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TWI453286B - 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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TWI453286B
TWI453286B TW101113231A TW101113231A TWI453286B TW I453286 B TWI453286 B TW I453286B TW 101113231 A TW101113231 A TW 101113231A TW 101113231 A TW101113231 A TW 101113231A TW I453286 B TWI453286 B TW I453286B
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Tatsuo Yokoi
Hiroshi Shuto
Riki Okamoto
Nobuhiro Fujita
Kazuaki Nakano
Takeshi Yamamoto
Original Assignee
Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Publication date
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Description

熱軋鋼板及其製造方法 發明領域
本發明係有關於一種等方向加工性優良之析出強化型高強度熱軋鋼板及其製造方法。
本申請係基於2011年4月13日，在日本提出申請之特願2011-089520號而主張優先權且將其內容引用於此。
 發明背景
近年來，為了以提升汽車的燃料消耗率作為目的之各種組件的輕量化，藉由鐵合金等鋼板的高強度化之薄厚度化和應用Al合金等的輕金屬係進展中。但是相較於鋼等的重金屬時，雖然Al合金等的輕金屬係具有比強度為較高的優點，但是具有非常昂貴之缺點。因此，其應用係被限定在特殊的用途。因而，為了推動各種組件的輕量化至更價廉且廣闊範圍，認為利用鋼板的高強度化之薄厚度化係必要的。
鋼板的高強度化係通常伴隨著成形性(加工性)等材料特性的變差。因此，在開發高強度鋼板時，不使材料特性變差，而如何謀求高強度化係重要的。特別是作為內板組件、結構組件、車盤零件組件等汽車組件所使用的鋼板，係按照其用途而被要求彎曲性、延伸凸緣加工性、凸出成形加工性、延展性、疲勞耐久性、耐衝擊性(韌性)及耐蝕性等。因此，以高水準且平衡性良好地使該等材料特性及高 強度性發揮係重要的。
特別是汽車零件之中，將板材作為材料而加工且發揮作為旋轉體的功能之零件，例如構成自動變速器之煞車鼓和齒輪等，係將引擎輸出功率傳達至軸承之居中連接的重要零件。為了減低摩擦等，該等零件係被要求正圓度的形狀和圓周方向的板厚度之均勻性。而且，在此種零件的成形，因為係使用凸出成形加工、引伸、抽拉、鼓脹成形等的成形方式，所以非常重視以局部延伸作為代表之極限變形能力。
在此種組件所使用的鋼板，較佳是進一步成形後作為零件而被安裝在汽車之後，即便承受碰撞等的衝擊，亦能夠使組件亦不容易破壞的特性亦即耐衝擊性(韌性)提升。特別是考慮在寒冷地方使用時，為了確保在低溫的耐衝擊性，以使在低溫的韌性(低溫韌性)提升為佳。該韌性係藉由vTrs(查拜式脆性轉變溫度；Charpy fracture appearance transition temperature)等規定。因此，上述提高鋼材的耐衝擊性係重要的。
亦即。以上述零件為首之被要求板厚度均勻性之零件用的薄鋼，係除了優良的加工性以外，亦被要求使塑性的等方向性與韌性並存。
用以使如高強度、成形性的各種材料特性並存之技術係如以下。例如專利文獻1，係揭示一種鋼板的製造方法，其係藉由使鋼組織為肥粒鐵為90%以上且使剩餘部分為變韌鐵而使高強度與延展性、擴孔性並存。但是，應用在專 利文獻1所揭示的技術而製造的鋼板，關於塑性的等方向性係完全沒有提到。因此，將應用在例如齒輪等被要求正圓度和圓周方向的板厚度均勻性之零件作為前提時，零件的偏心引起不正常的振動和摩耗損失致使輸出功率低落係被擔心。
又，專利文獻2及3係揭示一種高張力熱軋鋼板，其係藉由添加Mo而將析出物微細化，具有高強度且優良的延伸凸緣性。但是，應用專利文獻2及3所揭示的技術之鋼板，因為必須添加0.07%以上之昂貴的合金元素Mo，而有製造成本高之問題點。而且，在專利文獻2及3所揭示的技術，關於塑性的等方向性係完全沒有提到。因此，以應用在被要求正圓度和圓周方向的板厚度均勻性之零件作為前提時，零件的偏心引起不正常的振動和摩耗損失致使輸出功率低落係被擔心。
另一方面，關於提升鋼板的塑性等方向性，亦即減低塑性異方向性，例如專利文獻4係揭示一種技術，其係藉由組合連續輥軋及潤滑輥軋，將在表層剪切層的沃斯田鐵的集合組織適合化而減低r值(蘭克福特值；Lankford value)的面內異方向性。但是，為了在捲鋼全長的範圍實施此種摩擦係數小的潤滑輥軋，且為了防止輥軋中的輥咬下點(roll-bite)與輥軋材料的滑動引起咬入不良，連續輥軋係必要的。因此，為了應用該技術，因為伴隨著粗鋼條接合裝置和高速端頭剪切機等的設備投資而負擔大。
又，例如專利文獻5係揭示一種技術，其係藉由複合添 加Zr、Ti、Mo且在950℃以上的高溫結束精加工輥軋，來得到780MPa級以上的強度且減低r值的異方向性，而且使延伸凸緣性反與深引伸性並存。但是，因為必須添加0.1%以上之昂貴的合金元素之Mo，而有製造成本高之問題。
而且，使鐵板的韌性提升之研究，雖然先前已進行，但是高強度且塑性等方向性、擴孔性及韌性優良的熱軋鋼板，依照專利文獻1~5係亦未揭示。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本特開平6-293910號公報
專利文獻2：日本特開2002-322540號公報
專利文獻3：日本特開2002-322541號公報
專利文獻4：日本特開平10-183255號公報
專利文獻5：日本特開2006-124789號公報
 發明概要
本發明係鑒於上述的問題點而發明。亦即，本發明之目的係提供一種拉伸強度為540MPa級以上的高強度且擴孔性等的加工性、加工後能夠應用在被要求嚴格的板厚度均勻性及正圓度、以及韌性之組件，進而等方向加工性(等方向性)優良之析出強化型高強度熱軋鋼板，以及能夠價廉且安定地製造其鋼板之製造方法。
