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TW201835347A - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

熱軋鋼板及其製造方法 Download PDF

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TW201835347A
TW201835347A TW107105763A TW107105763A TW201835347A TW 201835347 A TW201835347 A TW 201835347A TW 107105763 A TW107105763 A TW 107105763A TW 107105763 A TW107105763 A TW 107105763A TW 201835347 A TW201835347 A TW 201835347A
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平島哲矢
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日商新日鐵住金股份有限公司
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Abstract

本發明可提供一種衝撞特性優異之韌性良好且各向異性小的熱軋鋼板。 本發明之熱軋鋼板，其特徵在於以質量%計含有：C：0.10%以上且0.50%以下、Si：0.10%以上且3.00%以下、Mn：0.5%以上且3.0%以下、P：0.100%以下、S：0.010%以下、Al：1.00%以下及N：0.010%以下，且剩餘部分是由Fe及不純物所構成；於L截面中，從表面起在厚度1/4位置之金屬組織包含下述舊沃斯田鐵粒及下述集合組織：該舊沃斯田鐵粒之長寬比平均值在2.0以下、平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下、且粒度分布之標準差/平均粒徑即變異係數在0.40以上，而該集合組織之相對於隨機試料之{001}＜110＞方位的X射線繞射強度比在2.0以上；且具有1180MPa以上之拉伸強度。

Description

熱軋鋼板及其製造方法
本發明是有關一種熱軋鋼板(以下亦稱為熱輥軋鋼板)及其製造方法，尤其關於一種韌性之各向異性優異且拉伸強度在1180MPa以上之熱輥軋鋼板及其製造方法。
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，若鋼板高強度化，一般而言韌性會劣化。因此，在高強度鋼板的開發中，不使韌性劣化而謀求高強度化即為重要課題。尤其，對於適用於汽車零件的高強度鋼板，確保衝撞特性就變得很重要。在此，為了提升韌性，在低溫下軋延而於未再結晶沃斯田鐵中賦予高累積應變，藉以使韌性提升之作法為一般所知。
對此，專利文獻1中提案有一種冷軋鋼板，是藉由令沃斯田鐵於未再結晶區之860~960℃中的軋縮率與平均應變速度在適當範圍內，來使從未再結晶沃斯田鐵變態之組織的體積率增加，且利用以熱軋製得之細粒組織而使冷軋鋼板之韌性提升。然而，若使未再結晶沃斯田鐵中的軋縮率增加，便會有舊沃斯田鐵粒的長寬比變高，而韌性之各向異性變強的問題。
專利文獻2中提案有一種熱輥軋鋼板，是藉由將完工溫度高溫化，提高1000℃以下的軋縮率，以促進沃斯田鐵的再結晶，並藉由縮短軋延後到冷卻為止的時間，而減低各向異性。然而，雖提高1000℃以下的軋縮率來促進再結晶，但因在高溫下進行完工軋延，而促進了軋台間的再結晶，導致無法將最後一座軋台中的應變維持較高。因此，再結晶後之舊沃斯田鐵粒僅能形成為粗大者，而有韌性較差的問題。
相對於上述，專利文獻3中提案有一種熱輥軋鋼板，是將大於840℃的累積軋縮率設為30%以上，並將840℃以下的軋縮率設為30%以上且75%以下，藉此來抑制舊沃斯田鐵粒的長寬比，以將結晶粒徑作成10μm以上且60μm以下。然而，於840℃以下進行軋延時，並未發生再結晶，且因導入之應變導致晶粒成長發生，故結晶粒會有粗大化的問題。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本專利特許第3858146號公報 專利文獻2：日本專利特許第5068688號公報 專利文獻3：日本專利特許第5556948號公報
