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    本發明的高張力熱軋鋼板，具有以質量%計，以使S、N及Ti滿足Ti≧0.04+(N/14×48+S/32×48)的方式，含有C：0.010%以上、0.050%以下，Si：0.2%以下，Mn：0.1%以上、0.8%以下，P：0.025%以下，S：0.01%以下，N：0.01%以下，Al：0.06%以下，Ti：0.05%以上、0.10%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成；肥粒鐵相以相對於組織整體的面積率計為95%以上的基質；以及由含有Ti且平均粒徑小於10 nm的微細碳化物分散析出而成的組織。
    公开号:TW201317367A
    申请号:TW101139126
    申请日:2012-10-23
    公开日:2013-05-01
    发明作者:Tamako Ariga；Yoshimasa Funakawa；Noriaki Moriyasu；Takayuki Murata；Hiroshi Owada
    申请人:Jfe Steel Corp；
    IPC主号:C22C38-00
    专利说明:
    高張力熱軋鋼板及其製造方法
    本發明是有關於一種適合於汽車用零件等的輸送設備、營建材料的素材的高張力熱軋鋼板及其製造方法(high strength hot rolled steel sheets and method for producing the same)。
    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(fuel consumption)，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素材的鋼板的高強度化來使鋼板薄壁化。例如，汽車的底盤零件用鋼板的高強度薄壁化會使得汽車車體大幅輕量化，因而對於汽車燃耗提高而言是極其有效的手段。因此，對該些零件用素材的高強度化的期望非常強。
    另一方面，以鋼板作為素材的大部分汽車零件是藉由壓製加工或凸出成形(burring)加工等而成形，因而對汽車零件用鋼板要求具有優異的伸長性及伸緣性(stretch-flange formability)。例如，因底盤零件具有複雜的形狀，故在作為底盤零件用素材的鋼板中，強度以及加工性受到重視，從而尋求伸長性、及伸緣性等加工性優異的高張力鋼板。
    然而，一般來說，鋼鐵材料伴隨高強度化而加工性會降低。因此，在將高張力熱軋鋼板用於底盤零件等中時，兼備強度與加工性的高張力熱軋鋼板的開發成為必需，且至今為止進行了多次研究，並提出了各種技術。
    例如，專利文獻1中提出了如下技術：設為如下的組成，以重量%計，含有碳(C)：0.03%~0.25%、矽(Si)：2.0%以下、錳(Mn)：2.0%以下、磷(P)：0.1%以下、硫(S)：0.007%以下、鋁(Al)：0.07%以下及鉻(Cr)：1.0%以下；且設為包含肥粒鐵(ferrite)及第2相的複合組織；藉由對第2相的硬度、體積率、及粒徑進行規定，從而提高拉伸強度(TS)超過490 N/mm2(490 MPa)的高強度熱軋鋼板的疲勞特性(Fatigue property)及伸緣性。上述第2相為波來鐵(pearlite)、變韌鐵(bainite)、麻田散鐵(martensite)、殘留奧氏體(retained austenite)中的1種以上。
    而且，專利文獻2中提出了如下技術：設為如下的化學成分，以wt%計，包含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%、鈦(Ti)與鈮(Nb)的1種或2種的合計：0.10%~0.60%；且設為如下的組織，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；從而提高拉伸強度(TS)為490 MPa以上的高強度熱軋鋼板的疲勞強度、尤其伸緣性。而且，專利文獻2中所提出的技術中，藉由將Mn含量設為超過1.0%~2.5%，而可提高鋼板強度並且獲得微細肥粒鐵粒。