為了達成解決上述課題之目的，本發明係採用以下的手段。
(1)即，本發明的一態樣之熱軋鋼板以質量%計，含有C含量[C]為0.02%以上且0.07%以下的C、Si含量[Si]為0.001%以上且2.5%以下的Si、Mn含量[Mn]為0.01%以上且4%以下的Mn、Al含量[Al]為0.001%以上且2%以下的Al、及Ti含量[Ti]為0.015%以上且0.2%以下的Ti，並將P含量[P]限制為0.15%以下、S含量[S]限制為0.03%以下、及N含量[N]限制為0.01%以下，[Ti]、[N]、[S]、[C]係滿足下述式(a)、式(b)，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；從鋼板的表面起5/8~3/8的板厚度範圍之板厚度中央部中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各方位的極密度的相加平均表示之{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且4.0以下，且{332}<113>的結晶方位的極密度為1.0以上且4.8以下；在板厚度中心部之平均結晶粒徑為10μm以下，且在鋼板中的晶界所析出之雪明碳鐵粒徑為2μm以下；在結晶粒內之含有TiC的析出物的平均粒徑為3nm以下，且其每單位體積的個數密度為1×1016 個/cm3 以上。
0%≦([Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32)．．．(a)
0%≦[C]-12/48×([Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32)．．．(b)
(2)如上述(1)所記載之熱軋鋼板，其中前述{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為2.0以下，且前述{332}<113>的結晶方位的前述極密度可以是3.0以 下。
(3)如上述(1)所記載之熱軋鋼板，其中前述平均結晶粒徑可以是7μm以下。
(4)如上述(1)至(3)項中任一項所記載之熱軋鋼板，其進一步以質量%計，可含有Nb含量[Nb]為0.005%以上且0.06%以下的Nb，且[Nb]、[Ti]、[N]、[S]、[C]係滿足下述式(c)： 0%≦[C]-12/48×([Ti]+[Nb]×48/93-[N]×48/14-[S]×48/32)………(c)
(5)如上述(4)項所記載之熱軋鋼板，其進一步以質量%計，可含有選自由下述中之一種或兩種以上：Cu含量[Cu]為0.02%以上且1.2%以下的Cu、Ni含量[Ni]為0.01%以上且0.6%以下的Ni、Mo含量[Mo]為0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]為0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]為0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]為0.0005%以上且0.01%以下的MgCa含量[Ca]為0.0005%以上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]為0.0005%以上且0.1%以下的REM、及B含量[B]為0.0002%以上且0.002%以下的B。
(6)如上述(1)至(3)項中任一項所記載之熱軋鋼板，其進一步以質量%計，可含有選自由下述中之一種或兩種以上：Cu含量[Cu]為0.02%以上且1.2%以下的Cu、Ni含量[Ni]為0.01%以上且0.6%以下的Ni、Mo含量[Mo]為0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]為0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]為0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]為0.0005%以上且0.01%以下的Mg、Ca含量[Ca]為0.0005%以 上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]為0.0005%以上且0.1%以下的REM、B含量[B]為0.0002%以上且0.002%以下的B。
(7)本發明的一態樣之熱軋鋼板的製造方法，其係將以質量%計，含有C含量[C]為0.02%以上且0.07%以下的C、Si含量[Si]為0.001%以上且2.5%以下的Si、Mn含量[Mn]為0.01%以上且4%以下的Mn、Al含量[Al]為0.001%以上且2%以下的Al、及Ti含量[Ti]為0.015%以上且0.2%以下的Ti，並將P含量[P]限制為0.15%以下、S含量[S]限制為0.03%以下、及N含量[N]限制為0.01%以下，[Ti]、[N]、[S]、[C]係滿足下述式(a)、式(b)，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成之鋼塊或鋼胚進行下述步驟：加熱至以下述式(d)規定的溫度之SRTmin℃以上且1260℃以下；於1000℃以上且1200℃以下的溫度區域，進行1次以上軋縮率為40%以上的軋縮之第1熱輥軋；從前述第1熱輥軋完成後150秒以內，且於1000℃以上的溫度區域下開始第2熱輥軋，前述第2熱輥軋係於將依照在下述式(e)中的鋼板成分而決定的溫度設作T1℃時，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域下，進行至少1次軋縮率為30%以上的軋縮，並且進行軋縮率的合計為50%以上的軋縮；在Ar3變態點溫度以上且小於T1+30℃的溫度區域下，進行軋縮率的合計為30%以下的軋縮之第3熱輥軋；在Ar3變態點溫度以上結束熱輥軋；將T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍之軋縮率為30%以上的的道次設作大軋縮道次時，以50℃/秒以上的冷卻速 度，進行溫度變化為40℃以上且140℃以下，且冷卻結束溫度為T1+100℃以下之一次冷卻，以使從前述大軋縮道次之中的最後道次完成起至冷卻開始為止的等待時間t秒可滿足下式(f)；在前述一次冷卻完成後3秒以內，以15℃/秒以上的冷卻速度，進行二次冷卻；於550℃以上且小於700℃的溫度區域捲取：0%≦([Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32)………(a)