發明概要 發明欲解決之課題 近年來，對汽車之更加輕量化的要求逐漸升高，而謀求一種高速變形時的吸收能量高、作為汽車零件而言衝撞特性良好且韌性的各向異性優異之高強度鋼板。
本發明是有鑑於上述課題而作成者，本發明之課題在於提供前述特性優異之高強度鋼板。
用以解決課題之手段 以往，以提升鋼的韌性為目標，而採取了用以提高未再結晶沃斯田鐵中之累積軋縮率，而使組織微細化之各式各樣的對策。本發明人等著眼於若提高未再結晶沃斯田鐵的軋縮率，組織的各向異性會較強，當龜裂與軋延方向平行傳播時韌性會較差之情形，而進行了精闢研討。其結果，再次著眼於在施加高應變後令其再結晶的這種以往一直避免的再結晶現象，並發現到利用前述便能對熱輥軋鋼板改善各向異性而可提升韌性。具體而言，確認到於連續4座以上之多座熱軋軋台中，將多座軋台之中最後4座軋台中的軋縮率適當化，並在4座軋台之最後一座軋台中控制為可再結晶之溫度與應變速度，藉此沃斯田鐵便會微細地再結晶而組織之各向異性便會消失。
本發明係根據上述見解而作成，本發明之主旨如下。 (1)一種熱軋鋼板，其特徵在於以質量%計含有： C：0.10%以上且0.50%以下、 Si：0.10%以上且3.00%以下、 Mn：0.5%以上且3.0%以下、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 Al：1.00%以下、及 N：0.010%以下，且 剩餘部分是由Fe及不純物所構成； 於L截面中，從表面起在厚度1/4位置之金屬組織包含下述舊沃斯田鐵粒及下述集合組織：該舊沃斯田鐵粒之長寬比平均值在2.0以下、平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下、且粒度分布之標準差/平均粒徑即變異係數在0.40以上，而該集合組織之相對於隨機試料之{001}＜110＞方位的X射線繞射強度比在2.0以上；且 具有1180MPa以上之拉伸強度。 (2)如上述(1)之熱軋鋼板，其以質量%計更含有選自於由以下元素所構成群組中之1種或2種以上元素： Ti：0.02%以上且0.20%以下、 Nb：0.00%以上且0.10%以下、 Ca：0.0000%以上且0.0060%以下、 Mo：0.00%以上且0.50%以下、及 Cr：0.0%以上且1.0%以下。 (3)一種熱軋鋼板的製造方法，是製造如上述(1)或(2)之熱軋鋼板的方法，該方法之特徵在於包含以下所示步驟(a)~(e)： (a)加熱步驟，將具有如上述(1)或(2)之成分組成之鋼胚加熱至1100℃以上且小於1350℃； (b)軋延步驟，使用具有4座以上之多座軋台的軋延機來軋延前述加熱後之鋼胚，且該軋延步驟中，前述多座軋台之中最後4座軋台的合計長度在18m以下，且於前述最後4座軋台之前與之後的板厚減少滿足下述式1： 1.2≦ln(t0 /t)≦3.0　　(式1) 在此，t0 為即將進入前述最後4座軋台之前的板厚，t則為剛從前述最後4座軋台輸出後的板厚； (c)前述最後4座軋台中最後一座軋台之應變速度與前述最後一座軋台之軋延溫度滿足下述式2及式3之步驟， 11.0≦log(v×exp(33000/(273+T))≦15.0　　(式2) T≧Ar3 點　　(式3) 在此，v為前述最後一座軋台之應變速度(/s)，T則為前述最後一座軋台之軋延輸出側溫度(℃)； (d)冷卻步驟，在前述軋延結束後1.0秒以內開始冷卻，且在從完工軋延溫度至750℃為止的溫度範圍中以100℃/s以上的平均冷卻速度進行冷卻；以及 (e)捲取步驟，在前述冷卻步驟後進行捲取。
發明效果 根據本發明之上述態様，便能提供一種高速變形時的吸收能量高、作為汽車零件而言衝撞特性良好且韌性的各向異性優異之高強度熱輥軋鋼板。只要利用該熱輥軋鋼板，便能使汽車等的車體輕量化、使零件一體成型化及縮短加工步驟，而可謀求提升燃油效率及減低製造成本，故本發明之工業價值高。
發明實施形態 針對本發明一實施形態之熱輥軋鋼板進行說明。本實施形態之熱輥軋鋼板會控制熱完工軋延中之再結晶與晶粒成長行為。藉由在連續軋台中調整應變量，且令在最後一座軋台中達到再結晶所需之臨界應變，便可形成微細再結晶晶粒，而能製得細緻且結晶粒形狀多邊形化之無各向異性的組織。再結晶之後，亦藉由極力縮短至冷卻開始時間為止的時間，以抑制再結晶晶粒的晶粒成長。並藉由以熱軋步驟製作微細且已多邊形化之沃斯田鐵粒，便能製得韌性優異之熱輥軋鋼板。並且，將熱輥軋鋼板更進一步加工而得之冷軋鋼板或熱處理用鋼板亦會成為韌性優異之鋼板。具體而言，本實施形態之熱輥軋鋼板具有預定化學組成及1180MPa以上的拉伸強度，且其金屬組織包含舊沃斯田鐵粒及集合組織，前述舊沃斯田鐵粒之長寬比的平均值在2.0以下、平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下以及粒度分布之標準差/平均粒徑即變異係數在0.40以上，前述集合組織之相對於隨機試料之{001}＜110＞方位的X射線繞射強度比在2.0以上。
