TW201337001A - 高強度熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明藉由設為如下而形成拉伸強度為780MPa以上的高強度熱軋鋼板：以C、S、N及Ti滿足((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)＜1.0(C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))的方式，以質量%計含有C：超過0.035%且0.07%以下、Si：0.3%以下、Mn：超過0.35%且0.7%以下、P：0.03%以下、S：0.03%以下、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、Ti：0.135%以上0.235%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成；包含面積率超過95%的肥粒鐵相的基質；以及平均粒徑小於10nm的Ti碳化物微細析出於上述肥粒鐵相的結晶粒內而成的組織。

Description

高強度熱軋鋼板及其製造方法

本發明是有關於一種高強度熱軋鋼板及其製造方法，該高強度熱軋鋼板適合於以汽車為首的輸送機械類的零件、建築用鋼材等的營建用鋼材，且兼備拉伸強度(TS)：780 MPa以上的高強度與優異的加工性。

自保護地球環境(environmental conservation)的觀點考慮，為了削減CO₂排出量，維持汽車車體的強度的同時實現其輕量化且改善汽車的燃耗在汽車業界通常為重要的課題。就維持汽車車體的強度的同時實現車體的輕量化方面而言，有效的是藉由成為汽車零件用原料的鋼板的高強度化來使鋼板薄壁化。另一方面，以鋼板作為原料的大部分汽車零件是藉由壓製加工(Press forming)或去毛刺加工(Burring)等而成形，因而對汽車零件用鋼板要求具有優異的延性及延伸凸緣性(Stretch flange formability)。因此，汽車零件用鋼板中，例如拉伸強度：780 MPa以上的強度以及加工性均受到重視，從而尋求延伸凸緣性等的加工性優異的高強度鋼板。

對此，關於兼備強度與加工性的高強度鋼板，至今為止進行了多個研究開發，一般來說，鋼鐵材料伴隨高強度化而加工性會降低，故不破壞強度而對高強度鋼板賦予延伸凸緣性等的加工性並不容易。例如，如下技術已為人所知：藉由將鋼板組織設為使麻田散鐵(martensite)等的硬 質的低溫變態相分散於軟質的肥粒鐵(ferrite)而成的複合組織，從而形成延性優異的高強度鋼板。該技術藉由使分散於肥粒鐵的麻田散鐵量適當化，而同時實現高強度與高延性。然而，在具有此種複合組織的鋼板中，若實施擴大衝壓部的所謂的延伸凸緣成形，則發現存在自軟質的肥粒鐵與麻田散鐵等的硬質的低溫變態相的界面開始產生龜裂而容易破裂的問題。亦即，在包含軟質的肥粒鐵與麻田散鐵等的硬質的低溫變態相的複合組織高強度鋼板中，無法獲得充分的延伸凸緣性。

而且，專利文獻1中提出了如下技術：以重量%計含有C：0.03%~0.20%、Si：0.2%~2.0%、Mn：2.5%以下、P：0.08%以下、S：0.005%以下，將鋼板組織設為主要包含變韌．肥粒鐵(bainitic ferrite)的組織、或包含肥粒鐵與變韌．肥粒鐵的組織，藉此提高拉伸強度：500 N/mm²(500 MPa)以上的高強度熱軋鋼板的延伸凸緣性。而且，根據該技術，使鋼中生成具有細長板狀組織且未生成碳化物的差排(dislocation)密度高的變韌．肥粒鐵組織，藉此可對高強度材料賦予高延伸凸緣性。而且，若生成變韌．肥粒鐵組織、以及差排少、高延性且延伸凸緣性良好的肥粒鐵組織，則可使強度及延伸凸緣性均變得良好。

另一方面，不僅著眼於延伸凸緣性，專利文獻2中還提出了如下技術：設為如下組成，即，以wt%計，含有C：0.01%~0.10%、Si：1.5%以下、Mn：超過1.0%~2.5%、P：0.15%以下、S：0.008%以下、Al：0.01%~0.08%、B：0.0005% ~0.0030%、Ti、Nb的1種或2種的合計：0.10%~0.60%；以及設為如下的組織，即，肥粒鐵量以面積率計為95%以上，且肥粒鐵的平均結晶粒徑為2.0 μm~10.0 μm，不含有麻田散鐵及殘留奧氏體(retained austenite)，藉此提高拉伸強度(TS)為490 MPa以上的高強度熱軋鋼板的疲勞強度與延伸凸緣性。

而且，專利文獻3中提出了如下技術：設為如下的組成，以重量比計含有C：0.05%~0.15%、Si：1.50%以下、Mn：0.70%~2.50%、Ni：0.25%~1.5%、Ti：0.12%~0.30%、B：0.0005%~0.0030%、P：0.020%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.010%~0.10%、N：0.0050%以下；將肥粒鐵結晶粒的粒徑設為10 μm以下，且使10 nm以下的大小的TiC與10 μm以下的大小的鐵碳化物析出，藉此確保熱軋鋼板的彎曲加工性及焊接性，並且將其拉伸強度(TS)設為950 N/mm²(950 MPa)以上。而且，根據該技術，藉由將肥粒鐵結晶粒及TiC微細化、以及將Mn含量設為0.70%以上，鋼板強度提高並且彎曲加工性提高。