    而且，專利文獻3中提出如下技術：設為如下組成，即，以質量%計，包含C：0.01%~0.1%、S≦0.03%、N≦0.005%、Ti：0.05%~0.5%、Si：0.01%~2%、Mn：0.05%~2%、P≦0.1%、Al：0.005%~1.0%，進而在滿足Ti-48/12C-48/14N-48/32S≧0%的範圍內含有Ti；將鋼中的粒子中含有5 nm以上的Ti的析出物的平均尺寸設為101 nm~103 nm且最小間隔設為超過101 nm且為104 nm以下，藉此提高拉伸強度(TS)為640 MPa以上的高強度熱軋鋼板的凸出成形加工性(Burring formability)與疲勞特性。 先前技術文獻 專利文獻
    專利文獻1：日本專利特開平4-329848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2002-161340號公報
    然而，專利文獻1中所提出的技術中，在對鋼板實施壓製加工等而成形為所期望的零件形狀時，軟質的肥粒鐵與硬質的第2相的界面容易成為加工時的裂紋產生起點，從而具有加工性不穩定的問題。而且，專利文獻1所提出的技術中，在將鋼板的拉伸強度(TS)提高至590 MPa級別的情況下，亦發現加工性、尤其伸緣性相對於現狀的要求並不充分的問題(參照專利文獻1的實例)。
    而且，專利文獻2中提出的技術中，因鋼板的Mn含量高，故Mn會向鋼板的板厚中央部偏析，從而在鋼板的壓製成形時，加工時會引起裂紋產生，因而難以穩定地確保優異的伸緣性，從而未必能獲得充分的伸緣性。而且，專利文獻2中提出的技術中，將Ti設為規定含量來形成Ti碳化物，藉此雖可實現對伸緣性造成不良影響的固溶C的降低化，但若相對於C而過剩地含有Ti，則Ti碳化物容易粗大化，從而發現存在無法穩定地獲得所期望的強度的問題。
    而且，專利文獻3中提出的技術中，鋼板中所含的析出物的尺寸的分布大，從而發現存在無法穩定地確保所期望的強度的問題。而且，專利文獻3中提出的技術中，鋼板的伸緣性不充分(參照專利文獻3的實例)。
    對於大量生產的汽車零件而言，必須在工業上大量生產用於穩定地供給該汽車零件的素材的熱軋鋼板，但上述先前技術中，難以穩定地供給拉伸強度(TS)為590 MPa以上且具有優異的加工性(伸緣性)的高張力熱軋鋼板。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高張力熱軋鋼板及其製造方法，該高張力熱軋鋼板適合作為汽車零件用的素材，拉伸強度(TS)：590 MPa以上且具有優異的加工性(伸緣性)，具體來說擴孔率(hole expansion ratio)λ：100%以上。
    為了解決上述課題，本發明者等人對影響到熱軋鋼板的高強度化與加工性(伸緣性)的各種主要原因進行了積極研究。結果獲得以下的發現。
    1)將鋼板組織設為位錯密度低的加工性優異的肥粒鐵單相組織，進而，若使微細碳化物分散析出而強化析出，則維持熱軋鋼板的伸緣性的同時，強度得以提高。
    2)為了獲得加工性優異且具有拉伸強度(TS)：590 MPa以上的高強度的熱軋鋼板，則必須使對於析出強化有效的平均粒徑小於10 nm的微細碳化物充分地分散析出。
    3)自確保強度等的觀點考慮，作為有助於析出強化的微細碳化物，有效的是含有Ti的碳化物。
    4)為了使含有Ti的碳化物以平均粒徑：小於10 nm、且可獲得590 MPa以上的拉伸強度的方式充分地分散析出，而必須確保形成作為析出核的Ti碳化物的Ti量，且必須相對於作為素材的鋼中的N含量、S含量而含有規定量以上的Ti(Ti≧0.04+(N/14×48+S/32×48))。
    5)在肥粒鐵相中，在使含有Ti的碳化物微細(平均粒徑：小於10 nm)地析出方面，有效的是將作為素材的鋼中的B含量與Mn含量控制為所期望的比率(B≧0.0003-0.00025Mn)。
    6)若含有Ti的碳化物的Ti含量以原子比計超過C含量，則碳化物容易粗大化，從而對熱軋鋼板特性造成不良影響。
    7)在將含有Ti的碳化物的Ti含量設為以原子比計小於C含量而抑制碳化物的粗大化方面，有效的是將作為素材的鋼中的相對於C含量的Ti含量、N含量、S含量控制在規定的範圍內(C/12>Ti/48-N/14-S/32)。
    本發明基於上述的見解而完成，其主旨為如下所示。
    [1]一種高張力熱軋鋼板，包括：以使S、N、及Ti滿足下述(1)式的方式，以質量%計含有C：0.010%以上、0.050%以下，Si：0.2%以下，Mn：0.1%以上、0.8%以下，P：0.025%以下，S：0.01%以下，N：0.01%以下，Al：0.06%以下，Ti：0.05%以上、0.10%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成；肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率為95%以上的基質；以及由含有Ti且平均粒徑小於10 nm的微細碳化物分散析出而成的組織；且拉伸強度為590 MPa以上，Ti≧0.04+(N/14×48+S/32×48)………(1)
