次以上的軋延之應變速度：1.0~50/秒)
為使軋延中發生肥粒鐵變態，應變速度越低速越好。應變速度若大於50/秒，為產生肥粒鐵變態所需之軋縮量變大，導致對軋延機之負荷增加。並且，加工發熱變大，導致軋延溫度在Ae 3點以上的可能性變高。因此，應變速度是設為50/秒以下。又，應變速度小於1.0/秒時，軋延機之軋輥所造成的散熱影響變大，導致軋延溫度低於A點的可能性變高。因此，應變速度是設為1.0/秒以上且在50/秒以下。且較佳為1.5/秒以上且在30/秒以下。
為使軋延中發生肥粒鐵變態，應變速度越低速越好。應變速度若大於50/秒，為產生肥粒鐵變態所需之軋縮量變大，導致對軋延機之負荷增加。並且，加工發熱變大，導致軋延溫度在Ae 3點以上的可能性變高。因此，應變速度是設為50/秒以下。又，應變速度小於1.0/秒時，軋延機之軋輥所造成的散熱影響變大，導致軋延溫度低於A點的可能性變高。因此，應變速度是設為1.0/秒以上且在50/秒以下。且較佳為1.5/秒以上且在30/秒以下。
(包含精整軋延的最後道次之連續2道次以上的軋延之道次間時間：10秒以內)
道次間時間會影響軋延軋台間之應變恢復或再結晶行為。道次間時間若大於10秒，會發生軋台間之應變恢復及再結晶，先前的軋延道次中累積之應變就會被釋放，故變得難以使軋延中發生肥粒鐵變態。因此，道次間時間是設為10秒以內。且較佳是在8.5秒以內、7秒以內或5秒以內。道次間時間亦可為譬如1秒以上。
道次間時間會影響軋延軋台間之應變恢復或再結晶行為。道次間時間若大於10秒，會發生軋台間之應變恢復及再結晶，先前的軋延道次中累積之應變就會被釋放，故變得難以使軋延中發生肥粒鐵變態。因此，道次間時間是設為10秒以內。且較佳是在8.5秒以內、7秒以內或5秒以內。道次間時間亦可為譬如1秒以上。
(總應變量：1.4以上且在4.0以下)
滿足下述條件之所有道次之總應變量設為1.4以上且在4.0以下：上述包含精整軋延的最後道次之連續2道次以上軋延的軋延溫度：A點以上且低於Ae 3點，應變速度：1.0~50/秒及道次間時間：10秒以內。該總應變量會對軋延中產生之肥粒鐵變態量、與該肥粒鐵晶粒內之平均方位差及麻田散鐵之微細化有很大影響。總應變量若小於1.4，會難以產生充分的量之肥粒鐵變態，並且麻田散鐵結晶粒徑會粗大化。另一方面，總應變量若大於4.0，軋延中產生之肥粒鐵其同一晶粒內之平均方位差會大於5.0，而使肥粒鐵之延性降低。除此之外，還會使軋延中之肥粒鐵變態量變大、麻田散鐵量減少，因而招致強度不足。因此，總應變量是設為1.4以上且在4.0以下。且較佳為1.6以上且在3.5以下。
滿足下述條件之所有道次之總應變量設為1.4以上且在4.0以下：上述包含精整軋延的最後道次之連續2道次以上軋延的軋延溫度：A點以上且低於Ae 3點，應變速度：1.0~50/秒及道次間時間：10秒以內。該總應變量會對軋延中產生之肥粒鐵變態量、與該肥粒鐵晶粒內之平均方位差及麻田散鐵之微細化有很大影響。總應變量若小於1.4，會難以產生充分的量之肥粒鐵變態，並且麻田散鐵結晶粒徑會粗大化。另一方面，總應變量若大於4.0，軋延中產生之肥粒鐵其同一晶粒內之平均方位差會大於5.0，而使肥粒鐵之延性降低。除此之外，還會使軋延中之肥粒鐵變態量變大、麻田散鐵量減少，因而招致強度不足。因此，總應變量是設為1.4以上且在4.0以下。且較佳為1.6以上且在3.5以下。
上述軋延條件不連續時，會變得無法使軋延中發生肥粒鐵變態、及/或軋延中產生之肥粒鐵會逆變態為沃斯田鐵，以結果而言最終組織之肥粒鐵分率變小，導致所獲得的熱軋鋼板之延伸率降低。又，最後道次未滿足軋延條件時，會於最後道次發生從肥粒鐵逆變態為沃斯田鐵的情形，最終組織之肥粒鐵分率便會減少而延伸率降低、及/或肥粒鐵會恢復，導致與麻田散鐵之硬度差變大，而延伸凸緣性降低。又或是，最後道次之軋延溫度若低於A點，除了軋延中之肥粒鐵變態之外，還變成會伴隨著溫度的低溫化而發生肥粒鐵變態，由後者之肥粒鐵變態而產生的肥粒鐵其結晶粒徑大，會招致拉伸強度或疲勞強度降低。因此，包含精整軋延的最後道次之連續2道次以上的軋延必須在以下條件下進行：軋延溫度：A點以上且低於Ae