而且，專利文獻4中提出了如下技術：設為如下組成，即，以重量%計，含有C：0.02%~0.10%、Si≦2.0%、Mn：0.5%~2.0%、P≦0.08%、S≦0.006%、N≦0.005%、Al：0.01%~0.1%，含有Ti：0.06%~0.3%、且設為0.50<(Ti-3.43N-1.5S)/4C的量的Ti；以及設為如下的組織，即，低溫變態生成物及波來鐵的面積比率為15%以下，且，TiC分散於多邊形肥粒鐵(Polygonal ferrite)中，藉此形 成具有優異的延伸凸緣性、並且拉伸強度(TS)為70 kgf/mm²(686 MPa)以上的熱軋鋼板。而且，根據該技術，使鋼板組織的大部分成為固溶C少的多邊形肥粒鐵，藉由TiC的析出強化及Mn(含量：0.5%以上)與P的固溶強化，拉伸強度(TS)提高並且獲得優異的延伸凸緣性。

而且，專利文獻5中提出了如下的薄鋼板，其實質包含肥粒鐵單相組織的基質、及分散於該基質中的粒徑小於10 nm的微細析出物，具有550 MPa以上的拉伸強度且壓製成形性優異。該技術中，較佳為設為如下組成，即，以重量%計含有C<0.10%、Ti：0.03%~0.10%、Mo：0.05%~0.6%，且以Fe為主成分，藉此，成為雖然為高強度但擴孔率及總伸長率均良好的薄鋼板。進而，揭示了含有Si：0.04%~0.08%、Mn：1.59%~1.67%的例。

而且，專利文獻6中提出了如下技術：設為如下的組成，即，以質量%計含有C：0.015%~0.06%、Si：小於0.5%、Mn：0.1%~2.5%、P≦0.10%、S≦0.01%、Al：0.005%~0.3%、N≦0.01%、Ti：0.01%~0.30%、B：2 ppm~50 ppm，且規定了C、Ti、N、S以及Mn、Si、B的成分平衡；進而設為如下的組織，即，肥粒鐵與變韌肥粒鐵的合計面積率為90%以上，且雪明碳鐵(cementite)的面積率為5%以下，藉此將熱軋鋼板的拉伸強度設為690 MPa~850 MPa，且擴孔率(Hole expanding ratio)設為40%以上。

而且，專利文獻7中提出了如下技術：設為如下組成，即，以質量%計含有C：0.01%~0.07%、Si：0.01%~2%、 Mn：0.05%~3%、Al：0.005%~0.5%、N≦0.005%、S≦0.005%、Ti：0.03%~0.2%，進而將P含量降低至0.01%以下；且設為如下的組織，即，將肥粒鐵或變韌肥粒鐵組織設為面積率最大的相，且硬質第2相及雪明碳鐵以面積率計為3%以下，藉此將熱軋鋼板的拉伸強度設為690 MPa以上，並且提高衝壓加工性(Punching ability)與擴孔性。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開平6-172924號公報

[專利文獻2]日本專利特開2000-328186號公報

[專利文獻3]日本專利特開平8-73985號公報

[專利文獻4]日本專利特開平6-200351號公報

[專利文獻5]日本專利特開2002-322539號公報

[專利文獻6]日本專利特開2007-302992號公報

[專利文獻7]日本專利特開2005-298924號公報

然而，專利文獻1中提出的技術中，若肥粒鐵含量增多，則無法期待更進一步的高強度化。而且，若為了高強度化而設為添加了硬質的第2相以代替肥粒鐵的複合組織，則與上述肥粒鐵-麻田散鐵複合組織鋼板同樣地，發現存在如下問題：在延伸凸緣成形時自變韌．肥粒鐵與硬質的第2相的界面開始產生龜裂而容易破裂，從而延伸凸緣性降低。

而且，專利文獻2中提出的技術中，藉由使結晶粒微細化而提高鋼板的延伸凸緣性，但所獲得的鋼板的拉伸強 度(TS)至多不過680 MPa左右(參照專利文獻2的實例)，存在無法期待更進一步的高強度化的問題。進而，在專利文獻2中提出的技術中，因必須含有超過1%的Mn，故容易產生由Mn的偏析引起的加工時的裂紋，從而難以穩定地確保優異的伸緣加工性。

而且，專利文獻3中提出的技術中，對鋼板的彎曲加工性進行了研究，但未對鋼板的延伸凸緣性進行研究。彎曲加工與擴孔加工(延伸凸緣成形)中加工模式不同，就彎曲加工性與延伸凸緣性而言，對鋼板要求的性質不同，因而存在彎曲加工性優異的高強度鋼板未必可以說具有良好延伸凸緣性的問題。

專利文獻4中提出的技術中，以高強度化為目的而含有Mn進而含有大量的Si，因而鋼的淬火性提高，難以穩定地獲得多邊形肥粒鐵主體的組織。而且，因該些元素而在鑄造時產生明顯的偏析，因而加工時容易產生沿著該偏析的裂紋，並發現存在延伸凸緣性劣化的傾向。進而，實際上，如其實例所示，雖然必須添加1%以上的Mn，但無法穩定地獲得780 MPa以上的拉伸強度。

而且，專利文獻5中提出的技術中亦示出含有1.59%~1.67%的Mn的例子，因而容易產生由Mn的偏析引起的加工時的裂紋，根據該技術，亦存在難以穩定地確保優異的伸緣加工性的問題。

而且，專利文獻6中提出的技術中，如其實例所示，為了將鋼板的拉伸強度設為780 MPa以上而必須添加1% 以上的Mn，若將Mn含量降低至0.5%左右則僅獲得小於750 MPa的拉伸強度。亦即，專利文獻6中提出的技術中，亦無法在降低Mn含量而且確保優異延伸凸緣性的同時，將鋼板的拉伸強度設為780 MPa以上。