    (S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。
    [2]上述[1]的高張力熱軋鋼板中，以質量%計，以滿足下述(2)式的方式，含有硼(B)：0.0035%以下，B≧0.0003-0.00025Mn………(2)
    (Mn、B：各元素的含量(質量%))。
    [3]如[2]所述之高張力熱軋鋼板，上述B為0.0003%以上、0.0020%以下。
    [4]上述[1]或[2]的高張力熱軋鋼板中，上述組成滿足下述(3)式：C/12>Ti/48-N/14-S/32………(3)
    (C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。
    [5]上述[1]或[2]的高張力熱軋鋼板中，上述微細碳化物的相對於組織整體的體積比為0.0005以上。
    [6]如[5]所述之高張力熱軋鋼板，上述體積比為0.0005%以上、0.003以下。
    [7]上述[1]或[2]的高張力熱軋鋼板中，除上述組成外，進而以質量%計，含有合計為0.1%以下的銅(Cu)、錫(Sn)、鎳(Ni)、鈣(Ca)、鎂(Mg)、鈷(Co)、砷(As)、鉻(Cr)、鎢(W)、鈮(Nb)、鉛(Pb)、鉭(Ta)、鉬(Mo)、釩(V)中的任一種以上。
    [8]上述[1]或[2]的高張力熱軋鋼板中，鋼板表面具有鍍膜。
    [9]一種高張力熱軋鋼板的製造方法，對鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，在精軋結束後，進行冷卻、捲繞，從而形成熱軋鋼板，使上述鋼素材包括：以質量%計，以使S、N、及Ti滿足下述(1)式的方式，含有C：0.010%以上、0.050%以下，Si：0.2%以下，Mn：0.1%以上、0.8%以下，P：0.025%以下，S：0.01%以下，N：0.01%以下，Al：0.06%以下，Ti：0.05%以上、0.10%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成；上述精軋的精軋溫度設為880℃以上，上述冷卻的平均冷卻速度設為10℃/s以上，上述捲繞溫度設為550℃以上且小於800℃，拉伸強度為590 MPa以上，Ti≧0.04+(N/14×48+S/32×48)………(1)
    (S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。
    [10]上述[9]的高張力熱軋鋼板的製造方法中，除上述組成外，進而以質量%計，以滿足下述(2)式的方式，含有B：0.0035%以下，B≧0.0003-0.00025Mn………(2)
    (Mn、B：各元素的含量(質量%))。
    [11]如[10]所述之高張力熱軋鋼板的製造方法，上述B為0.0003%以上、0.0020%以下。
    [12]上述[9]或[10]的高張力熱軋鋼板的製造方法中，上述組成滿足下述(3)式：C/12>Ti/48-N/14-S/32………(3)
    (C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。
    [13]上述[9]或[10]的高張力熱軋鋼板的製造方法中，除上述組成外，進而以質量%計，含有合計為0.1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta、Mo、V中的任一種以上。


    根據本發明，可提供如下的高張力熱軋鋼板從而實現產業上明顯的效果，上述高張力熱軋鋼板適合於汽車用鋼板等，拉伸強度(TS)：590 MPa以上，且具有作為壓製時的剖面形狀複雜的底盤零件等的素材非常適合的優異的加工性(伸緣性)。
    以下，對本發明進行詳細說明。
    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：肥粒鐵相以相對於組織整體的面積率計為95%以上的基質，以及由含有Ti且平均粒徑小於10 nm的微細碳化物分散析出於該基質中而成的組織。
    肥粒鐵相：以相對於組織整體的面積率計為95%以上