以下就本發明之各個構成要件詳細說明。首先闡述限定本實施形態之熱輥軋鋼板的化學組成(化學成分)之理由。關於成分含量的符號%意指質量%。
＜C：0.10%以上且0.60%以下＞ C是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0.10%以上。且C含量宜為0.25%以上。然而，若C含量大於0.60%，鋼板之韌性便會劣化。所以，要令C含量在0.60%以下。且C含量宜在0.50%以下。
＜Si：0.10%以上且3.00%以下＞ Si是具有提升鋼板強度之效果的元素。為了獲得該效果，要令Si含量為0.10%以上。且Si含量宜為0.50%以上。另一方面，若Si含量大於3.00%，鋼板之韌性便會劣化。所以，要令Si含量在3.00%以下。且Si含量宜在2.50%以下。
＜Mn：0.5%以上且3.0%以下＞ 對於藉由提升淬火性及固熔強化來提升鋼板強度而言，Mn為有效元素。為了獲得該效果，要令Mn含量為0.5%以上。且Mn含量宜為1.0%以上。另一方面，若Mn含量大於3.0%，便會生成對韌性之等向性有害的MnS。所以，要令Mn含量在3.0%以下。且Mn含量宜在2.0%以下。
＜P：0.100%以下＞ P為不純物，而P含量愈低愈佳。亦即，若P含量大於0.100%，加工性及熔接性會明顯降低且疲勞特性也會降低。所以，將P含量限制在0.100%以下。且P含量宜在0.050%以下。
＜S：0.010%以下＞ S為不純物，而S含量愈低愈佳。亦即，若S含量大於0.010%，對韌性之等向性有害的MnS等夾雜物之生成會變得很明顯。所以，要將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，宜令S含量在0.006%以下。
＜Al：1.00%以下＞ Al在製鋼製程中是用以脫氧之必要元素。然而，若Al含量大於1.00%，便會生成析出為簇狀的氧化鋁，而韌性劣化。所以，要令Al含量在1.00%以下。且宜在0.50%以下。
＜N：0.010%以下＞ N為不純物。若N含量大於0.010%，便會在高溫下形成粗大的Ti氮化物，而鋼板之韌性劣化。所以，要令N含量在0.010%以下。且N含量宜為0.006%以下。
本實施形態之熱輥軋鋼板基本上含有上述化學成分且剩餘部分由Fe及不純物所構成。而雖非用以滿足要求特性之必要元素，但亦可在下述範圍內更含有選自於由Ti、Nb、Ca、Mo及Cr所構成群組中之1種或2種以上，以減低製造之不一致或更加提升強度。惟，Nb、Ca、Mo及Cr皆並非用以滿足要求特性所必需，故其含量下限為0%。在此，所謂不純物是指於工業製造鋼材時，由礦石、廢料等原料或因其他原因而混入的成分。Nb、Ca、Mo及Cr含量只要小於下述所示含量下限的話，便可視為是不純物，對本實施形態之熱輥軋鋼板之效果並無實質影響。
＜Ti：0.02%以上且在0.20%以下＞ Ti是用以抑制於軋台間(道次間)之沃斯田鐵的再結晶及晶粒成長的有效元素。藉由抑制於軋台間之沃斯田鐵的再結晶，便可令應變更加蓄積。而藉由添加0.02%以上的Ti，便可獲得抑制沃斯田鐵的再結晶及晶粒成長之效果。且Ti含量宜為0.08%以上。另一方面，若Ti含量大於0.20%，便會生成源自TiN的夾雜物，而鋼板之韌性劣化。所以，要令Ti含量為0.20%以下。且Ti含量宜為0.16%以下。
＜Nb：0.00%以上且在0.10%以下＞ Nb是用以抑制於軋台間之沃斯田鐵的再結晶及晶粒成長的有效元素。藉由抑制於軋台間之沃斯田鐵的再結晶，便可令應變更加蓄積。為了實質獲得抑制於軋台間之沃斯田鐵的再結晶及晶粒成長的效果，宜令Nb含量在0.01%以上。另一方面，若Nb含量大於0.10%，其效果會達飽和。所以，在含有Nb時也要將Nb含量上限設為0.10%。且Nb含量之較佳上限為0.06%以下。