而且，專利文獻7中提出的技術亦如其實例所示，如果不最低添加1%左右的Mn便無法獲得強度，在該Mn添加中因偏析而難以穩定地獲得延伸凸緣性。而且，專利文獻7中揭示了在C=0.066%、Si=0.06%、Mn=0.31%中添加Ti、V、Nb、Mo的實例，但該實例中為了避免波來鐵生成，而必須以540℃的低溫捲繞來形成變韌肥粒鐵組織，從而無法獲得穩定的延伸凸緣性。進而，專利文獻7中亦揭示Mn含量為0.24%且拉伸強度為810 MPa的實例，但因該實例中作為強度補償而大量地含有1.25%的容易偏析的Si，故仍無法獲得穩定的延伸凸緣性。

如以上般，自延伸凸緣性的觀點而言，將鋼板組織設為複合組織欠佳。而且，若將鋼板組織設為肥粒鐵單相組織，則雖然延伸凸緣性得以改善，但在先前的肥粒鐵單相組織鋼板中，難以在維持優異的延伸凸緣性的同時確保高強度。

本發明有利地解決上述先前技術所面臨的問題，其目的在於提供一種拉伸強度(TS)：780 MPa以上且具有優異的延伸凸緣性的高強度熱軋鋼板及其製造方法。

為了解決上述課題，本發明者等人著眼於作為加工性 良好的肥粒鐵單相組織的熱軋鋼板，而對影響到該熱軋鋼板的高強度化與延伸凸緣性的各種主要原因進行了積極研究。結果發現：先前作為固溶強化元素而對鋼板的高強度化極其有效，並在高強度熱軋鋼板中積極地含有的Mn及Si，會對鋼板的延伸凸緣性造成不良影響。

對此，本發明者等人對含有1%左右的Mn及含有大量的Si的熱軋鋼板進行了組織觀察後確認，在其板厚中央部不可避免地產生Mn或Si的偏析，從而發現由偏析引起的組織的形狀變化、或差排密度等的不均質對延伸凸緣性造成了不良影響。而且發現：關於熱軋鋼板的組成，將Mn含量及Si含量降低至規定量以下，具體而言將Mn含量、Si含量均降低至比1%更低的含量，藉此可抑制上述偏析組織的影響。

另一方面，無法避免伴隨著作為固溶強化元素的Mn含量及Si含量的抑制而鋼板強度的降低化。對此，本發明者等人嘗試應用借助於Ti碳化物的析出強化，來作為代替借助於Mn及Si的固溶強化的強化機構。藉由使Ti碳化物微細析出於鋼板中，而可期待鋼板強度的大幅提高效果。然而，Ti碳化物容易粗大化。因此，若如先前的專利文獻的實例所示，關於鋼板組成，單純僅含有作為碳化物形成元素的Ti，則難以使Ti碳化物在鋼板中以微細狀態析出且維持微細狀態，從而無法獲得充分的強度提高效果。

對此，本發明者等人進一步進行了研究，而摸索出使Ti碳化物在鋼板中以微細狀態析出並抑制其粗大化的方 法。結果發現，藉由調整鋼板組成而控制不與N或S鍵結而與C鍵結的Ti量與C量的濃度比，抑制Ti碳化物的粗大化，從而可使得Ti碳化物微細化。

另外，由存在於鋼板的板厚中央部附近的Mn偏析而形成的組織，對延伸凸緣性造成不良影響的理由未必得到明確，但本發明者等人認為原因如下。推測是因為，在進行衝壓孔、進而擴孔的延伸凸緣成形時，若在中央部存在由偏析引起的組織(形狀扁平或差排密度高的組織)，則在其周邊容易形成初始龜裂，並因之後的加工(擴孔加工)而成為向板厚方向進展的裂紋，從而擴孔率降低。

本發明基於上述的發現而完成，其主旨為如下所示。

[1]一種高強度熱軋鋼板，具有：如下的組成，即，以C、S、N及Ti滿足下述(1)式的方式，以質量%計含有：C：超過0.035%且0.07%以下，Si：0.3%以下，Mn：超過0.35%且0.7%以下，P：0.03%以下，S：0.03%以下，Al：0.1%以下，N：0.01%以下，Ti：0.135%以上0.235%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；包含面積率超過95%的肥粒鐵相的基質；以及平均粒徑小於10 nm的Ti碳化物微細析出於上述肥粒鐵相的結晶粒內而成的組織；拉伸強度為780 MPa以上， ((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)<1.0...(1)(C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。

[2]如上述[1]所述之高強度熱軋鋼板，除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0025%以下。

[3]如上述[1]所述之高強度熱軋鋼板，除上述組成外，進而以質量%計含有合計為1.0%以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的1種以上。

[4]如上述[2]所述之高強度熱軋鋼板，除上述組成外，進而以質量%計含有合計為1.0%以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的1種以上。

[5]如上述[1]至[4]中任一項所述之高強度熱軋鋼板，於鋼板表面具有鍍層。

[6]一種高強度熱軋鋼板的製造方法，在將鋼原料加熱至奧氏體單相區(single phase region)，實施包含粗軋與精軋的熱軋，精軋結束後，進行冷卻、捲繞，而形成熱軋鋼板時，將上述鋼原料設為如下的組成，即，以C、S、N及Ti滿足下述(1)式的方式，以質量%計含有：C：超過0.035%且0.07%以下，Si：0.3%以下，Mn：超過0.35%且0.7%以下，P：0.03%以下， S：0.03%以下，Al：0.1%以下，N：0.01%以下，Ti：0.135%以上0.235%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；將上述精軋的精軋溫度設為900℃以上，上述冷卻的900℃至750℃為止的平均冷卻速度設為10℃/s以上，上述捲繞的捲繞溫度設為580℃以上750℃以下，((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)<1.0...(1)(C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。