0%≦[C]-12/48×([Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32)………(b)
SRTmin=7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273………(d)
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(e)
t≦2.5×t1………(f)
在此，T1係以下述式(g)表示：t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(g)
在此，Tf係30%以上的最後軋縮後之溫度(℃)，而P1係30%以上的最後軋縮的軋縮率(%)。
(8)如上述(7)之熱軋鋼板的製造方法，其中前述一次冷卻係在輥軋架間進行冷卻，而前述二次冷卻係可以在通過最後輥軋架後進行冷卻。
(9)如上述(7)或(8)之熱軋鋼板的製造方法，其中前述等待時間t秒可以進一步滿足下述式(h)：t1≦t≦2.5×t1………(h)
(10)如上述(7)或(8)之熱軋鋼板的製造方法，其中前述 等待時間t秒可以進一步滿足下述式(i)：t<t1………(i)
(11)如上述(7)至(10)項中任一項之熱軋鋼板的製造方法，其可將在前述第2熱輥軋之各道次間的溫度上升設為18℃以下。
(12)如上述(7)至(11)項中任一項之熱軋鋼板的製造方法，其中前述鋼塊或前述鋼胚，進一步以質量%計，可以含有，Nb含量[Nb]為0.005%以上且0.06%以下的Nb，且[Nb]、[Ti]、[N]、[S]、[C]係滿足下述式(c)：0%≦[C]-12/48×([Ti]+[Nb]×48/93-[N]×48/14-[S]×48/32)………(c)
(13)如上述(12)項之熱軋鋼板的製造方法，其中前述鋼塊或前述鋼胚，進一步以質量%計，可以含有選自由下述中之一種或兩種以上：Cu含量[Cu]為0.02%以上且1.2%以下的Cu、Ni含量[Ni]為0.01%以上且0.6%以下的Ni、Mo含量[Mo]為0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]為0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]為0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]為0.0005%以上且0.01%以下的Mg、Ca含量[Ca]為0.0005%以上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]為0.0005%以上且0.1%以下的REM、及B含量[B]為0.0002%以上且0.002%以下的B。
(14)如上述(7)~(11)項之熱軋鋼板的製造方法，其中前述鋼塊或前述鋼胚，進一步以質量%計，可以含有選自由下述中之一種或兩種以上：Cu含量[Cu]為0.02%以上且1.2% 以下的Cu、Ni含量[Ni]為0.01%以上且0.6%以下的Ni、Mo含量[Mo]為0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]為0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]為0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]為0.0005%以上且0.01%以下的Mg、Ca含量[Ca]為0.0005%以上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]為0.0005%以上且0.1%以下的REM、及B含量[B]為0.0002%以上且0.002%以下的B。
依照本發明的上述態樣，係在能夠應用於被要求擴孔性和彎曲性等的加工性、加工後之嚴格的板厚度均勻性及正圓度、以及韌性之組件(內板組件、結構組件、車盤零件、變速器等的汽車組件和造船、建築、橋樑、海洋結構物、壓力容器、管線、機械零件用的組件等)之鋼板，能夠價廉且安定地製造韌性優良且拉伸強度為540MPa級以上的高強度鋼板。
圖式簡單說明
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度與等方向性(1/|△r|)的關係之圖。
第2圖係顯示{332}<113>的結晶方位的極密度與等方向性(1/|△r|)的關係之圖。
第3圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板的製造方法之流程圖。
 用以實施發明之形態
詳細地說明用以實施本發明之形態。又，以下，針對成分組成之質量%，係只記載為%。
本發明者等針對應用於被要求擴孔性等的加工性、加工後之嚴格的板厚度均勻性及正圓度、以及在低溫的韌性之組件之適合的析出強化型高強度熱軋鋼板，除了加工性以外，為了使等方向性與低溫韌性並存而進行專心研究。其結果，得到以下新知識。又，在本實施形態之高強度係顯示拉伸強度為540MPa以上。
為了提升等方向性(減低異方向性)，避免異方向性的原因之從未再結晶沃斯田鐵形成變態集合組織係有效的。為了該目的，作為其手段，在精加工輥軋之最適合的輥軋道次安排及輥軋溫度的高溫化係有效的。
另一方面，為了使韌性提升，脆性破裂面的破裂面單元的微細化、亦即微組織單元的細粒化係有效的。為了其目的，使γ (沃斯田鐵)→α (肥粒鐵)變態時的α 的核生成位置增加係有效的。因此，使能夠成為其核生成位置之沃斯田鐵的結晶晶界和位錯密度增加為佳。
為了使結晶晶界和位錯密度增加，以在γ →α 變態點溫度以上盡可能以低溫進行輥軋為佳。換言之，以使沃斯田鐵未再結晶且於未再結晶率高的狀態下使γ →α 變態為佳。其原因是因為再結晶後的沃斯田鐵粒，係於再結晶溫度之粒成長快，於短時間非常粗大化，而粗大化的沃斯田鐵粒係即便γ →α 變態後的α 相亦成為粗大粒之緣故。