3點、應變速度：1.0~50/秒及道次間時間：10秒以內，且使滿足該條件之所有道次之總應變量為1.4以上且在4.0以下。
(粗軋延)
在本發明方法中，為了譬如調整板厚等，亦可於精整軋延前對鋼胚料進行粗軋延。粗軋延只要能確保所欲片條尺寸即可，其條件並無特別限定。
在本發明方法中，為了譬如調整板厚等，亦可於精整軋延前對鋼胚料進行粗軋延。粗軋延只要能確保所欲片條尺寸即可，其條件並無特別限定。
[(b)冷卻步驟]
根據本發明之方法，精整軋延後之鋼板於冷卻步驟中，是以20℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻，且該冷卻是於上述熱軋延步驟後10秒以內開始。從熱軋延步驟結束後到冷卻開始為止若超過10秒，便會發生肥粒鐵的恢復，導致與麻田散鐵之硬度差變大，而所獲得的熱軋鋼板之延伸凸緣性降低。冷卻宜在熱軋延步驟後9秒以內或8秒以內開始。並且，平均冷卻速度若小於20℃/秒，肥粒鐵中之應變會恢復而軟化，導致與麻田散鐵之硬度差變大，而發生延伸凸緣性降低的情形。因此，熱軋延步驟後之冷卻的平均冷卻速度是設為20℃/秒以上。且較佳是在40℃/秒以上。平均冷卻速度的上限並無特別限定，亦可為譬如100℃/秒以下。
根據本發明之方法，精整軋延後之鋼板於冷卻步驟中，是以20℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻，且該冷卻是於上述熱軋延步驟後10秒以內開始。從熱軋延步驟結束後到冷卻開始為止若超過10秒，便會發生肥粒鐵的恢復，導致與麻田散鐵之硬度差變大，而所獲得的熱軋鋼板之延伸凸緣性降低。冷卻宜在熱軋延步驟後9秒以內或8秒以內開始。並且，平均冷卻速度若小於20℃/秒，肥粒鐵中之應變會恢復而軟化，導致與麻田散鐵之硬度差變大，而發生延伸凸緣性降低的情形。因此，熱軋延步驟後之冷卻的平均冷卻速度是設為20℃/秒以上。且較佳是在40℃/秒以上。平均冷卻速度的上限並無特別限定，亦可為譬如100℃/秒以下。
[(c)捲取步驟]
經於上述冷卻步驟中冷卻至冷卻停止溫度後之鋼板，於捲取步驟中是在室溫以上且低於300℃之溫度範圍中進行捲取。由於在冷卻步驟後立刻進行鋼板的捲取，因此捲取溫度幾乎與冷卻停止溫度相等。捲取溫度若變成在300℃以上，會大量生成多邊形肥粒鐵或變韌鐵，因此拉伸強度及疲勞強度會降低。故，成為冷卻停止溫度之捲取溫度是設為低於300℃。且捲取溫度亦可在譬如250℃以下或200℃以下。
經於上述冷卻步驟中冷卻至冷卻停止溫度後之鋼板，於捲取步驟中是在室溫以上且低於300℃之溫度範圍中進行捲取。由於在冷卻步驟後立刻進行鋼板的捲取，因此捲取溫度幾乎與冷卻停止溫度相等。捲取溫度若變成在300℃以上，會大量生成多邊形肥粒鐵或變韌鐵，因此拉伸強度及疲勞強度會降低。故，成為冷卻停止溫度之捲取溫度是設為低於300℃。且捲取溫度亦可在譬如250℃以下或200℃以下。
另，捲取後，亦可根據常規方法對熱軋鋼板施行調質軋延，並且亦可施行酸洗以除去於表面形成的鏽皮。或者亦可進一步施行熔融鍍鋅、電鍍鋅等鍍敷處理、或化學轉化處理。
鑄造具有與所說明之本發明熱軋鋼板相同組成的鋼胚料後，如以上說明來實施熱軋延、其後之冷卻及捲取操作，藉此便可確實製造出熱軋鋼板，該熱軋鋼板含有30體積%以上且在70體積%以下之肥粒鐵，且該肥粒鐵之同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下，且含有合計90體積%以上的前述肥粒鐵與麻田散鐵，並且剩餘部分組織為10體積%以下，前述肥粒鐵之平均結晶粒徑為0.5μm以上且在5.0μm以下，前述麻田散鐵之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下，且當存在前述剩餘部分組織時，前述剩餘部分組織之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下。因此，根據上述製造方法，便可提供一種疲勞特性與延伸凸緣性優異且拉伸強度為590MPa以上之熱軋鋼板。