[7]如上述[6]所述之高強度熱軋鋼板的製造方法，除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0025%以下。

[8]如上述[6]所述之高強度熱軋鋼板的製造方法，除上述組成外，進而以質量%計含有合計為1.0%以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的1種以上。

[9]如上述[7]所述之高強度熱軋鋼板的製造方法，除上述組成外，進而以質量%計含有合計為1.0%以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的1種以上。

[10]如上述[6]至[9]中任一項所述之高強度熱軋鋼板的製造方法，對上述熱軋鋼板實施鍍敷處理。

[11]如上述[10]所述之高強度熱軋鋼板的製造方法，繼 上述鍍敷處理後對上述熱軋鋼板實施合金化處理。

根據本發明，獲得如下的高強度熱軋鋼板，且可展開高強度熱軋鋼板的更廣泛的用途，從而實現產業上明顯的效果，該高強度熱軋鋼板適合於以汽車為首的輸送機械類的零件、建築用鋼材等的營建用鋼材，且兼備拉伸強度(TS)：780 MPa以上的高強度與優異的延伸凸緣性。

以下，對本發明進行詳細說明。

本發明的熱軋鋼板的特徵在於：實質設為肥粒鐵單相組織，且通過降低鋼板中的Mn含量、或者進而Si含量而減輕板厚中央部的Mn偏析、或者進而Si偏析，從而實現無害化，藉此實現鋼板的延伸凸緣性提高。而且，本發明的熱軋鋼板的特徵在於：使微細Ti碳化物析出，以使鋼組成中與Ti量結合的C量比Ti量多且不會生成波來鐵的方式加以控制，通過降低固溶Ti量來抑制微細Ti碳化物的成長、粗大化，藉此實現鋼板的高強度化。

首先，對本發明鋼板的組織及碳化物的限定理由進行說明。

本發明的熱軋鋼板具有：包含面積率超過95%的肥粒鐵相的基質，以及平均粒徑小於10 nm的Ti碳化物微細析出於上述肥粒鐵相的結晶粒內而成的組織。

肥粒鐵相：以基質的面積率計超過95%

本發明中，在確保熱軋鋼板的延伸凸緣性的方面肥粒 鐵相的形成為必需。對於熱軋鋼板的延性及延伸凸緣性的提高而言，有效的是將熱軋鋼板的基質組織設為差排密度低且延性優異的肥粒鐵相。尤其，對於延伸凸緣性的提高而言，較佳為將熱軋鋼板的基質組織設為肥粒鐵單相，但即便在並非是完全的肥粒鐵單相的情況下，只要實質上為肥粒鐵單相，亦即，只要以相對於基質組織整體的面積率計超過95%為肥粒鐵相，便可充分發揮上述的效果。因此，肥粒鐵相的面積率設為超過95%。較佳為97%以上。

另外，本發明的熱軋鋼板中，作為基質中可含有的肥粒鐵相以外的組織，可列舉雪明碳鐵、波來鐵、變韌鐵(bainite)相、麻田散鐵相、殘留奧氏體相等。若該些組織存在於基質中則延伸凸緣性會降低，但該些組織只要相對於基質組織整體的合計面積率小於5%左右，則可被容許。較佳為3%左右以下。

Ti碳化物

如上述般，本發明的熱軋鋼板中，為了抑制對延伸凸緣性造成不良影響的板厚中央部的Mn偏析、進而抑制Si偏析，而降低作為固溶強化元素的Mn含量、Si含量，因此無法期待借助於固溶強化的鋼板強度的上升。對此，本發明的熱軋鋼板中，在確保強度方面必須使Ti碳化物微細析出於肥粒鐵相的結晶粒內。另外，Ti碳化物是在熱軋鋼板製造步驟中的精軋結束後的冷卻過程中，奧氏體→肥粒鐵變態的同時，相界面析出的碳化物，或者在肥粒鐵變態後在肥粒鐵中析出的時效析出碳化物。

Ti碳化物的平均粒徑：小於10 nm

在對熱軋鋼板賦予所期望的強度(拉伸強度：780 MPa以上)的方面，Ti碳化物的平均粒徑極其重要。本發明中將Ti碳化物的平均粒徑設為小於10 nm。若Ti碳化物微細析出於上述肥粒鐵相的結晶粒內，則Ti碳化物用作對鋼板變形時所產生的差排的移動的阻抗，藉此熱軋鋼板得以強化。然而，伴隨Ti碳化物的粗大化，Ti碳化物變得稀疏，阻止差排的間隔增寬，因而析出強化能力降低。而且，若Ti碳化物的平均粒徑為10 nm以上，則無法獲得足以彌補如下降低量的鋼板強化能力，即，由降低作為固溶強化元素的Mn含量、Si含量所引起的鋼板強度的降低量。因此，Ti碳化物的平均粒徑設為小於10 nm。更佳為6 nm以下。

另外，本發明中的Ti碳化物的形狀確認為如圖1模式性所示的大致盤狀(圓盤狀)。本發明中，Ti碳化物的平均粒徑d_def由如下而定義，即，所觀察到的大致盤狀析出物的最大直徑d(盤上下表面的最大部分的直徑)、和與盤上下表面正交的方向上的大致盤狀析出物的厚度t的算術平均值，d_def=(d+t)/2。