如上述，通常的熱輥軋手段係與較佳條件相反的條 件，因此，認為等方向性與韌性的並存係困難的。對此，本發明者等發明一種能夠使等方向性與韌性以高水準平衡之全新的熱輥軋方法。
針對等方向性與集合組織之關係，本發明者等得到以下的知識。
在將鋼板加工成為被要求正圓度和圓周方向的板厚度的均勻性之零件時，為了省略修整和切削的步驟，而能夠得到直接以加工狀態滿足零件特性之板厚度均勻性及正圓度，等方向性的指標亦即等方向性指標1/| △r |係被要求為3.5以上。如第1圖所表示，為了使等方向性指標為3.5以上，係使在鋼板的集合組織之從鋼板的表面起5/8~3/8的板厚度範圍之板厚度中央部中，{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且4.0以下。該平均極密度為大於4.0時，異方向性變為非常強。另一方面，該平均極密度小於1.0時，局部變形能力變差引起擴孔性的變差係被擔心。為了得到更優良的等方向性指標為6.0以上，以使{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為2.0以下為較佳。所謂{100}<011>~{223}<110>方位群，係指以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的相加平均表示之方位群。因此，藉由將{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的極密度相加平均，能夠得到{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度。等方向性指標為6.0以上時，即便考慮捲鋼內的偏差時，亦能夠得到直 接以加工狀態充分地滿足零件特性之板厚度均勻性及正圓度。
上述的等方向性指標係將鋼板加工成為JIS Z 2201記載之5號試片，且依據JIS Z 2241記載的試驗方法進行而求得。在等方向性指標亦即1/|△r|之△r，係將輥軋方向、相對於輥軋方向為45°的方向、及相對於輥軋方向為90°的方向(板寬度方向)的塑性應變比(r值)，各自定義為r0、r45及r90時，定義為△r=(r0-2×r45+r90)/2。又，|△r|係表示△r的絕對值。
該等各方位的極密度係使用EBSP(電子背散射繞射圖；Electron Back Scattering Diffraction Pattern)法等的方法測定。具體上，係從基於{110}極點圖且使用光譜法所計算得到的3維集合組織、和{110}、{100}、{211}及{310}的極點圖之中，使用複數的極點圖(較佳是3個以上)且使用級數展開法所計算得到的3維集合組織來求得。
同樣地，所第2圖所表示，為了使等方向性指標為3.5以上，係使在鋼板的集合組織之從鋼板的表面起5/8~3/8的板厚度範圍之板厚度中央部中{332}<113>的結晶方位的極密度為1.0以上且4.8以下。該極密度為大於4.8時，異方向性變為非常強。另一方面，該極密度小於1.0時，局部變形能力變差引起擴孔性的變差係被擔心。為了使其滿足更優良的等方向性指標為6.0以上，以使{332}<113>的結晶方位的極密度為3.0以下為較佳。等方向性指標為6.0以上時，因為即便考慮捲鋼內的偏差時，亦能夠得到直接以加工狀態 充分地滿足零件特性之板厚度均勻性及正圓度，乃是更佳。
又，上述的{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度及{332}<113>的結晶方位的極密度，在蓄意地使朝向某結晶方位的結晶粒的比例比其他方位高之情況，其值係變高。
而且，上述的極密度係以較小者，其擴孔性提升。
所謂上述的極密度，係與X射線隨機強度比同義。所謂X射線隨機強度比，係指藉由X射線繞射法等以相同條件測定在特定的方位未具有集積的標準試料、及供試材料的X射線強度，且將所得到的供試材料的X射線強度除以標準試料的X射線強度之數值。該極密度係能夠使用X射線繞射、EBSP法、或ECP(電子溝流圖；Electron Channeling Pattern)法的任一者進行測定。例如{100}<011>~{223}<110>方位群的極密度係能夠從藉由該等方法所測定之{110}、{100}、{211}、{310}極點圖之中，使用複數的極點圖且藉由級數展開法所計算之3維集合組織(ODF)求取{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的極密度，且將該等極密度相加平均而得到。提供X射線繞射、EBSP法、ECP法之試料，係藉由機械研磨等將鋼板減厚至預定的板厚度，隨後，藉由化學研磨和電解研磨等除去變形之同時，以厚度的3/8~5/8的範圍之適當的面為測定面的方式依照上述的方法調整試料而測定即可。針對板寬度方向，係以在從鋼板的端面1/4或3/4的位置採取為佳。
當然，上述的極密度之限定係不僅是板厚度中央部，盡可能針對較多的板厚度位置亦能夠滿足，局部變形能力係進一步變為良好。但是，因為從鋼板的表面起3/8~5/8的板厚度之方位集積對於製品的異方向性造成最強烈的影響，藉由測定從鋼板的表面5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部，能夠大致地代表鋼板整體的材質特性。因此，規定從鋼板的表面起5/8~3/8的板厚度範圍之板厚度中央部中{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度及{332}<113>的結晶方位的極密度。
在此，所謂{hkl}<uvw>係表示使用上述方法採取試料時，板面的法線方向係與{hkl}>平行且輥軋方向係與<uvw>平行。又，結晶的方位係通常將與板面垂直的方位以[hkl]或{hkl}表示且將與輥軋方向平行的方位以(uvw)或<uvw>表示。{hkl}或<uvw>係等價面的總稱，[hkl]或(uvw)係指各個結晶面。亦即，因為在本實施形態係將體心立方結構作為對象，例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)的各面係等價而無法區別。此種情形，將該等方位總稱而稱為{111}面。因為ODF表示係亦被使用於其他對稱性低的結晶構造的方位表示，通常係將各個方位以[hkl](uvw)表示，但是在本實施形態，[hkl](uvw)係與{hkl}<uvw>同義。
其次，本發明者等針對韌性進行調查。