以下，根據實施例進一步詳細說明本發明，惟本發明並不限定於該等實施例。
實施例
以轉爐熔煉表1所示化學成分之熔鋼。接著，將該等鋼胚料以表2所示熱軋延、冷卻及捲取條件製得板厚3.0mm之熱軋鋼板。表1所示成分以外之剩餘部分為Fe及不純物。另外，經分析從所製出之熱軋鋼板採取之試樣而得之成分組成，是相當於表1所示之鋼之成分組成。
以轉爐熔煉表1所示化學成分之熔鋼。接著，將該等鋼胚料以表2所示熱軋延、冷卻及捲取條件製得板厚3.0mm之熱軋鋼板。表1所示成分以外之剩餘部分為Fe及不純物。另外，經分析從所製出之熱軋鋼板採取之試樣而得之成分組成，是相當於表1所示之鋼之成分組成。
[表1]
[表2-1]
[表2-2]
表2中之「加熱溫度」為再加熱鋼胚時之溫度，「直送」則表示藉由連結有連續鑄造與精整軋延之直送軋延來實施精整軋延。並且，「F1」~「F7」表示精整軋延之軋延軋台，各欄之「軋延溫度」表示軋台入口側之溫度，「道次間時間」則表示從剛離開該軋台至到達下一個軋台為止之時間。另外，「T」表示從熱軋延步驟後(精整軋延結束後)至冷卻開始為止之時間。此外，精整軋延後之冷卻是設為以水冷來進行，且是藉由使鋼板通過途中不具有氣冷區間之水冷設備來進行。冷卻時之冷卻速度是以以下速度來表示：將從導入水冷設備時起至導出水冷設備時為止的鋼板溫度降低幅度，除以鋼板對於水冷設備之所需通過時間而得之平均速度。
從所製得之熱軋鋼板採取試驗片，進行組織觀察(掃描型電子顯微鏡及EBSD)、拉伸試驗、擴孔試驗，並且根據完全反向平面彎曲(complete reversed plane bending)試驗法進行了疲勞試驗。組織觀察是使用以熱場發射型掃描電子顯微鏡(JEOL製之JSM-7001F)與EBSD檢測器(TSL製之HIKARI檢測器)構成之裝置，以200~300點/秒的解析速度實施，並且同一晶粒內之平均方位差之計算是利用附屬於EBSD解析裝置的軟體(OIM Analysis
TM)來求得。又，前述擴孔試驗是於試驗片上開出10mmφ的衝孔(初始孔：孔徑d0=10mm)，使毛邊朝上並以頂角60度之圓錐衝頭壓頂初始孔，直到產生貫通板厚之裂縫，並測定產生裂縫時的孔計d1mm，以下述式求出擴孔率λ(%)。將該些結果顯示於表3中。
λ=100×(d1-d0)/d0
λ=100×(d1-d0)/d0
[表3]
表3中之「α1相」表示同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵，「M相」則表示麻田散鐵。又，「剩餘部分組織」包含變韌鐵，此外還含有同一晶粒內之平均方位差小於0.5°之肥粒鐵及/或殘留沃斯田鐵。由表3可知，實施例之熱軋鋼板的拉伸強度皆在590MPa以上，且延伸凸緣性與疲勞特性優異。另，此處所說的延伸凸緣性優異是指λ為90%以上，疲勞特性優異則是指疲勞極限比(疲勞強度/拉伸強度)為0.50以上。
另一方面，超出本發明範圍的比較例之熱軋鋼板，延伸凸緣性及/或疲勞特性劣化。比較例4由於精整軋延的最後道次等之軋延溫度在Ae
3點以上，因此軋延中並未發生肥粒鐵變態。以結果而言，由於無法得到肥粒鐵之細粒組織(同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵：30體積%以上且在70體積%以下，並且該肥粒鐵之平均結晶粒徑：0.5μm以上且在5.0μm以下)，因此延伸凸緣性與疲勞特性皆劣化。比較例5由於冷卻速度較20℃/秒慢，同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵會發生恢復，致使剩餘部分組織之分率增加，以結果而言，與麻田散鐵之硬度差增加，延伸凸緣性劣化。比較例10由於捲取溫度(冷卻停止溫度)在300℃以上，故剩餘部分組織之變韌鐵分率增加，亦即剩餘部分組織增加到大於10體積%，以結果而言，拉伸強度及疲勞特性劣化。比較例13中，從熱軋延步驟後(完成精整軋延)至冷卻開始為止經過了超過10秒，同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵中發生恢復而使剩餘部分組織之分率增加，拉伸強度降低，並且與麻田散鐵之硬度差也增加，而延伸凸緣性劣化。