＜Ca：0.0000%以上且0.0060%以下＞ Ca是具有在熔鋼脫氧時使微細的氧化物大量分散而使鋼板組織微細化之效果的元素。而且，Ca是會將鋼中的S固定為球形的CaS，並抑制MnS等延伸夾雜物之生成，而可提升韌性之各向異性的元素。為了實質獲得該等效果，宜令Ca含量在0.0005%以上。另一方面，Ca含量就算大於0.0060%，其效果也達飽和。所以，在含有Ca時，仍要將Ca含量上限設為0.0060%。且Ca含量之較佳上限為0.0040%。
＜Mo：0.00%以上且0.50%以下＞ 對於肥粒鐵之析出強化而言，Mo為有效元素。為了實質獲得該效果，宜令Mo含量為0.02%以上。且Mo含量較佳為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且鋼胚之處置就會變得困難。所以，在含有Mo時，仍要將Mo含量上限設為0.50%。且Mo含量之較佳上限為0.30%。
＜Cr：0.0%以上且在1.0%以下＞ Cr是可有效使鋼板強度提升的元素。為了實質獲得該效果，宜令Cr含量在0.02%以上。且Cr含量較佳為0.1%以上。另一方面，Cr含量一旦過多，延展性便會降低。所以，在含有時仍要令Cr含量上限為1.0%。且Cr含量之較佳上限為0.8%。
接下來，說明本實施形態之熱輥軋鋼板的組織。
本實施形態之熱輥軋鋼板具有舊沃斯田鐵粒已細緻再結晶之組織。若拉伸強度在1180MPa級以上，舊沃斯田鐵粒的平均粒徑會隨韌性而大幅改變，故變態後之組織亦即鋼板組織不拘。為了減低韌性之絶對值與各向異性，是以單相為佳，在高強度鋼中則時常採用麻田散鐵單相。
為了提升韌性，迄今已知令舊沃斯田鐵組織細緻是有效的。作為其手段，一般是提高未再結晶沃斯田鐵的累積軋縮率，以作成扁平組織。然而，在如汽車用鋼板的衝撞特性這般伴隨有複雜變形的情況時，僅有一個方向的韌性高並無法獲得良好特性，而必須改善相對於軋延方向的各向異性。於是，本發明人等進行精闢研究，並發現到韌性的龜裂傳播特性是與舊沃斯田鐵組織的形狀大大相關，且還發現到為了減低各向異性，以沃斯田鐵的形態再結晶並多邊形化是有效的。此外，若將熱軋溫度高溫化以促進再結晶，結晶粒便會粗大化，故為了抑制此情形，還發現到在熱軋的最後一座軋台中將應變速度與軋延溫度設為適當範圍之方法。利用此方法，便能僅在最後一座軋台中令再結晶發生，以獲得細粒之沃斯田鐵再結晶組織，而便能製得具有1180MPa以上的拉伸強度且具備優異韌性之鋼板。
＜包含粒徑之長寬比平均值在2.0以下、平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下以及粒度分布之標準差/平均粒徑即變異係數在0.40以上之舊沃斯田鐵粒，以及相對於隨機試料之{001}＜110＞的X射線繞射強度比在2.0以上之集合組織的金屬組織＞ 於本實施形態之鋼板的L截面中，從表面起在厚度1/4位置之金屬組織包含舊沃斯田鐵粒及集合組織，前述舊沃斯田鐵粒之長寬比平均值在2.0以下，平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下，且粒度分布之標準差/平均粒徑即變異係數在0.40以上，前述集合組織之相對於隨機試料之{001}＜110＞的X射線繞射強度比在2.0以上。
舊沃斯田鐵粒之長寬比是將軋延方向的平均結晶粒徑除以厚度方向的平均結晶粒徑而得之比。所謂L截面，是指以平行於板厚方向與軋延方向且通過鋼板中心軸的方式切斷而得的面。
若舊沃斯田鐵粒之長寬比平均值大於2.0，便會產生韌性的各向異性，平行於軋延方向的龜裂傳播特性就變得較差。在因蓄積應變不充分、軋延溫度為低溫或因該兩者而導致無法充分獲得沃斯田鐵的再結晶率的情況下，舊沃斯田鐵粒之長寬比會有變高的傾向。為了將各向異性更加減小或將各向異性完全消除，舊沃斯田鐵粒之長寬比宜在1.7以下，且較宜在1.5以下，更宜在1.3以下，再更宜在1.1以下，再更宜為1.0。
舊沃斯田鐵粒之平均粒徑為圓等效直徑的平均值。
若舊沃斯田鐵粒之平均粒徑小於0.1μm，便會喪失鋼板的加工硬化特性，故會變得容易在熱軋後要作成卷料時或在下一個步驟中要解開卷料時發生破裂。另一方面，若大於3.0μm，在經高強度化之鋼板中低溫韌性會較差。舊沃斯田鐵粒之平均粒徑宜在0.5μm以上且2.5μm以下，且較宜在0.7μm以上且2.4μm以下，更宜在1.0μm以上且2.3μm以下。