vTrs係平均結晶粒徑越細粒越低溫化，亦即韌性提升。本實施形態之熱軋鋼板係為了使板厚度中心部的vTrs 為經得起在寒冷地方使用之-20℃以下，所以使板厚度中心的平均結晶粒徑為10μm以下。而且，為了進一步使板厚度中心部的vTrs為經得起在寒冷地方使用之-60℃以下，以使板厚度中心的平均結晶粒徑為7μm以下為較佳。
韌性係使用藉由V凹口拜查式衝擊試驗所得到之vTrs(拜查式破裂面轉變溫度)進行評價。V凹口拜查式衝擊試驗係基於JIS Z 2202而製造試片，且依照在JIS Z 2242的規定內容進行。
如上述的韌性係對於在組織的板厚度中心部之平均結晶粒徑的影響為重大的。測定在板厚度中心部之平均結晶粒徑係如以下進行。從在鋼板的板厚度方向之中央部附近切取微試樣，且使用EBSP-OIM(註冊商標)(電子背散射繞射圖-方位影像顯微鏡；Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)測定結晶粒徑及微組織。微試樣係使用膠體二氧化矽研磨劑研磨30~60分鐘而製造，且以倍率400倍、160μm×256μm面積、測定位移為0.5μm的測定條件實施EBSP測定。
EBSP-OIM(註冊商標)法係藉由對在掃描型電子顯微鏡(SEM)內高傾斜的試料照射電子射線，且使用高敏感度的照相機拍攝後方散射而形成之菊池圖，並且使用電腦進行影像處理而在短時間測定照射點的結晶方位。
EBSP法係能夠定量地解析主體試料表面的微細結構及結晶方位，且分析區域係能夠使用SEM觀察的領域，雖然亦取決於SEM的分解能力，能夠以最小20nm的分解能力 進行分析。解析係將欲分析的領域，等間隔的格柵狀地進行測繪數萬點。多晶材料係能夠觀察到試料內的結晶方位分布和結晶粒的大小。
本實施形態係將在結晶粒的方位差通常被認識作為結晶晶界之大傾角晶界的臨限值亦即15°定義作為結晶晶界，而藉由測繪的影像將顆粒可視化且求取平均結晶粒徑。亦即所謂「平均結晶粒徑」係使用EBSP-OIM(註冊商標)所得到的值。
如上述，本發明者等係清楚明白為了使等方向性及韌性提升之鋼板所必要的各種重要條件。
與韌性直接有關的平均結晶粒徑，係精加工輥軋結束溫度為越低溫變為越細粒。但是，等方向性的支配因素之一亦即在從鋼板的表面5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各方位的極密度的相加平均表示之{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度、及{332}<113>的結晶方位的極密度係相對於精加工輥軋溫度，顯示與平均結晶粒徑係互逆的關係。因此，使等方向性與低溫韌性並存之技術係以往完全未揭示。
本發明者等為了確保等方向性，係藉由使精加工輥軋後的沃斯田鐵充分地再結晶，並且盡力抑制再結晶粒的粒成長，來探索同時使等方向性及韌性提升之熱輥軋方法及條件。
為了藉由輥軋來使加工組織之沃斯田鐵再結晶，以在 最適合的溫度區域且以50%以上的合計軋縮率進行精加工輥軋為佳。另一方面，為了將製品板的微組織細粒化，以在精加工輥軋結束後，於預定時間以內開始冷卻而盡力抑制沃斯田鐵粒再結晶後的粒成長為佳。
因此，進行以下的調查：將以前述的式(e)表示的溫度設作T1，進行在T1+30℃以上、T1+200℃以下的溫度區域之合計軋縮率R的熱輥軋，在從該熱輥軋結束之後，至進行以50℃/秒以上的冷卻速度且溫度變化為40℃以上且140℃以下，而且冷卻結束溫度為T1+100℃以下之冷卻的等待時間t；與冷卻溫度變化之關係中，從鋼板的表面起5/8~3/8的板厚度範圍之板厚度中央部中，以{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度；及在板厚度中央部的平均結晶粒徑之各自的情況。又，R係50%以上。在本實施形態之合計軋縮率(軋縮率的合計)，所謂合計軋縮率(軋縮率的合計)係與所謂累積軋縮率同義，係將在上述各溫度範圍的輥軋之最初道次前的入口板厚度作為基準，相對於該基準之累積軋縮量(在上述各溫度範圍的輥軋之最初道次前的入口板厚度與在上述各溫度範圍的輥軋之最後道次後的出口板厚度之差)的百分率
其結果，從在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域之合計軋縮率R的熱輥軋結束之後，至進行以50℃/秒以上的冷卻速度且溫度變化為40℃以上且140℃以下而且冷卻結束溫度為T1+100℃以下之一次冷卻的等待時間t，係以前述的式(g)表示之t1×2.5秒以內時，從鋼板的表面起 5/8~3/8的板厚度範圍之板厚度中央部中以{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且4.0以下，且{332}<113>的結晶方位的極密度為1.0以上且4.8以下」，而且「在板厚度中央部的平均結晶粒徑係10μm以下」。亦即，該設想係能夠可滿足在本實施形態作為目的之等方向性及耐衝擊性。
這顯示能夠使等方向性及韌性的雙方提升之範圍、亦即充分的沃斯田鐵再結晶與細粒化並存的範圍，係能夠藉由後面詳細敘述之本實施形態所規定的熱輥軋方法來達成。
而且，得知使平均結晶粒徑為7μm以下時，以將等待時間t秒設為小於t1為佳。又，將{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度設為2.0以下時，以將等待時間t設為t1以上為佳。
本發明等係基於如上述的基礎研究而得到的知識，且進一步針對擴孔性等的加工性、加工後之嚴格的板厚度均勻性及正圓度、以及應用於被要求在低溫的韌性之適合的析出強化型高強度熱軋鋼板及其製造方法進行專心研究。其結果，想出了由下述條件所構成之熱軋鋼板及其製造方法。
針對限定本實施形態之熱軋鋼板的成分組成之理由進行說明。
C含量[C]：0.02%以上且0.07%以下
C係在結晶晶界進行偏析而抑制在剪切和沖切加工所 形成之在端面的斷裂面裂紋。又，與Nb、Ti等結合而形成析出物，利用析出強化而有助於提升強度。又，使擴孔時成為破裂起點之雪明碳鐵(Fe3 C)等的鐵系碳化物生成。
C含量[C]小於0.02%時，無法得到利用析出強化之提升強度及抑制斷裂面裂紋的效果。另一方面，大於0.07%時，擴孔時成為破裂起點之雪明碳鐵(Fe3 C)等的鐵系碳化物增加，致使擴孔值和韌性變差。因此，C含量[C]係設為0.02%以上且0.07%以下。在提升強度之同時，考慮提升延展性時，[C]係以設為0.03%以上且0.05%以下為佳。