比較例16由於精整軋延中軋延溫度低於A點，且軋延中伴隨著溫度降低而生成肥粒鐵，故同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵的粒徑變大超過5.0μm，而疲勞特性降低。比較例28由於總應變量小於1.4，同一晶粒內之平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下之肥粒鐵其體積率減少至小於30體積%，細粒組織之分率小，並且麻田散鐵之結晶粒徑也粗大化，而疲勞特性劣化。比較例29雖滿足熱軋延、冷卻及捲取之各條件，但由於C量多，組織中的雪明碳鐵量變多，而擴孔性降低，延伸凸緣性劣化。同樣地，比較例30雖滿足熱軋延、冷卻及捲取之各條件，但由於Mn量多，於組織中形成帶狀組織，而擴孔性降低，延伸凸緣性劣化。
Claims (3)
- 一種熱軋鋼板，其特徵在於：
其具有以下組成：
以質量%計含有：
C：0.01%以上且在0.20%以下、
Si：1.0%以下、
Mn：3.0%以下、
P：0.040%以下、
S：0.004%以下、
Al：0.10%以下、及
N：0.004%以下，且
剩餘部分由Fe及不純物所構成；並且
含有30體積%以上且在70體積%以下之肥粒鐵，且該肥粒鐵之同一晶粒內的平均方位差為0.5°以上且在5.0°以下，且
含有合計90體積%以上之前述肥粒鐵與麻田散鐵，並且
剩餘部分組織為10體積%以下；
前述肥粒鐵之平均結晶粒徑為0.5μm以上且在5.0μm以下，前述麻田散鐵之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下，且當存在前述剩餘部分組織時，前述剩餘部分組織之平均結晶粒徑為1.0μm以上且在10μm以下。 - 如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計更含有選自於以下元素中之1種或2種以上元素：
Nb：0.01%以上且在0.20%以下、
Ti：0.01%以上且在0.15%以下、
Mo：0.01%以上且在1.0%以下、
Cu：0.01%以上且在0.5%以下、及
Ni：0.01%以上且在0.5%以下。 - 一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於包含以下步驟：
(a)熱軋延步驟，是在鑄造具有如請求項1或請求項2之組成的鋼胚料後，不經冷卻便直接進行熱軋延，或者先冷卻至室溫，接著加熱至1100℃以上且在1350℃以下後進行熱軋延；前述熱軋延步驟包含：藉由使鑄造後之鋼胚料連續通過多數個軋延軋台，以進行精整軋延；前述精整軋延之全部軋延軋台之軋延溫度為A點以上，且包含前述精整軋延的最後道次之連續2道次以上的軋延是在以下條件下進行：軋延溫度：A點以上且低於Ae 3點、應變速度：1.0~50/秒及道次間時間：10秒以內，並且滿足前述條件之所有道次之總應變量為1.4以上且在4.0以下；
(b)冷卻步驟，是以20℃/秒以上的平均冷卻速度將經精整軋延後之鋼板進行冷卻，且前述冷卻是在前述熱軋延步驟後10秒以內開始；及
(c)捲取步驟，是在室溫以上且低於300℃之溫度範圍中捲取前述鋼板；
此處，A點為以下述(式1)所求出之溫度，Ae 3點為以下述(式2)所求出之溫度；
A(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)；
Ae 3(℃)=919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)；
式中，C、Si、Mn、Cu、Ni及Mo為各元素含量(質量%)。
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