變異係數是以舊沃斯田鐵粒的粒徑之「標準差」/「平均粒徑」來計算。若於熱軋中施加高應變而發生再結晶，便會有剛再結晶後的結晶粒與已於再結晶後成長的結晶粒混合存在。因此，舊沃斯田鐵粒粒徑的標準差會變大，而變異係數變大。龜裂的傳播會因細粒區域而受到抑制，故細粒且變異係數越高，鋼板的韌性就越提升。變異係數在0.40以上便能獲得優異韌性。變異係數宜在0.45以上，較宜在0.50以上，更宜在0.55以上。變異係數之上限雖無特別限定，但亦可令其為譬如0.80。
在將鋼板的L截面，即將從鋼板表面起在厚度1/4位置作鏡面研磨後，以3%硝太蝕劑(3%硝酸-乙醇溶液)進行腐蝕，並以掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察微觀組織，便能測定舊沃斯田鐵粒之長寬比、平均粒徑及粒度分布標準差。具體而言，在1個視野中藉由SEM觀察來拍攝可觀察到約10000個結晶粒的範圍，並使用圖像解析軟體(WinROOF)進行圖像解析，便能算出舊沃斯田鐵粒之平均粒徑、長寬比平均值及粒度分布標準差。
於本實施形態之鋼板的L截面中，從表面起在厚度1/4位置的金屬組織還包含集合組織，該集合組織相對於隨機試料之{001}＜110＞方位的X射線繞射強度比(以下亦稱為X射線隨機強度比)在2.0以上。
垂直於軋延面且與軋延方向為平行之{001}＜110＞方位的X射線隨機強度比越大，結晶方位對軋延方向及其垂直方向之韌性所帶來的影響會變得越小，因此L方向及C方向的各向異性便會減低。相對於隨機試料之{001}＜110＞方位之X射線隨機強度比宜在3.0以上，且更宜在4.0以上。
X射線隨機強度比是在X射線繞射測定中，測定對象之熱輥軋鋼板試料的X射線強度相對於具有隨機方位分布之粉末試料的X射線強度之強度比，其可採用使用有適當X射線管球的繞射測定法測定α{002}面的X射線繞射強度，並藉由與隨機試樣的繞射強度之比較而測定。
當難以利用X射線繞射進行測定時，亦可使用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern)法，以像素之測定間隔為平均粒徑的1/5以下，在可測定5000個以上結晶粒的區域中作測定，並由極點圖或ODF(Orientation Distribution Function)的分布來測定X射線隨機強度比。
＜拉伸強度為1180MPa以上＞ 本實施形態之熱輥軋鋼板是預設應用在提升汽車等之衝撞安全性或車體輕量化，而將拉伸強度設定在1180MPa以上。雖未特別設置拉伸強度之上限，但以經進行韌性評估之2000MPa以下為佳。
接著，說明本實施形態之熱輥軋鋼板的製造方法。
本實施形態之熱輥軋鋼板的製造方法包含以下(a)~(e)之步驟： (a)加熱步驟，將具有上述成分組成之鋼胚加熱至1100℃以上且小於1350℃； (b)軋延步驟，使用具有4座以上之多座軋台的軋延機來軋延加熱後之鋼胚，且該軋延步驟中，多座軋台之中最後4座軋台的合計長度在18m以下，且於最後4座軋台之前與之後的板厚減少滿足下述式1： 1.2≦ln(t0 /t)≦3.0　　(式1) 在此，t0 為即將進入最後4座軋台之前的板厚，t則為剛從最後4座軋台輸出後的板厚； (c)最後4座軋台中最後一座軋台之應變速度與最後一座軋台之軋延溫度滿足下述式2及式3之步驟， 11.0≦log(v×exp(33000/(273+T))≦15.0　　(式2) T≧Ar3 點　　(式3) 在此，v為最後一座軋台之應變速度(/s)，T則為最後一座軋台之軋延輸出側溫度(℃)； (d)冷卻步驟，在軋延結束後1.0秒以內開始冷卻，且在從完工軋延溫度至750℃為止的溫度範圍中以100℃/s以上的平均冷卻速度進行冷卻；以及 (e)捲取步驟，在前述冷卻步驟後進行捲取。 以下，說明各步驟。
＜加熱步驟＞ 在熱輥軋(熱軋)前對鋼胚進行加熱。在加熱藉由連續鑄造等而製得之與本實施形態之熱輥軋鋼板具有相同化學組成之鋼胚時，若加熱溫度低於1100℃，鋼胚的均質化會不充分。在此情況下，可獲得之鋼板強度或加工性便會降低。另一方面，若加熱溫度變成1350℃以上，初期的沃斯田鐵粒徑會變大，而難以製作鋼板組織使舊沃斯田鐵粒之平均粒徑成為3.0μm以下。因此，將加熱溫度設為1100℃以上且小於1350℃。
＜軋延步驟＞ 軋延步驟中，在使用具有4座以上之多座軋台的軋延機連續軋延鋼板之串聯式軋延中，控制前述多座軋台之中最後4座軋台的總距離、以前述4座軋台軋延之累積應變(板厚減少)、以及最後一座軋台之軋延溫度及應變速度是很重要的。軋延機為串聯式軋延，因此只要在後端4座連續之軋延軋台中的應變在適當範圍內，應變便會累積。此外，在最後一座軋台中，藉由令應變速度與軋延溫度適當化，便可利用所累積的應變而使沃斯田鐵再結晶。通常，熱軋的完工軋台是以6段或7段為主流。當然，雖不限於此段數，但本發明是控制該多座軋台之中最後4段的軋延，以令應變量及應變速度在適當範圍內。