而且，雖並非為特別限定發明的效果者，但本發明的微細Ti碳化物的析出形態有時被觀察呈列狀。然而，該情況下，在包含各列狀析出物的列的平面內，微細Ti碳化物無規地析出，即便實際利用穿透式電子顯微鏡來觀察，大多情況下析出物並未被觀察為列狀。

其次，對本發明熱軋鋼板的成分組成的限定理由進行 說明。另外，表示以下的成分組成的%，只要未作特別說明則是指質量%的含義。

C：超過0.035%且0.07%以下

C為在鋼板中形成Ti碳化物而強化熱軋鋼板方面所必需的元素。若C含量為0.035%以下，則無法確保將拉伸強度設為780 MPa以上的Ti碳化物，從而無法獲得780 MPa以上的拉伸強度。另一方面，若C含量超過0.07%，則容易生成波來鐵，從而延伸凸緣性降低。因此，C含量設為超過0.035%且0.07%以下。更佳為0.04%以上0.06%以下。

Si：0.3%以下

Si作為不會導致延性(伸長率)降低而提高鋼板強度的有效元素，通常，積極地包含於高強度鋼板中。然而，Si為助長本發明的熱軋鋼板中應避免的板厚中央部的Mn偏析、並且Si自身亦會偏析的元素。因此，本發明中，為了抑制上述Mn偏析且抑制Si偏析，而將Si含量限定為0.3%以下。更佳為0.1%以下，進而更佳為0.05%以下。

Mn：超過0.35%且0.7%以下

Mn為固溶強化元素，與Si同樣地積極地包含於通常的高強度鋼板中。然而，若使鋼板中積極地含有Mn，則無法避免板厚中央部的Mn偏析，從而成為鋼板的延伸凸緣性劣化的原因。因此，本發明中，為了抑制上述Mn偏析，將Mn含量限定為0.7%以下。更佳為0.6%以下，進而更佳為0.5%以下。另一方面，若Mn含量為0.35%以下，則奧氏體-肥粒鐵變態點上升，因而難以進行Ti碳化物的 微細化。如上述般，Ti碳化物在熱軋鋼板製造步驟中的精軋結束後的冷卻過程中，奧氏體→肥粒鐵變態的同時析出，或者在肥粒鐵中時效析出。若此時奧氏體-肥粒鐵變態點成為高溫，則會在高溫區析出，因而Ti碳化物會粗大化。因此，將Mn含量的下限設為超過0.35%。

P：0.03%以下

P為在粒界偏析而降低伸長率且在加工時引發裂紋的有害元素。因此，P含量設為0.03%以下。更佳為0.020%以下，進而更佳為0.010%以下。

S：0.03%以下

S在鋼中作為MnS或TiS而存在，且在熱軋鋼板的衝壓加工時助長空隙(void)的產生，進而，加工中亦成為空隙產生的起點，因而會使延伸凸緣性降低。因此，本發明中較佳為極力降低S，而將S設為0.03%以下。更佳為0.010%以下，進而更佳為0.0030%以下。

Al：0.1%以下

Al為作為去氧劑發揮作用的元素。為了獲得此種效果，較理想的是含有0.01%以上，但若Al超過0.1%，則鋼板中作為Al氧化物而殘存，該Al氧化物容易凝集粗大化，從而成為使延伸凸緣性劣化的主要原因。因此，Al含量設為0.1%以下。更佳為0.065%以下。

N：0.01%以下

N為本發明中有害元素，較佳為極力降低。N與Ti鍵結而形成TiN，但若N含量超過0.01%，則因所形成的TiN 量增多而使得延伸凸緣性降低。因此，N含量設為0.01%以下。更佳為0.006%以下。

Ti：0.135%以上0.235%以下

Ti為在形成Ti碳化物而實現鋼板的高強度化方面必不可缺的元素。若Ti含量小於0.135%，則難以確保所期望的熱軋鋼板強度(拉伸強度：780 MPa以上)。另一方面，若Ti含量超過0.235%，則發現存在Ti碳化物粗大化的傾向，難以確保所期望的熱軋鋼板強度(拉伸強度：780 MPa以上)。因此，Ti含量設為0.135%以上0.235%以下。更佳為0.15%以上0.20%以下。

本發明的熱軋鋼板以C、S、N、Ti在上述範圍內且滿足(1)式的方式而含有。

((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)<1.0...(1)

(C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))

上述(1)式是為了將Ti碳化物的平均粒徑設為小於10 nm而應滿足的要件，在本發明中為極其重要的指標。

如上述般，本發明中使Ti碳化物微細析出於熱軋鋼板中，藉此確保所期望的鋼板強度。此處，Ti碳化物成為其平均粒徑極小的微細碳化物的傾向強，然而，若鋼中所含的Ti的原子濃度為C的原子濃度以上，則Ti碳化物容易粗大化。而且，伴隨碳化物的粗大化，難以確保所期望的熱軋鋼板強度(拉伸強度：780 MPa以上)。本發明中，必 須使鋼原料中所含的C的原子%((C的質量%)/12)多於可有助於碳化物生成的Ti的原子%((Ti的質量%)/48)。而且，藉由如上述般控制鋼組成，Ti碳化物中的Ti原子數比C原子數少，從而Ti碳化物粗大化抑制效果提高。