Si含量[Si]：0.001%以上且2.5%以下
Si係有助於提升基料的強度之元素。又，亦具有作為熔鋼的脫氧劑的任務之元素。添加0.001%以上而添加效果顯現，但是添加量大於2.5%時，強度提升效果飽和。因此，Si含量[Si]係設為0.001%以上且2.5%以下。
又，從提升強度及擴孔性的觀點，藉由Si為含有大於0.1%，可抑制在材料組織中之雪明碳鐵等的鐵系碳化物的析出且促進Nb、Ti的碳化微細析出物的析出，而有助於提升強度及提升擴孔性。另一方面，大於1%時，抑制鐵系碳化物的析出之效果係飽和。因此，Si含量[Si]的較佳範圍係大於0.1%且1%以下。
Mn含量[Mn]：0.01%以上且4%以下
Mn係藉由固熔強化及淬火強化而有助於提升強度之元素。但是，小於0.01%時，無法得到添加效果。另一方面，大於4%時，添加效果飽和。因此，Mn含量[Mn]係設為0.01% 以上且4%以下。為了抑制S引起熱裂紋的產生，未充分地添加Mn以外的元素時，係以添加Mn含量[Mn]與S含量[S]為[Mn]/[S]≧20之Mn(質量%)為佳。
Mn係伴隨著含量的增加，會使沃斯田鐵區域溫度往低溫側擴大而使淬火性提升，且容易形凸出成形性(凸出成形加工性；burring process)優良之連續冷卻變態組織之元素。因為添加小於1%時，該效果係難以顯現，以添加1%以上為佳。另一方面，添加大於3.0%時，沃斯田鐵區域溫度變為過於低溫，藉由肥粒鐵變態而微細地析出之Nb、Ti的碳化物係難以析出。因此，形成連續冷卻變態組織時，Mn含量[Mn]係以1.0%以上且3.0%以下為佳。Mn含量[Mn]係以1.0%以上且2.5%以下為較佳。
P含量[P]：超過0%且0.15%以下
P係熔鐵所含有的不純物且在晶界偏析，係伴隨著含量的增加而使韌性低落之元素。因此，P係以越低為佳。P含量[P]大於0.15%時，因為對加工性及焊接性有不良影響，限制在0.15%以下。特別是考慮擴孔性和焊接性時，以0.02%以下為佳。使P為0%，因為在作業上係困難的，所以不包含0%。
S含量[S]：大於0%且0.03%以下
S係熔鐵所含有的不純物，不僅是在熱輥軋時會造成裂紋，而且會生成使擴孔性變差之A系夾雜物之元素。因此，S係應該盡力減少。但是，因為0.03%以下時為容許範圍，所以限制在0.03%以下。將進一步的擴孔性設作必要時，S 含量[S]係以0.01%以下為佳，以0.005%以下為較佳。使S為0%，因為在作業上係困難的，所以不包含0%。
N含量[N]：大於0%且0.01%以下
N係在比C高的溫度區域與Ti及Nb形成析出物，且係使Ti及Nb減少之元素，該Ti及Nb係對於將C固定且析出強化有效。又，因此，會造成拉伸強度的低落。所以，N係應該盡力減少。但是0.01%以下時為容許範圍。然而，在高溫析出之Ti、Nb的氮化物係容易粗大化而成為脆性破壞的起點，致使低溫韌低落。所以，為了進一步使韌性提升，以0.006%以下為佳。從耐時效性之觀點，以0.005%以下為較佳。使N為0%，因為在作業上係困難的，所以不包含0%。
Al含量[Al]：0.001%以上且2%以下
Al係為了在鋼的精煉步驟之熔鋼脫氧而添加0.001%以上。但是，因為大量添加會造成成本上升，將上限設為2%。大量地添加Al時，非金屬夾雜物的量增大，致使延展性及韌性變差。因此，從延展性及韌性的觀點，係以0.06%以下為佳。以0.04%以下為更佳。
Al係與Si同樣地，係抑制雪明碳鐵等的鐵系碳化物在組織中析出之元素。為了得到該作用效果，以添加0.016%以上為佳。因此，Al含量[Al]係以0.016%以上且0.04%以下為更佳。
Ti含量[Ti]：0.015%以上且0.2%以下
Ti係在本實施形態之最重要的元素之一。在輥軋結束後的冷卻中、或捲取後的γ →α 變態時，以碳化物的方式 微細析出且利用析出強化使強度提升之元素。又，Ti係以碳化物的方式將C固定，而且以TiC的方式抑制生成對凸出成形性有害的雪明碳鐵之元素。
而且，Ti係在熱輥軋步驟的鋼片加熱時，以TiS的方式析出而抑制會形成延伸夾雜物之MnS的析出，而使夾雜物在輥軋方向長度的總和M減低之元素。為了得到該等的添加效果，至少添加0.015%。以0.1%以上為佳。
另一方面，添加大於0.2%時，不僅是添加效果飽和，而且抑制再結晶的效果變為顯著，致使等方向性變差。因此，Ti含量[Ti]係設為0.015以上且0.2%以下。以0.1%以上且0.16%以下為較佳。
0%≦[Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32………(a)
S及N係在比C高的溫度區域，與Ti形成TiN和TiS等的析出物。因此，為了將C固定，進而確保有助於析出強化之TiC，係使S的含量[S]及N的含量[N]與Ti的含量[Ti]之關係滿足上述式(a)，其中該C係成為使擴孔性變差之雪明碳鐵等的碳化物之基礎。
0%<[C]-12/48×([Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32)………(b)
在上述式(b)，[C]、[Ti]、[N]、及[S]係各自為C含量、Ti含量、N含量、及S含量。在本實施形態之熱輥軋係不含有Nb時，上述式(b)的右邊係顯示TiC析出後，能夠作為固熔C而殘留的C量之式。上述式(b)的右邊為0%以下，係意味著在晶界不存在固C。沒有固C時，相對於粒內強度，晶界強度係相對地降低而產生破裂面裂紋。因此，上述式(b) 的右邊係設為大於0%。
上述式(b)的上限係沒有特別限定，為了使殘留的C為適量，使雪明碳鐵的粒徑為2μm以下，以設為0.045%以下為佳。使雪明碳鐵粒徑為1.6μm以下時，以0.012%以下為較佳。另一方面，大於0.045%時，雪明碳鐵的粒徑係粗大化，擴孔性有低落之可能性。因此，上述式(b)係以0.045%以下為佳。
以上的化學元素係在本實施形態之鋼的基本成分(基本元素)，該基本元素係被控制(含有或限制)且剩餘部分為由鐵及不可避免的不純物所構成之化學組成係本實施形態的基本組成。但是，除了該基本成分以外，(代替剩餘部分的Fe的一部分)，本實施形態亦可以進一步按照必要使鋼中含有以下的化學元素(選擇元素)。又，該等選擇元素係即便不可避免地(例如，小於各選擇元素的量的下限之量)混入鋼中，亦不會損害本實施形態的效果。
Nb含量[Nb]：0.005%以上且0.06%以下