具體而言，是將前述4座以上之多座軋台配置成最後4座軋台之合計長度在18m以下。因鋼板會經已連結之串聯式軋延，故只要前述4座以上軋台之中最後一座軋台的應變速度被適當化，便能將最後4座軋台之間的道次間時間(3個)調整為可累積應變的軋延速度與軋縮率。亦即，只要決定最後一座軋台輸出側的軋延速度及軋縮率，即可得到之前的軋台的軋延速度。例如，最後一座軋台前的軋台之軋延速度＝最後一座軋台之軋延速度×(1-最後一座軋台之軋縮率)。而且，道次間時間=道次間距離/最後一座軋台前的軋台之軋延速度。因此，可從道次間距離與所累積之真應變(板厚減少)求取所有軋台的道次間時間與應變速度。若最後4座軋台的合計長度大於18m，道次間時間便會變長，故無法累積再結晶所需之應變，而舊沃斯田鐵粒之長寬比會變大，且X射線隨機強度比會變小。在容易進行道次間之控制的觀點上，最後4座軋台的合計長度之下限值宜為10m以上。
在最後4座軋台中，賦予下述式1之應變。 1.2≦ln(t0 /t)≦3.0　　　(式1) 在此，ln(t0 /t)表示累積板厚減少的真應變(對數應變)，且t0 為即將進入最後4座軋台之前的板厚，t則為剛從最後4座軋台輸出後的板厚。若ln(t0 /t)之值小於1.2，於最後一座軋台中便未賦予再結晶所需之應變，而舊沃斯田鐵之長寬比變大。若ln(t0 /t)之值大於3.0，板厚減少會過大而道次間時間變長，因此於最後一座軋台中便未賦予充分的應變，而變得無法再結晶，舊沃斯田鐵之長寬比變大。
於最後4座軋台之最後一座軋台中，以滿足下述式2及式3之應變速度與軋延溫度來進行軋延。 11.0≦log(v×exp(33000/(273+T))≦15.0　　(式2) T≧Ar3 點　　(式3) 在此，v為最後一座軋台之應變速度(/s)，T則為最後一座軋台之軋延輸出側溫度(℃)。式2是根據應變速度與溫度之函數即Zener-Hollomon因子(Z因子)導出而得，。若log(v×exp(33000/(273+T))之值小於11.0，便會因應變速度緩慢或軋延溫度高或因該二者，導致所得之舊沃斯田鐵粒的平均粒徑粗大化。若log(v×exp(33000/(273+T))之值大於15.0，便會因應變速度快或軋延溫度低或因該二者，導致沃斯田鐵無法再結晶而長寬比變大，X射線隨機強度比就會變小。此外，應變速度亦會影響沃斯田鐵的再結晶晶粒之成長時間。亦即，應變速度越慢再結晶粒徑的標準差會變得越大。另一方面，若應變速度過快，會變得無法確保熱完工軋延中之再結晶所需的時間，故會變得不會發生再結晶。又，只要應變速度與軋延溫度之關係滿足上述式2，其各別的值便無制約。惟，為了令舊沃斯田鐵粒徑之長寬比在預定範圍內，必須以沃斯田鐵單相進行再結晶。若軋延中有肥粒鐵產生，便會因肥粒鐵而導致沃斯田鐵的再結晶受到抑制，而結晶粒徑變得扁平，故軋延輸出側必須以沃斯田鐵單相來進行。於最後4座軋台的最後一座軋台中，必須滿足式2且須滿足式3。T為最後一座軋台的軋延輸出側溫度，在本實施形態之熱輥軋鋼板的製造方法中，藉由T在Ar3 點以上，便能獲得1180MPa以上的拉伸強度。而Ar3 點是根據下式算出， Ar3 =901-325×C+33×Si-92×Mn+287×P。
＜冷卻步驟＞ 為了將藉由軋延而製得的再結晶沃斯田鐵組織保持微細，軋延結束後是在1.0秒以内開始冷卻，並在從完工軋延溫度起到750℃為止的溫度範圍中以100℃/s以上的平均冷卻速度進行冷卻。若冷卻開始時間大於1.0秒，因從再結晶展現後到冷卻開始為止需要時間，故會因奧斯華粗化(Ostwald ripening)導致細粒區域被粗大晶粒吸收而舊沃斯田鐵粒變大，變異係數變小，且韌性降低。若冷卻速度小於100℃/s，在冷卻中沃斯田鐵的晶粒成長仍會發生，舊沃斯田鐵粒之平均粒徑會粗大化，而變異係數變小。小於750℃的冷卻速度對沃斯田鐵粒徑所帶來的影響小，故可自由選擇用以獲得目的之熱輥軋組織的冷卻速度。
冷卻速度之上限並無特別限定，但考慮到設備制約等，並且為了令板厚方向的組織分布更為均勻，而以600℃/s以下為宜。為了將舊沃斯田鐵粒徑更加穩定維持為細粒，冷卻停止溫度是以冷卻至550℃以下為宜。