    本發明中，在確保熱軋鋼板的加工性(伸緣性)方面，肥粒鐵相的形成為必需。對於熱軋鋼板的伸長性及伸緣性的提高而言，有效的是將熱軋鋼板的組織設為位錯密度低且延性優異的肥粒鐵相。尤其，對於伸緣性的提高而言，較佳為將熱軋鋼板的組織設為肥粒鐵單相組織，但即便在並非是完全的肥粒鐵單相組織的情況下，只要實質上為肥粒鐵單相組織，亦即，只要以相對於組織整體的面積率計95%以上為肥粒鐵相，便可充分發揮上述的效果。因此，肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率設為95%以上。較佳為97%以上。
    另外，本發明的熱軋鋼板中，作為肥粒鐵相以外的組織，可列舉雪明碳鐵(cementite)、波來鐵、變韌鐵相、麻田散鐵相、殘留奧氏體相等，只要該些的合計以相對於組織整體的面積率計為5%左右以下，較佳為3%左右以下，則可被容許。
    含有Ti的微細碳化物
    含有Ti的碳化物成為其平均粒徑極小的微細碳化物的傾向強。因此，在藉由使微細碳化物分散析出於熱軋鋼板中而實現熱軋鋼板的高強度化的本發明中，作為分散析出的微細碳化物設為含有Ti的微細碳化物。
    微細碳化物的平均粒徑：小於10 nm
    在對熱軋鋼板賦予所期望的強度(拉伸強度：590 MPa以上)的方面，微細碳化物的平均粒徑極其重要。本發明中將含有Ti的微細碳化物的平均粒徑設為小於10 nm。若基質中析出微細碳化物，則該微細碳化物相對於變形施加至鋼板時所產生的位錯的移動而發揮阻力的作用，藉此熱軋鋼板得以強化，但若將微細碳化物的平均粒徑設為小於10 nm，則上述作用更顯著。因此，將含有Ti的微細碳化物的平均粒徑設為小於10 nm。更佳為5 nm以下。
    為了穩定地獲得熱軋鋼板強度，有效的是對含有Ti的微細碳化物的分散析出狀態進行控制。本發明中，較佳為以含有Ti且平均粒徑小於10 nm的微細碳化物的相對於組織整體的體積比為0.0005以上的方式使該微細碳化物分散析出。然而，若上述體積比超過0.003，則有強度變得過高、伸緣性降低之虞，因而上述體積比較佳設為0.0005以上0.003以下。
    另外，本發明中，作為含有Ti的微細碳化物的析出形態，除作為主要的析出形態的列狀析出之外，即便混合存在無規析出的微細碳化物，亦幾乎不會對特性造成影響，從而不論析出的形態如何，均可對應各種析出形態而稱作分散析出。
    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：0.010%以上、0.050%以下
    C為形成微細碳化物而強化熱軋鋼板方面所必需的元素。若C含量小於0.010%，則無法獲得590 MPa以上的拉伸強度。另一方面，若C含量超過0.050%，則強度上升，並且鋼板中容易形成波來鐵，從而易變得難以獲得優異的伸緣性。因此，C含量設為0.010%以上、0.050%以下。較佳為0.020%以上、0.035%以下。更佳為0.020%以上、0.030%以下。
    Si：0.2%以下
    Si為固溶強化元素，且為對鋼的高強度化有效的元素。然而，若Si含量超過0.2%，則會促進C自肥粒鐵相析出，且於粒界容易析出粗大的Fe碳化物，從而伸緣性降低。而且，過剩的Si對鍍敷性會造成不良影響。因此，Si含量設為0.2%以下。較佳為0.05%以下。而且，為了固溶強化，較佳為0.005%以上。
    Mn：0.1%以上、0.8%以下
    Mn為固溶強化元素，且為對鋼的高強度化有效的元素，因而自強化熱軋鋼板的觀點考慮，理想的是提高Mn含量。當Mn含量小於0.1%時，無法獲得固溶強化。而且，若Mn含量小於0.1%，則Ar3變態點變得過高，且如後述般含有Ti的微細碳化物容易粗大化。另一方面，若Mn含量超過0.8%則容易產生偏析，且，形成肥粒鐵相以外的相，亦即硬質相，從而伸緣性降低。因此，Mn含量設為0.1%以上、0.8%以下。較佳為0.1%以上、0.5%以下。更佳為0.1%以上、0.45%以下。
    P：0.025%以下
    P為固溶強化元素，且為對鋼的高強度化有效的元素，若P含量超過0.025%則偏析顯著，伸緣性降低。因此，P含量設為0.025%以下。較佳為0.02%以下。而且，為了固溶強化，較佳為0.005%以上。
    S：0.01%以下
    S為使熱加工性(熱軋性)降低的元素，除提高鋼坯(slab)的熱裂(hot-tearing)感受性外，在鋼中會作為硫化錳(MnS)而存在，從而使熱軋鋼板的伸緣性劣化。因此，本發明中較佳為極力地降低S，而設為0.01%以下。較佳為0.005%以下。
    N：0.01%以下