而且，如後述般在本發明中，在鋼原料中添加規定量的Ti，利用熱軋前的加熱將鋼原料中的碳化物熔解，並主要在熱軋後的捲繞時使Ti碳化物析出。然而，並非添加至鋼原料中的Ti的全部量有助於碳化物生成，添加至鋼原料中的Ti的一部分會因氮化物或硫化物的形成而被消耗掉。這是因為，在比捲繞溫度高的高溫區，比起形成碳化物，Ti更容易形成氮化物或硫化物，在製造熱軋鋼板時，在捲繞步驟前Ti形成氮化物或硫化物。由此，添加至鋼原料的Ti中的可有助於碳化物生成的Ti量可由「(Ti-(48/14)N-(48/32)S)」來表示。

基於以上的理由，本發明中，為了使C的原子%(C/12)多於可有助於碳化物生成的Ti的原子%((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)，而以滿足上述(1)式即((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)<1.0的方式，含有C、S、N、Ti的各元素。在不滿足上述(1)式的情況下，無法將肥粒鐵結晶粒內生成的Ti碳化物維持於微細的狀態(平均粒徑小於10 nm)，從而難以獲得所期望的鋼板強度(拉伸強度：780 MPa以上)。

另外，在實現Ti碳化物的微細化方面，較佳為將上述(1)式的左邊的值((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/ (C/12)的值設為0.5以上0.95以下，更佳為0.6以上0.9以下。

而且，藉由熱軋前的鋼原料的加熱，鋼原料中的碳化物熔解，但Ti碳化物通常在熱軋後的冷卻過程中，奧氏體→肥粒鐵變態的同時相界面析出，或在肥粒鐵中時效析出。此處，若鋼原料的奧氏體→肥粒鐵變態溫度高，則熱軋後，Ti碳化物會在Ti的擴散速度快的高溫區析出，因而Ti碳化物容易粗大化。然而，若將奧氏體→肥粒鐵變態的溫度(Ar₃變態點)低溫化至捲繞溫度範圍(亦即，Ti擴散速度慢的溫度區)為止，則可有效地抑制Ti碳化物的粗大化。

對此，本發明中，為了使鋼的奧氏體→肥粒鐵變態延遲，且將Ti碳化物的析出溫度(Ar₃變態點)穩定地低溫化至後述的捲繞溫度範圍為止，可除上述組成外進而含有B：0.0025%以下。

B：0.0025%以下

B為延遲鋼的奧氏體-肥粒鐵變態開始的元素，藉由抑制奧氏體-肥粒鐵變態而將Ti碳化物的析出溫度低溫化，從而有助於該碳化物的微細化。尤其在為了避免偏析而大幅進行低Mn化的情況下，無法期待借助於Mn的Ar₃變態點的低溫化，因此較佳為含有B而使奧氏體-肥粒鐵變態延遲。藉此，即便在大幅降低了Mn含量的情況下(例如Mn：0.5%以下)，穩定的Ti碳化物的微細化亦成為可能。另一方面，若B含量超過0.0025%，則由B引起的變韌鐵 變態效果增強，從而難以形成肥粒鐵組織。因此，B含量設為0.0025%以下。另一方面，添加量超過0.0010%時則固溶B可能會妨礙差排的運動而使伸長率降低，因而更佳為0.0002%以上0.0010%以下，進而更佳為0.0002%以上0.0007%以下。

本發明的熱軋鋼板除上述組成外，亦可進而含有合計為1.0%以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的1種以上。而且，上述以外的成分為Fe及不可避免的雜質。

而且，即便為了對鋼板賦予耐腐蝕性而在本發明熱軋鋼板的表面設置鍍層，亦不會破壞上述本發明的效果。另外，本發明中，設置在鋼板表面的鍍層的種類不作特別限定，可為電鍍、熔融鍍敷等任一種。而且，作為熔融鍍敷，例如可列舉熔融鍍鋅。進而，亦可設為在鍍敷後實施了合金化處理的合金化熔融鍍鋅。

其次，對本發明的熱軋鋼板的製造方法進行說明。

本發明將上述組成的鋼原料加熱至奧氏體單相區，實施包含粗軋與精軋的熱軋，精軋結束後，進行冷卻、捲繞，而形成熱軋鋼板。此時，本發明的特徵在於：將精軋的精軋溫度設為900℃以上，將900℃至750℃為止的平均冷卻速度設為10℃/s以上，捲繞溫度設為580℃以上750℃以下。

本發明中，鋼原料的熔製方法不作特別限定，可採用轉化爐、電爐等公知的熔製方法。而且，較佳為在熔製後， 因生產性等的問題而藉由連續鑄造法形成鋼坯(slab)(鋼原料)，但亦可利用造塊-分塊輥軋法、薄鋼坯連鑄法等公知的鑄造方法來形成鋼坯。另外，本發明中，為了提高加工性(延伸凸緣性等)而抑制成為偏析的原因的Mn含量或Si含量。因此，若採用有利於抑制偏析的連續鑄造法，則本發明的效果更顯著。

對如上述般所獲得的鋼原料實施粗軋及精軋，而在本發明中，在粗軋前將鋼原料加熱至奧氏體單相區。若粗軋前的鋼原料未被加熱至奧氏體單相區，則無法進行鋼原料中存在的Ti碳化物的再熔解，從而在軋製後未能達成Ti碳化物的微細析出。因此，本發明中在粗軋前，將鋼原料加熱至奧氏體單相區，較佳為1200℃以上。其中，若鋼原料的加熱溫度過高，則表面會被過氧化而產生TiO₂，從而Ti被消耗，在形成鋼板的情況下容易產生表面附近的硬度的降低，因此上述加熱溫度更佳設為1350℃以下。另外，在對鋼原料實施熱軋時，在鑄造後的鋼原料(鋼坯)成為奧氏體單相區的溫度的情況下，亦可不加熱鋼原料，或在短時間加熱後進行直送軋製。另外，無須對粗軋條件進行特別限定。