＜捲取步驟＞ 對於從在冷卻步驟中製得的沃斯田鐵組織變態而得之組織並無制約。當在維持熱軋後之狀態下將熱輥軋鋼板作成製品時，為了要更加穩定確保1180MPa以上的拉伸強度，宜在低於550℃下進行捲取。當在下一個步驟中進行冷軋延時，為了減低冷軋延時的負載，宜在550℃以上且低於750℃下捲取並進行軟質化。
(其他步驟) 本實施形態之熱輥軋鋼板不一定需要酸洗、冷軋及之後的加工，但將製作而得之熱輥軋鋼板進行酸洗、冷軋亦無妨。
譬如，為了去除熱輥軋鋼板表面的鏽皮，亦可實施酸洗處理，並實施冷軋步驟以調整鋼板板厚。冷軋步驟之條件並無特別限定，而從加工性、板厚精度的觀點來看，冷軋延率是以30%以上且80%以下為宜。藉由令冷軋延率在80%以下，便能抑制鋼板邊緣之破裂或因加工硬化而導致的過度強度上升。
亦可將冷軋鋼板退火。為了抑制在熱軋中製得的沃斯田鐵粒徑粗大化的情況，退火之最高溫度是以900℃以下為宜。另一方面，從防止在藉由再結晶所進行之軋延組織的製作上耗費長時間之生產性觀點來看，是以500℃以上為宜。而在退火後，亦可實施以矯正形狀或調整表面粗度為目的之調質軋延。在調質軋延中，宜將軋縮率設為1.0%以下，以使軋延加工組織不殘留。
為了提升表面耐蝕性，熱輥軋鋼板亦可實施電鍍、熔融鍍敷或合金化熔融鍍敷。於鍍敷步驟中，當賦予熱時是以900℃以下為宜，以抑制在熱輥軋步驟中製得的沃斯田鐵粒徑粗大化的情況。鍍敷後，亦可進一步實施以矯正形狀或調整粗度為目的之調質軋延。調質軋延步驟中宜將軋縮率設為1.0%以下，以使軋延加工組織不殘留。當將熱輥軋鋼板進行冷軋後，亦可對冷軋鋼板施行上述電鍍、熔融鍍敷或合金化熔融鍍敷、以及調質軋延。
實施例 以下，舉出實施例來具體說明本發明之熱輥軋鋼板。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，可在適合本發明趣旨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所示化學組成及Ar3 點的鋼，並以連續鑄造製成厚度230mm的鋼胚。然後，將鋼胚加熱至1200℃~1250℃之溫度並進行粗軋延後，以表2所示加熱溫度、完工溫度、冷卻速度及捲取溫度進行加熱、完工軋延、冷卻及捲取，而製造出熱輥軋鋼板。
表2中還顯示所使用之鋼種成分、完工軋延條件及鋼板板厚。於表2中，「應變速度」是在連續之完工軋延軋台的最後一座軋台中的應變速度；「輸入厚度」是在有4座以上之多座軋台連續之完工軋延機中，即將進入最後4座軋台之前的輸入側厚度；「輸出厚度」是剛從最後4座軋台輸出後的輸出側厚度；「軋台長」是多座軋台之中最後4座軋台的合計長度；「開始時間」是最後一座軋台中從完工軋延結束起至冷卻開始為止的時間；「冷卻速度」是從完工軋延溫度起到750℃為止的平均冷卻速度；以及，「捲取溫度」是冷卻結束後的捲取溫度。
[表1]
[表2]
針對如上述進行而製得之鋼板，在鋼板之L截面中，鏡面研磨從表面起在板厚1/4之位置後，以3%硝太蝕劑(3%硝酸-乙醇溶液)進行腐蝕，並藉由SEM觀察來拍攝於1視野中可觀察到約10000個結晶粒的範圍，且使用圖像解析軟體(WinROOF)進行圖像解析，而算出舊沃斯田鐵粒之平均粒徑、粒度分布標準差以及長寬比的平均值。並將粒度分布標準差除以平均粒徑而算出變異係數。
於本實施形態之鋼板之L截面中，對於從表面起在厚度1/4位置的中央部，使用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern)法，以像素之測定間隔為平均粒徑的1/5以下，在可測定5000個以上結晶粒的區域中由極點圖或ODF(Orientation Distribution Function)的分布測定了{001}＜110＞方位的X射線隨機強度比。
針對鋼板的拉伸試驗，是在鋼板的軋延寬度方向(C方向)上採取JIS5號試驗片，並依據JISZ2241來評估拉伸強度：TS(MPa)。
測定延脆性過渡溫度以作為鋼板之韌性評估。延脆性過渡溫度之測定，是以JISZ2242規定之2.5mm次尺寸的V凹口試驗片來進行C方向凹口的沙丕衝擊試驗，並將脆裂表面(brittle fracture surface)率成為50%之溫度設為延脆性過渡溫度。另，針對鋼板之最終板厚小於2.5mm者是以總厚進行測定。只要延脆性過渡溫度在-50℃以下便視為合格。而針對各向異性，是在-60℃下測定C方向凹口與L方向凹口的吸收能量，並算出該比(L方向/C方向)，且只要在0.6以上且1.0以下便視為各向異性優異。