    N為本發明中有害的元素，較佳為極力降低。尤其若N含量超過0.01%，則因鋼中生成粗大的氮化物，而使得伸緣性降低。因此，N含量設為0.01%以下。較佳為0.006%以下。
    Al：0.06%以下
    Al為作為去氧劑發揮作用的元素。為了獲得此效果，理想的是含有0.001%以上，超過0.06%的含有會使伸長性及伸緣性降低。因此，Al含量設為Al：0.06%以下。
    Ti：0.05%以上、0.10%以下
    Ti為本發明中最重要的元素。而且，Ti為藉由形成碳化物而維持優異的伸緣性，同時有助於鋼板的高強度化的元素。當Ti含量小於0.05%時，無法確保所期望的熱軋鋼板強度(拉伸強度：590 MPa以上)。另一方面，若Ti含量超過0.10%，則存在伸緣性降低的傾向。因此，Ti含量設為0.05%以上、0.10%以下，較佳為0.065%以上、0.095%以下。
    本發明的熱軋鋼板以在上述範圍內且滿足(1)式的方式含有S、N、Ti。
    Ti≧0.04+(N/14×48+S/32×48)………(1)
    (S、N、Ti：各元素的含量(質量%))
    上述(1)式是為了將含Ti的微細碳化物設為上述所期望的析出狀態而應滿足的要件，在本發明中為極其重要的指標。
    Ti≧0.04+(N/14×48+S/32×48)………(1)
    如上述般，本發明中，使含有Ti的微細碳化物分散析出於熱軋鋼板中，該微細碳化物是在熱軋前的加熱中將鋼素材中的碳化物熔解，並主要在熱軋後的捲繞時析出。此處，為了將上述微細碳化物的尺寸設為平均粒徑小於10 nm而使上述微細碳化物穩定地分散析出，必須充分確保作為微細碳化物的析出核的Ti量。然而，在高溫範圍中，相比於形成碳化物，Ti更容易形成氮化物或硫化物。因此，若相對於鋼素材的N含量、S含量而Ti含量不充分，則伴隨上述氮化物或硫化物的析出，作為微細碳化物的析出核的Ti量會減少，從而難以使含有Ti的微細碳化物充分地析出。
    因此，本發明中，以滿足(1)式Ti≧0.04+(N/14×48+S/32×48)的方式來控制Ti含量、N含量、S含量。藉此，作為微細碳化物的析出核的Ti量得以充分確保，可將上述微細碳化物的尺寸設為平均粒徑小於10 nm而使上述微細碳化物穩定地析出。
    而且，本發明中，在熱軋前將鋼素材加熱至奧氏體範圍為止從而將鋼素材中的碳化物熔解，與其後的奧氏體→肥粒鐵變態同時，使含有Ti的碳化物析出。然而，若奧氏體→肥粒鐵變態溫度高，則析出的含有Ti的碳化物變得粗大。因此，本發明中，較佳為在捲繞溫度範圍內調整奧氏體→肥粒鐵變態的溫度(Ar3變態點)，藉此使含有Ti的碳化物在捲繞時析出。藉此，可抑制上述含有Ti的碳化物的粗大化，從而可獲得平均粒徑小於10 nm的碳化物。
    關於在捲繞溫度範圍內調整奧氏體→肥粒鐵變態的溫度(Ar3變態點)方面，較佳為除上述組成外，進而以滿足如下的(2)式的方式含有B：0.0035%以下。
    B≧0.0003-0.00025Mn………(2)
    B：0.0035%以下
    B為使鋼的Ar3變態點降低的元素，本發明中，藉由添加B而降低鋼的Ar3變態點，可實現含有Ti的碳化物的微細化。為了獲得上述效果，較佳為將B含量設為0.0003%以上。另一方面，即便超過0.0035%而含有B上述效果亦飽和。因此，B含量較佳設為0.0035%以下。更佳為0.0003%以上0.0020%以下。
    B≧0.0003-0.00025Mn………(2)
    本發明中，在含有B的情況下，在適當範圍內控制鋼中的B含量與Mn含量的比率亦重要。本發明者等人對如下方法進行了研究，即，在肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率為95%以上的基質中，使含有Ti的碳化物微細(平均粒徑小於10 nm)地分散析出。結果發現：在後述的捲繞溫度範圍內調整熱軋過程中的奧氏體→肥粒鐵變態的溫度(Ar3變態點)，是將含有Ti的碳化物微細化至平均粒徑：小於10 nm的極其有效的方法。
    而且，本發明者等人進一步進行研究後發現：本發明的鋼組成中，藉由以鋼素材的B含量與Mn含量滿足所期望的關係的方式來進行控制，而可在目標範圍內調整鋼的Ar3變態點。此處，上式中，在右邊(0.0003-0.00025Mn)的值為零以下的情況下，右邊的值均視作零。
    另外，本發明中，若作為固溶強化元素的Mn的含量超過0.35%，則無須使用上述B的效果便可確保所期望的鋼板強度(拉伸強度：590 MPa以上)。然而，若Mn的含量為0.35%以下，則存在未利用上述B的效果而難以確保所期望的鋼板強度的情況。因此，在Mn的含量為0.35%以下的情況下，為了使含有Ti的碳化物更微細化而較佳為含有B。