精軋溫度：900℃以上

精軋溫度的適當化對於確保熱軋鋼板的延伸凸緣性方面重要。若精軋溫度小於900℃，則在最終所獲得的熱軋鋼板的板厚中央部的Mn偏析的位置處容易形成帶狀的組織，延伸凸緣性容易劣化。因此，精軋溫度設為900℃以 上。而且，更佳為920℃以上。另外，自防止由表面的二次銹皮(secondary scale)所引起的瑕疵或粗糙的觀點考慮，精軋溫度更佳設為1050℃以下。

平均冷卻速度：10℃/s以上

如上述般，本發明中，必須使Ti碳化物微細地析出。因此，藉由將奧氏體-肥粒鐵變態低溫化來促進Ti碳化物的微細析出，並抑制粗大化，從而設為所期望的平均粒徑(小於10 nm)。此處，Ti碳化物在上述精軋結束後，藉由鋼組織自奧氏體向肥粒鐵變態而析出，若該奧氏體-肥粒鐵變態點(Ar₃變態點)超過750℃，則Ti碳化物容易成長得大。

對此，本發明中，為了將奧氏體-肥粒鐵變態點(Ar₃變態點)設為750℃以下，而在精軋結束後，將900℃至750℃為止的平均冷卻速度設為10℃/s以上。更佳為30℃/s以上。

如此，藉由增大平均冷卻速度，奧氏體-肥粒鐵變態點(Ar₃變態點)成為750℃以下，亦即成為後述的捲繞溫度的溫度區，從而盤狀的Ti碳化物保持得微細。然而，若上述平均冷卻速度過大，則擔心發生僅表層容易產生淬火組織的問題，因而在精軋結束後，更佳為將900℃至750℃為止的平均冷卻速度設為600℃/s以下。

捲繞溫度：580℃以上750℃以下

對於將上述奧氏體-肥粒鐵變態點(Ar₃變態點)設為750℃以下，且將熱軋鋼板設為所期望的基質組織(肥粒鐵 相的面積率：超過95%)而言，捲繞溫度的適當化重要。若捲繞溫度小於580℃，則容易產生麻田散鐵或變韌鐵，難以使基質實質上成為肥粒鐵單相組織。另一方面，若捲繞溫度超過750℃，則容易產生波來鐵，從而延伸凸緣性劣化。而且，若捲繞溫度超過750℃，則無法將奧氏體-肥粒鐵變態點設為750℃以下，從而導致Ti碳化物的粗大化。因此，捲繞溫度設為580℃以上750℃以下。更佳為610℃以上690℃以下。

如以上般，本發明中，在繼精軋後的冷卻之後，在750℃以下的溫度區產生奧氏體-肥粒鐵變態。因此，在捲繞溫度附近容易產生奧氏體-肥粒鐵變態，從而存在捲繞溫度與奧氏體-肥粒鐵變態溫度大致一致的傾向。

另外，若將捲繞後的線圈在580℃~750℃的溫度範圍內保持60 s以上，則容易獲得均一的組織，因而更佳。

而且，本發明中，亦可對如以上般製造的熱軋鋼板實施鍍敷處理從而在鋼板表面形成鍍層。鍍敷處理可為電鍍、熔融鍍敷中的任一種。例如，可實施作為鍍敷處理的熔融鍍鋅處理來形成熔融鍍鋅層。或者，進而，亦可在上述熔融鍍鋅處理後實施合金化處理而形成合金化熔融鍍鋅層。而且，熔融鍍敷中除了鍍鋅外，亦可鍍鋁或鍍鋁合金等。本發明的高強度熱軋鋼板除適合於在通常的常溫下進行的壓製成形外，亦適合於將壓製前的鋼板自400℃加溫至750℃後立即成形的溫成形(warm forming)。

[實例1]

藉由通常公知的方法將表1(表1-1及表1-2，以下相同)所示的組成的溶鋼熔化，連續鑄造後形成厚度為300 mm的鋼坯(鋼原料)。將該些鋼坯加熱至表2所示的溫度，進行粗軋，並實施設為表2所示的精軋溫度的精軋，在精軋結束後，在900℃至750℃為止的溫度區以表2的平均冷卻速度進行冷卻，並以表2所示的捲繞溫度進行捲繞，從而形成板厚：2.3 mm的熱軋鋼板。另外，另外確認除鋼No.22外，在直至捲繞為止的冷卻中未產生自奧氏體向肥粒鐵的變態。

繼而，對藉由上述所獲得的熱軋鋼板進行酸洗而將表層銹皮除去後，將一部分熱軋鋼板(鋼No.6、鋼No.7)浸漬在480℃的鍍鋅浴(0.1%Al-Zn)中，在鋼板的兩面形成每單面附著量為45 g/m²的熔融鍍鋅層，從而形成熔融鍍鋅鋼板。而且，進而對一部分熱軋鋼板(鋼No.8、鋼No.9、鋼No.10)，與上述同樣地形成熔融鍍鋅層後，以520℃進行合金化處理，從而形成合金化熔融鍍鋅鋼板。

自上述所獲得的熱軋鋼板(熱軋鋼板、以及熔融鍍鋅鋼板、合金化熔融鍍鋅鋼板)採取試驗片，進行組織觀察、拉伸試驗、擴孔試驗，求出肥粒鐵相的面積率、肥粒鐵相以外的組織的種類及面積率、Ti碳化物的平均粒徑、拉伸強度、伸長率、擴孔率(延伸凸緣性)。試驗方法為如下所示。