Nb係在輥軋結束後的冷卻中或捲取後，以碳化物的方式微細析出，利用析出強化使強度提升之元素。又，以碳化物的方式將C固定，而抑制生成對凸出成形性有害的雪明碳鐵之元素。
而且，Nb係發揮將鋼板的平均結晶粒徑微細化的功能，且亦有助於提升低溫韌性之元素。為了得到該等的添加效果，Nb含量[Nb]係至少添加0.005%以上。以大於0.01%為佳。藉由將Nb含量[Nb]的下限設定為0.005%，能夠實現 結晶粒徑的微細化。其結果，不會對低溫韌性造成不良影響，而輥軋溫度設定的自由度提升。
另一方面，Nb含量[Nb]大於0.06%時，在熱輥軋步驟之未再結晶區域的溫度擴大，未再結晶狀態的輥軋集合組織係在熱輥軋結束後，大量地殘留而損害等方向性。因此，Nb含量[Nb]係設為0.005%以上且0.06%以下，以0.01%以上且0.02%以下為佳。
0%≦[C]-12/48×([Ti]+[Nb]×48/93-[N]×48/14-[S]×48/32)………(c)
在本實施形態之熱軋鋼板係含有Nb時，[C]、[Ti]、[Nb](Nb含量)、[N]、及[S]係有必要滿足上述式(c)來代替上述式(b)。上述式(c)係在上述式(b)的括弧內，增加[Nb]×48/93的項目而成之式。上述式(c)之技術上的意思係與上述式(b)之技術上的意味相同。
本實施形態之熱軋鋼板係按照必要亦可以進一步含有Cu、Ni、Mo、V、Cr、Mg、Ca、REM(稀土金屬；Rare Earth Metal)及B之一種或二種以上。
以下，說明限定各元素的組成之理由。
Cu、Ni、Mo、V及Cr係利用析出強化或固熔強化，來使熱軋鋼板的強度提升之元素。
當Cu含量[Cu]為小於0.02%、Ni含量[Ni]為小於0.01%、Mo含量[Mo]為小於0.01%、V含量[V]為小於0.01%、Cr含量[Cr]為小於0.01%時，係無法充分地得到添加效果。另一方面，當Cu含量[Cu]為大於1.2%、Ni含量[Ni]為大於 0.6%、Mo含量[Mo]為大於1%、V含量[V]為大於0.2%、Cr含量[Cr]為大於2%時，添加效果係飽和而經濟性低落。
因此，添加Cu、Ni、Mo、V及Cr的一種或二種以上時，Cu含量[Cu]係0.02%以上且1.2%以下、Ni含量[Ni]係0.01%以上且0.6%以下、Mo含量[Mo]係0.01%以上且1%以下、V含量[V]係0.01%以上且0.2%以下、Cr含量[Cr]係0.01%以上且2%以下為佳。
Mg、Ca及REM(稀土類元素)係控制成為破壞的起點且使加工性變差的原因之非金屬夾雜物的形態而使加工性提升之元素。Mg含量[Mg]、Ca含量[Ca]及REM含量[REM]係任一者均小於0.0005%時。不顯現添加效果。另一方面，當Mg含量[Mg]為大於0.01%、Ca含量[Ca]為大於0.01%、REM含量[REM]為大於0.1%時，添加效果係飽和而經濟性低落。因此，Mg含量[Mg]係0.0005%以上且0.01%以下、Ca含量[Ca]係0.0005%以上且0.01%以下、且REM含量[REM]係0.0005%以上且0.1%以下為佳。
B含量[B]：0.0002%以上且0.002%以下
B係與C同樣地在晶界進行偏析，係用以提高晶界強度之有效的元素。亦即，在與固熔C同時，以固熔B的方式在晶界進行偏析而實現防止破裂面裂紋方面，係有效地起作用。即便C係以TiC的方式在粒內析出，藉由B在晶界進行偏析，能夠填補C在晶界的減少。
為了填補C在晶界的減少，係至少添加0.0002%之B。B為0.0002%以上時，固熔C係發揮防止破裂面裂紋的功能。 B含量[B]為大於0.002%時，與Nb同樣地，會抑制在熱輥軋之沃斯田鐵的再結晶且增強從未再結晶沃斯田鐵的γ →α 變態集合組織，有致使等方向性變差之可能性。因此，B含量[B]係設為0.0002%以上且0.002%以下。
又，B係使淬火性提升且使對於凸出成形性較佳的微組織亦即連續冷卻變態組織的形成容易之元素。為了得到其效果，B含量[B]係以0.001%以上為佳。另一方面，B係在連續鑄造後冷卻步驟造成鋼胚裂紋之元素，從該觀點，B含量[B]係以0.0015%以下為佳。較佳是0.001%以上且0.0015%以下。
本實施形態之發明熱軋鋼板，作為不可避免的不純物，在不損害特性的範圍，亦可以進一步含有合計1%以下之Zr、Sn、Co、Zn及W的一種或二種以上。但是，因為Sn在熱輥軋時有產生傷痕的可能性，以0.05%以下為佳。
其次，針對本實施形態之熱軋鋼板的微組織等之冶金性因素進行說明。
針對影響擴孔性之晶界雪明碳鐵進行說明。擴孔性係受到在沖切時、或剪切加工時成為產生裂紋起點之空隙影響。在母相晶界析出的雪明碳鐵相係相對於母相粒為某種程度的大小時，空隙係在母相粒的界面附近之母相粒承受過剰的應力集中時會產生。
雪明碳鐵粒徑為2μm以下的情況，相對於母相粒，雪明碳鐵粒係相對地較小，因為力學上不會產生應力集中，所以不容易產生空隙。其結果，擴孔性和韌性係提升。因 此，晶界雪明碳鐵粒徑(在晶界析出之雪明碳鐵的平均粒徑)係設為2μm以下。而且，較佳是1.6μm以下。
在本實施形態，在晶界析出的晶界雪明碳鐵之平均粒徑，係從供試鋼的鋼板板寬度的1/4W或3/4W位置所切取之試料的1/4厚度位置，採取透射型電子顯微鏡試樣，且使用搭載有200kV的加速電壓的場發射電子槍(Field Emission Gun：FEG)之透射型電子顯微鏡進行觀察。在晶界所觀察之析出物，係藉由解析繞射圖來確認雪明碳鐵。又，在本調查，晶界雪明碳鐵粒徑係定義為藉由測定在一視野所觀察到之全部晶界雪明碳鐵的粒徑，且從測定值所算出之平均值。
通常，鋼板的捲取溫度上升時，晶界雪明碳鐵的粒徑係變大。但是，捲取溫度係預定的溫度以上時，晶界雪明碳鐵的粒徑係顯示急速地變小之傾向。特別是含有Ti、Nb的至少一者之鋼板時，在其溫度區域之晶界雪明碳鐵的粒徑減小係顯著的。為了使晶界雪明碳鐵的粒徑為2μm以下，係使捲取溫度為550℃以上。藉由捲取溫度上升而雪明碳鐵粒徑減小之原因，係認為如以下。
在α 相(肥粒鐵相)的雪明碳鐵析出溫度，係具有鼻部區域。鼻部區域係能夠藉由以α 相中的C的過飽和度作為驅動力之核生成，與藉由C及Fe的擴散決定速度之Fe3 C的粒成長之平衡來說明。
捲取溫度係比鼻部區域溫度低溫時，C的過飽和度大，雖然核生成的驅動力變大，但是因為係低溫，所以幾乎無 法擴散。因此、不限定在晶界、粒內，雪明碳鐵的析出係被抑制。又，即便雪明碳鐵析出，尺寸亦小。
另一方面，捲取溫度係比鼻部區域溫度更高溫時，雖然C的熔解度係上升且核生成的驅動力係減小，但是擴散距離變大。因此，雖然密度變小，但是雪明碳鐵的尺寸係粗大化。