    而且，本發明中，較佳為以在上述範圍內且滿足(3)式的方式調整C、S、N、Ti的含量。
    C/12>Ti/48-N/14-S/32………(3)
    (C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))
    如上述般，含有Ti的碳化物成為其平均粒徑極小的微細碳化物的傾向強。然而，若與C鍵結的Ti以原子比計為C以上，則碳化物容易粗大化。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：590 MPa以上)。
    因此，本發明中，較佳為以如(3)式般來規定C、Ti、N、S含量。亦即，本發明中，關於鋼素材中所含的C及Ti，較佳為使C的原子%(C/12)多於可有助於碳化物生成的Ti的原子%(Ti/48-N/14-S/32)。藉此，可抑制含有Ti的微細碳化物的粗大化。
    本發明的鋼板中，亦可含有合計為0.1%以下、較佳為0.03%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta、Mo、V中的任一種以上。而且，上述以外的成分為Fe及不可避免的雜質。
    而且，本發明的鋼板亦可設為表面具有鍍膜者。藉由在鋼板表面形成鍍膜，熱軋鋼板的耐腐蝕性提高，可獲得適合於暴露於嚴酷的腐蝕環境的零件，例如汽車的底盤零件的素材的熱軋鋼板。另外，作為鍍膜，例如可列舉熔融鍍鋅膜或合金化熔融鍍鋅膜等。
    其次，對本發明的熱軋鋼板的製造方法進行說明。
    本發明中，對鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，在精軋結束後進行冷卻、捲繞，從而形成熱軋鋼板。本發明的特徵在於：此時，將上述精軋的精軋溫度設為880℃以上，上述冷卻的平均冷卻速度設為10℃/s以上，上述捲繞的捲繞溫度設為550℃以上且小於800℃。
    本發明中，鋼素材的熔化方法未作特別限定，可採用轉爐、電爐等公知的熔化方法。而且，在熔化後，較佳為因偏析等的問題而藉由連續鑄造法形成鋼坯(鋼素材)，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，亦可在鑄造後對鋼坯進行熱軋時，利用加熱爐對鋼坯進行重新加熱，然後進行輥軋，從而在保持著規定溫度以上的溫度的情況下，亦可不加熱鋼坯而進行直送輥軋。
    對如上述般獲得的鋼素材實施粗軋及精軋，在本發明中，必須在粗軋前將鋼素材中的碳化物熔解。在含有作為碳化物形成元素的Ti的本發明中，較佳為將鋼素材的加熱溫度設為1150℃以上。然而，若鋼素材的加熱溫度變得過高，則表面會被過剩氧化而產生TiO2從而會消耗Ti，在形成鋼板的情況下容易產生表面附近的硬度的降低，因而上述加熱溫度較佳設為1300℃以下。而且，如上述般，粗軋前的鋼素材保持規定溫度以上的溫度，在鋼素材中的碳化物熔解的情況下，可省略對粗軋前的鋼素材進行加熱的步驟。另外，無須對粗軋條件作特別限定。
    精軋溫度：880℃以上
    精軋溫度的適當化對於確保熱軋鋼板的伸長性及伸緣性、以及實現精軋的輥軋負載的降低化而言重要。若精軋溫度小於880℃，則熱軋鋼板表層的結晶粒變得粗大，伸緣性被破壞。而且，因在未再結晶溫度區進行輥軋，故舊奧氏體粒界會析出粗大的Ti的碳化物，從而伸緣性降低。因此，精軋溫度設為880℃以上。較佳設為900℃以上。另外，若精軋溫度過高，則結晶粒粗大化而對確保所期望的鋼板強度(拉伸強度：590 MPa以上)造成不良影響，因此較理想的是精軋溫度設為1000℃以下。
    平均冷卻速度：10℃/s以上
    精軋結束後，若自880℃以上的溫度至捲繞溫度為止的平均冷卻速度小於10℃/s，則Ar3變態點變高，含有Ti的碳化物未能被充分微細化。因此，上述平均冷卻速度設為10℃/s以上。較佳為30℃/s以上。而且，為了獲得肥粒鐵組織，較佳為小於200℃/s。
    捲繞溫度：550℃以上且小於800℃
    捲繞溫度的適當化對於如下方面極其重要：將熱軋鋼板的組織設為對於熱軋鋼板的寬度方向整個區域而言為所期望的組織，亦即，肥粒鐵相以相對於組織整體的面積率計為95%以上的基質，及由含有Ti且平均粒徑小於10 nm的微細碳化物分散析出而成的組織。