(i)組織觀察

自所獲得的熱軋鋼板採取試驗片，對與試驗片的軋製方向平行的剖面(L剖面)進行研磨，在硝酸浸蝕液(Nital)中腐蝕後，使用由光學顯微鏡(倍率：400倍)及掃描式電子顯微鏡(倍率：5000倍)拍攝到的組織照片，並藉由圖像解析裝置而求出肥粒鐵相、肥粒鐵相以外的組織的種類及該些的面積率。

而且，藉由穿透式電子顯微鏡觀察由熱軋鋼板製作的薄膜，並求出Ti碳化物的平均粒徑。使用藉由穿透式電子顯微鏡(倍率：340000倍)拍攝到的照片，對以5視野合計為100個的Ti碳化物，測定其最大直徑d(盤上下表面的最大部分的直徑)、及與盤上下表面正交的方向上的盤狀析出物的厚度t，作為上述算術平均值(平均粒徑d_def)而求出Ti碳化物的平均粒徑。

(ii)拉伸試驗

自所獲得的熱軋鋼板，採取將相對於軋製方向為直角的方向設為拉伸方向的JIS5號拉伸試驗片(JIS Z 2201)，進行依據JIS Z 2241的規定的拉伸試驗，測定出拉伸強度 (TS)、伸長率(EL)。

(iii)擴孔試驗

自所獲得的熱軋鋼板採取試驗片(大小：130 mm×130 mm)，利用衝壓加工(間隙(clearance)：試驗片板厚的12.5%)而在該試驗片上形成初始直徑d₀：10 mmΦ的孔。使用該些試驗片實施擴孔試驗。亦即，自衝壓時的打孔機側將頂角：60°的圓錐打孔機插入至該孔中，將該孔擴展開，對龜裂貫通鋼板(試驗片)時的孔的直徑d₁進行測定，並利用下式算出擴孔率λ(%)。

擴孔率λ(%)={(d₁-d₀)/d₀}×100

將所獲得的結果表示於表3。

本發明例中，均形成兼備拉伸強度TS：780 MPa以上的高強度、與伸長率EL：20%以上且擴孔率λ：100%以上的優異的加工性的熱軋鋼板。另一方面，超出本發明的範圍的比較例無法確保規定的高強度、或無法確保充分的擴孔率。

d‧‧‧大致盤狀析出物的最大直徑

t‧‧‧與盤上下表面正交的方向上的大致盤狀析出物的厚度

圖1是模式性地表示Ti碳化物的析出形狀的圖。

d‧‧‧大致盤狀析出物的最大直徑

t‧‧‧與盤上下表面正交的方向上的大致盤狀析出物的厚度

Claims (11)

1. 一種高強度熱軋鋼板，具有：如下的組成，即，以C、S、N及Ti滿足下述(1)式的方式，以質量%計含有：C：超過0.035%且0.07%以下，Si：0.3%以下，Mn：超過0.35%且0.7%以下，P：0.03%以下，S：0.03%以下，Al：0.1%以下，N：0.01%以下，Ti：0.135%以上0.235%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；包含面積率超過95%的肥粒鐵相的基質；以及平均粒徑小於10 nm的Ti碳化物微細析出於上述肥粒鐵相的結晶粒內而成的組織，且拉伸強度為780 MPa以上，((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)<1.0...(1)C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%)。
2. 如申請專利範圍第1項所述之高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0025%以下。
3. 如申請專利範圍第1項所述之高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有合計為1.0%以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、 Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的1種以上。
4. 如申請專利範圍第2項所述之高強度熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計含有合計為1.0%以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的1種以上。
5. 如申請專利範圍第1項至第4項中任一項所述之高強度熱軋鋼板，其中於上述鋼板表面具有鍍層。
6. 一種高強度熱軋鋼板的製造方法，在將鋼原料加熱至奧氏體單相區，實施包含粗軋與精軋的熱軋，精軋結束後，進行冷卻、捲繞，而形成熱軋鋼板時，將上述鋼原料設為如下的組成，即，以C、S、N及Ti滿足下述(1)式的方式，以質量%計含有：C：超過0.035%且0.07%以下，Si：0.3%以下，Mn：超過0.35%且0.7%以下，P：0.03%以下，S：0.03%以下，Al：0.1%以下，N：0.01%以下，Ti：0.135%以上0.235%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質；將上述精軋的精軋溫度設為900℃以上，上述冷卻的自900℃至750℃的平均冷卻速度設為10℃/s以上，上述捲繞的捲繞溫度設為580℃以上750℃以下，((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)<1.0...(1) C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%)。
7. 如申請專利範圍第6項所述之高強度熱軋鋼板的製造方法，其中除上述組成外，進而以質量%計含有B：0.0025%以下。
8. 如申請專利範圍第6項所述之高強度熱軋鋼板的製造方法，其中除上述組成外，進而以質量%計含有合計為1.0%以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的1種以上。
9. 如申請專利範圍第7項所述之高強度熱軋鋼板的製造方法，其中除上述組成外，進而以質量%計含有合計為1.0%以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的1種以上。
10. 如申請專利範圍第6項至第9項中任一項所述之高強度熱軋鋼板的製造方法，其中對上述熱軋鋼板實施鍍敷處理。
11. 如申請專利範圍第10項所述之高強度熱軋鋼板的製造方法，其中繼上述鍍敷處理後對上述熱軋鋼板實施合金化處理。