於表2中顯示舊沃斯田鐵粒徑(舊γ粒徑)、舊沃斯田鐵粒的變異係數、舊沃斯田鐵粒的長寬比、{001}＜110＞方位的X射線隨機強度比、拉伸強度、延脆性過渡溫度及各向異性的測定結果。如表2所示，本發明例之拉伸強度在1180MPa以上且過渡溫度在-50℃以下，而強度與韌性優異。
相對於此，試驗編號6中，式1之值小於1.2且在最後4座軋台中的累計應變不足，故沃斯田鐵無法再結晶，而長寬比變成大於2.0。因此，各向異性為小於0.6。
試驗編號15中，式1之值大於3.0且在最後4座軋台中的板厚減少過大，道次間時間變長，故無法賦予再結晶所需之應變，長寬比大於2.0而較高，而各向異性為小於0.6。
試驗編號17中，軋延完工溫度較低且式2之值大於15.0，而沃斯田鐵無法再結晶，故長寬比高且X射線隨機強度比小(集合組織的積體度低)，而各向異性為小於0.6。
試驗編號24中，軋延完工溫度高且應變速度緩慢，故式2之值小於11.0，而沃斯田鐵粒的平均粒徑粗大化，故過渡溫度大於-50℃，韌性較差。
試驗編號28中，冷卻開始時間大於1.0秒而較長，從發生再結晶起到冷卻開始為止會經過一段時間，故會因奧斯華粗化導致細粒區域被粗大晶粒吸收而舊沃斯田鐵粒變大，且變異係數亦小，因此韌性較差。
試驗編號32中，最後4座軋台之軋台長大於18m，道次間時間長，而無法蓄積再結晶所需之應變，故長寬比大且X射線隨機強度比小(集合組織的積體度低)，而各向異性為小於0.6。
試驗編號34中，完工溫度低於表1所記載之Ar3 點，故拉伸強度變低。並且，在最後4座軋台中的累計應變小且式1之值小於1.2，而且軋延完工溫度低且式2之值大於15.0，長寬比大且X射線隨機強度比小(集合組織的積體度低)，而各向異性為小於0.6。
試驗編號35中，在最後4座軋台中的累計應變小且式1之值小於1.2，而且最後4座軋台之軋台長大於18m，長寬比變大且X射線隨機強度比變小(集合組織的積體度低)。因此，各向異性為小於0.6。

Claims (3)

  1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於以質量%計含有： C：0.10%以上且0.50%以下、 Si：0.10%以上且3.00%以下、 Mn：0.5%以上且3.0%以下、 P：0.100%以下、 S：0.010%以下、 Al：1.00%以下、及 N：0.010%以下，且 剩餘部分是由Fe及不純物所構成； 於L截面中，從表面起在厚度1/4位置之金屬組織包含下述舊沃斯田鐵粒及下述集合組織：該舊沃斯田鐵粒之長寬比平均值在2.0以下、平均粒徑為0.1μm以上且3.0μm以下、且粒度分布之標準差/平均粒徑即變異係數在0.40以上，而該集合組織之相對於隨機試料之{001}＜110＞方位的X射線繞射強度比在2.0以上；且 具有1180MPa以上之拉伸強度。
  2. 如請求項1之熱軋鋼板，其以質量%計更含有選自於由以下元素所構成群組中之1種或2種以上元素： Ti：0.02%以上且0.20%以下、 Nb：0.00%以上且0.10%以下、 Ca：0.0000%以上且0.0060%以下、 Mo：0.00%以上且0.50%以下、及 Cr：0.0%以上且1.0%以下。
  3. 一種熱軋鋼板的製造方法，是製造如請求項1或2之熱軋鋼板的方法，該方法之特徵在於包含以下所示步驟(a)~(e)： (a)加熱步驟，將具有如請求項1或2之成分組成之鋼胚加熱至1100℃以上且小於1350℃； (b)軋延步驟，使用具有4座以上之多座軋台的軋延機來軋延前述加熱後之鋼胚，且該軋延步驟中，前述多座軋台之中最後4座軋台的合計長度在18m以下，且於前述最後4座軋台之前與之後的板厚減少滿足下述式1： 1.2≦ln(t0 /t)≦3.0　　(式1)， 在此，t0 為即將進入前述最後4座軋台之前的板厚，t則為剛從前述最後4座軋台輸出後的板厚； (c)前述最後4座軋台中最後一座軋台之應變速度與前述最後一座軋台之軋延溫度滿足下述式2及式3之步驟， 11.0≦log(v×exp(33000/(273+T))≦15.0　　(式2)， T≧Ar3 點　　(式3)， 在此，v為前述最後一座軋台之應變速度(/s)，T則為前述最後一座軋台之軋延輸出側溫度(℃)； (d)冷卻步驟，在前述軋延結束後1.0秒以內開始冷卻，且在從完工軋延溫度至750℃為止的溫度範圍中以100℃/s以上的平均冷卻速度進行冷卻；以及 (e)捲取步驟，在前述冷卻步驟後進行捲取。
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