    若捲繞溫度小於550℃，則容易成為過冷卻狀態從而在輥軋材寬度方向端部，微細碳化物的析出變得不充分，難以賦予所期望的鋼板強度(拉伸強度：590 MPa以上)。而且，產生難以確保鋼片輸送台(Run-Out-Table)上的移行穩定性的問題。另一方面，若捲繞溫度為800℃以上，則產生波來鐵，難以形成肥粒鐵相以相對於組織整體的面積率計為95%以上的基質。因此，捲繞溫度設為550℃以上且小於800℃。較佳為550℃以上且小於700℃，更佳為580℃以上且小於700℃。
    如以上般，在製造即便作為拉伸強度(TS)：590 MPa以上、且剖面形狀複雜的底盤零件等的素材亦可適用的具有優異加工性(伸緣性)的高張力熱軋鋼板方面，必須使平均粒徑小於10 nm的微細碳化物遍及鋼板寬度方向整個區域而分散析出。
    然而，本發明中，相對於作為熱軋鋼板的素材的鋼中的N含量、S含量，而含有規定量以上的Ti(Ti≧0.04+(N/14×48+S/32×48))，或者進而以作為熱軋鋼板的素材的鋼中的B含量、Mn含量滿足規定的關係(B≧0.0003-0.00025Mn)的方式而含有，藉此可控制成作為平均粒徑小於10 nm的微細碳化物充分地分散析出的組成。因此，根據本發明，即便未將熱軋鋼板的製造條件規定得如此嚴格，亦可使平均粒徑小於10 nm的微細碳化物遍及寬度方向整個區域而分散析出，從而遍及熱軋鋼板寬度方向整個區域而賦予均一且良好的特性(拉伸強度、伸緣性)。
    另外，本發明中，對如以上般製造的熱軋鋼板實施鍍敷處理，藉此亦可在鋼板表面形成鍍膜。例如，實施熔融鍍鋅處理作為鍍敷處理而形成熔融鍍鋅膜，或者在熔融鍍鋅處理後，進而實施合金化處理，藉此亦可在鋼板表面形成合金化熔融鍍鋅膜。 實例
    藉由通常公知的方法來熔化、連續鑄造表1所示的組成的鋼液，而形成壁厚為250 mm的鋼坯(鋼素材)。將該些鋼坯加熱至1250℃後，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880℃的溫度至捲繞溫度為止的溫度區以表2所示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，關於一部分熱軋鋼板(熱軋編號a2、b2、c2)，浸漬在480℃的鍍鋅浴(0.1%Al-Zn)中，形成每單面附著量為45 g/m2的熔融鍍鋅膜後，以520℃進行合金化處理，從而形成合金化熔融鍍鋅鋼板。

    自上述獲得的熱軋鋼板採取試驗片，進行組織觀察、拉伸試驗、擴孔試驗，求出肥粒鐵相的面積率、含有Ti的微細碳化物的平均粒徑及體積比、拉伸強度、擴孔率(伸緣性)。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，對與試驗片的輥軋方向平行的剖面進行機械研磨，在硝酸浸蝕液(Nital)中腐蝕後，使用由掃描式電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)以倍率：3000倍拍攝到的組織照片(SEM照片)，藉由圖像解析裝置求出肥粒鐵相、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(Transmission Electron Microscope，TEM)以倍率：260000倍觀察自熱軋鋼板製作的薄膜，求出含有Ti的微細碳化物的粒徑。
    就含有Ti的微細碳化物的粒徑而言，根據260000倍下的30視野的觀察結果，藉由使用了近似圓的圖像處理求出每個粒徑，對所求出的粒徑進行算術平均，從而設為平均粒徑。
    使用10%乙醯丙酮-1%氯化四甲基銨-甲醇溶液(AA溶液)對α-鐵進行電解，藉由過濾捕獲的殘渣的抽出殘渣分析求出Ti碳化物的重量，將其除以Ti碳化物(TiC)的密度而求出體積，從而將該體積除以熔解的α-鐵的體積而求出含有Ti的微細碳化物的體積比。
    (ii)拉伸試驗
    自所獲得的熱軋鋼板，採取將相對於輥軋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，從而測定出拉伸強度(TS)。
    (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，將頂角：60°的圓錐打孔機插入該孔中，將該孔擴展開，對龜裂貫通熱軋鋼板(試驗片)時的孔的直徑d進行測定，並利用下式算出擴孔率λ(%)。
    擴孔率λ(%)={(d-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：590 MPa以上的高強度、擴孔率λ：100%以上的優異的伸緣性的熱軋鋼板。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，或無法確保擴孔率λ。
    权利要求:
    Claims (13)
    [1] 一種高張力熱軋鋼板，包括：以質量%計，以使S、N及Ti滿足下述(1)式的方式，含有C：0.010%以上、0.050%以下，Si：0.2%以下，Mn：0.1%以上、0.8%以下，P：0.025%以下，S：0.01%以下，N：0.01%以下，Al：0.06%以下，Ti：0.05%以上0.10%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成；肥粒鐵相的相對於組織整體的面積率為95%以上的基質；以及由含有Ti且平均粒徑小於10 nm的微細碳化物分散析出而成的組織；且拉伸強度為590 MPa以上，Ti≧0.04+(N/14×48+S/32×48)………(1)(S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。
    [2] 如申請專利範圍第1項所述之高張力熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計，以滿足下述(2)式的方式，含有B：0.0035%以下，B≧0.0003-0.00025Mn………(2)(Mn、B：各元素的含量(質量%))。
    [3] 如申請專利範圍第2項所述之高張力熱軋鋼板，其中上述B為0.0003%以上、0.0020%以下。
    [4] 如申請專利範圍第1項或第2項所述之高張力熱軋鋼板，其中上述組成滿足下述(3)式：C/12>Ti/48-N/14-S/32………(3)(C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。
    [5] 如申請專利範圍第1項或第2項所述之高張力熱軋鋼板，其中上述微細碳化物的相對於組織整體的體積比為0.0005以上。
    [6] 如申請專利範圍第5項所述之高張力熱軋鋼板，其中上述體積比為0.0005以上、0.003以下。
    [7] 如申請專利範圍第1項或第2項所述之高張力熱軋鋼板，其中除上述組成外，進而以質量%計，含有合計為0.1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta、Mo、V中的任一種以上。
    [8] 如申請專利範圍第1項或第2項所述之高張力熱軋鋼板，其中鋼板表面具有鍍膜。
    [9] 一種高張力熱軋鋼板的製造方法，包括：對鋼素材實施包含粗軋與精軋的熱軋，在上述精軋結束後，進行冷卻、捲繞，從而形成熱軋鋼板；使上述鋼素材包括：以質量%計，以使S、N及Ti滿足下述(1)式的方式，含有C：0.010%以上、0.050%以下，Si：0.2%以下，Mn：0.1%以上、0.8%以下，P：0.025%以下，S：0.01%以下，N：0.01%以下，Al：0.06%以下，Ti：0.05%以上、0.10%以下，且剩餘部分包含Fe及不可避免的雜質的組成；上述精軋的精軋溫度設為880℃以上；上述冷卻的平均冷卻速度設為10℃/s以上；以及上述捲繞的溫度設為550℃以上且小於800℃，拉伸強度為590 MPa以上，Ti≧0.04+(N/14×48+S/32×48)………(1)(S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。
    [10] 如申請專利範圍第9項所述之高張力熱軋鋼板的製造方法，其中除上述組成外，進而以質量%計，以滿足下述(2)式的方式，含有B：0.0035%以下，B≧0.0003-0.00025Mn………(2)(Mn、B：各元素的含量(質量%))。
    [11] 如申請專利範圍第10項所述之高張力熱軋鋼板的製造方法，其中上述B為0.0003%以上、0.0020%以下。
    [12] 如申請專利範圍第9項或第10項所述之高張力熱軋鋼板的製造方法，其中上述組成滿足下述(3)式：C/12>Ti/48-N/14-S/32………(3)(C、S、N、Ti：各元素的含量(質量%))。
    [13] 如申請專利範圍第9項或第10項所述之高張力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0.1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta、Mo、V中的任一種以上。
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