含有Ti、Nb等的碳化物形成元素時，在Ti、Nb的α 相的析出鼻部區域係在比雪明碳鐵的析出鼻部區域更高溫側。因此，藉由Ti、Nb等的碳化物之析出，C會被奪走而雪明碳鐵的析出量及尺寸均減小。
其次，針對析出強化進行說明。在本實施形態，作為析出強化元素，係主要活用Ti。本發明者等調查在含有Ti之鋼，含有TiC之析出物(以下稱為TiC析出物)的平均粒徑及密度、與拉伸強度的關係。
TiC析出物的尺寸及密度之測定，係使用3維原子微探測定法來進行。從測定對象的試料，使用切斷及電解研磨法且按照必要與電解研磨法同時活用聚束離子射束加工法，來製造針狀的試料，3維原子微探測定係能夠將所累計的數據進行再構築而求取在實際空間之實際的原子分布影像。亦即，從TiC析出物的立體分布影像的體積與TiC析出物的數目，求取TiC析出物的個數密度。
針對TiC析出物的尺寸，係從被觀察之TiC析出物的構成原子數及TiC的晶格常數，將析出物假設為球狀而算出的直徑作為TiC析出物的尺寸。任意地測定30個以上之TiC析 出物的直徑且求取其平均值。
熱軋板的拉伸試驗，係將供試材料加工成為JIS Z 2201記載的5號試片且依據JIS Z 2241記載的試驗方法進行。
成分組成為一定時，在含有TiC之析出物的平均粒徑與密度之間係大致具有互逆關係之關係。為了藉由析出強化來得到以拉伸強度計為100MPa以上的強度提升量，含有TiC之析出物的平均粒徑為3nm以下且其密度係設為1×1016 個/cm3 以上。含有TiC之析出物變為粗大時，會造成韌性變差、或是破裂面容易產生裂紋。
本發明實施形態之熱軋鋼板的母相的微組織係沒有特別限定，拉伸強度為780MPa級以上時，以連續冷卻變態組織(Zw)為佳。此時，為了使以加工性與以均勻伸長為代表之延展性並存，可以含有以體積率計為20%以下的多邊形(PF)。順便一提，所微組織的體積率係指在測定視野之面積分率。
在本實施形態之連續冷却變態組織(Zw)，係指如以下定義之微組織：如在日本鐵鋼協會基礎研究會變韌鐵調查研究部會/編；關於低碳鋼的變韌鐵組織與變態舉動之最近的研究-變韌鐵調查研究部會最後報告書-(1994年日本鐵鋼協會)所記載，在含有藉由擴散性機構所生成之多邊形肥粒鐵和波來鐵之微組織、與無擴散且藉由剪切性機構生成之麻田散鐵的中間階段之變態組織。
亦即，所謂連續冷卻變態組織(Zw)，係如以下定義：作為光學顯微鏡觀察組織，係如上述參考文獻的第125~127 項所記載，主要是由變韌肥粒鐵(Bainitic Ferrite)(α° B)、粒狀變韌肥粒鐵(Granular bainitic Ferrite)(αB)、及類多邊形肥粒鐵(Quasi-polygonal Ferrite)(αq)所構成，而且，含有少量的殘留沃斯田鐵(γr)及麻田散鐵-沃斯田鐵(Martensite-Austenite)(MA)之微組織。
又，αq係與多邊形肥粒鐵(PF)同樣地，雖然藉由蝕刻不會出現內部構造，但是其形狀為針狀，能夠與PF明確地區別。在此，αq係將作為對象之結晶粒的周圍長度設作lq，將圓相當徑設作dq時，該等的比(lq/dq)為滿足lq/dq≧3.5的顆粒。
本實施形態之熱軋鋼板的連續冷卻變態組織(Zw)係定義為包含α° B、αB、αq、γr及MA的一種或二種以上之微組織。又，少量的γr、及/或MA係將合計量設作3%以下。
組織的判定係可以藉由使用NITAL(硝酸乙醇腐蝕液)試劑的蝕刻之光學顯微鏡觀察來進行，但是連續冷卻變態組織(Zw)係藉由使用NITAL試劑的蝕刻之光學顯微鏡觀察時，有難以辨別的情況。此時係使用EBSP-OIM(註冊商標)而辨別。此時，例如bcc構造的肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵係能夠使用在EBSP-OIM(註冊商標)所裝備之KAM(核心平均極向錯誤；Kernel Average Misorientation)法進行辨別。KAM法係藉由對各像素進行以下的計算所算出之值：將測定數據之中的某正六角形的像素的相鄰6個像素之第一近似、或是進而其外側的12個之第二近似、或是進而其外側的18個像素之第三近似的像素間的方位差進行平均，且將 其值設作其中心的像素之值。藉由以不超過晶界的方式實施該計算，能夠製作表現粒內的方位變化之圖像。該圖像係顯示基於粒內的局部性方位變化之應變的分布。
而且，將在EBSP-OIM(註冊商標)計算鄰接像素間的方位差之條件設作第三近似，且將該方位差設作5°以下，在上述的方位差第三近似，大於1°係能夠定義為連續冷卻變態組織(Zw)，1°以下係能夠定義為肥粒鐵。這是因為在高溫變態之多邊形的初析肥粒鐵係在擴散變態生成，所以位錯密度小且粒內的應變小，所以結晶方位的粒內差小，依照本發明者目前為止所實施之各式各樣的調查結果，藉由光學顯微鏡觀察所得到的肥粒鐵體積分率與藉由KAM法測定之在方位差第三近似1°所得到的面積之面積分率係大約一致之緣故。
EBSP-OIM(註冊商標)法係對掃描型電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope)內高傾斜的試料照射電子線，且使用高敏感度的照相機拍攝後方散射而形成之菊池圖，並且使用電腦進行影像處理而在短時間測定照射點的結晶方位。
EBSP法係能夠定量地解析主體試料表面的微細結構及結晶方位。雖然分析區域亦取決於SEM的分解能力，只要藉由SEM能夠觀察的領域內，能夠分析至最小20nm的分解能力。
藉由EBSP-OIM(註冊商標)法之解析係將欲分析的領域，等間隔的格柵狀地進行測繪數萬點。多晶材料係能夠 觀察到試料內的結晶方位分布和結晶粒的大小。在本實施形態之熱鋼板，可以將各包體(packet)的方位差設作15°而將能夠藉由所測繪影的影像辨別者權宜地定義為連續冷卻變態組織(Zw)。
其次，針對限定本實施形態之熱軋鋼板的製造方法(以下，稱為「本實施形態之製造方法」)的條件之理由進行說明。
在本實施形態之製造方法，在熱輥軋步驟之前所進行之鋼片的製造方法係沒有特別限定。亦即，在鋼片的製造方法，可以在使用高爐、轉爐、電爐等之熔製步驟，接著在各種二次精煉步驟，以成為目的的成分組成之方式進行成分調整，其次，可以使用通常的連續鑄造法、或鋼錠法的鑄造、以及薄塊鑄造法等的方法進行鑄造步驟。
又，藉由連續鑄造而得到鋼胚時，可以在高溫鑄片狀態直接輸送至熱輥軋機，且可以一次冷卻至室溫之後，使用加熱爐再加熱，隨後進行熱輥軋，而且原料亦可以使用廢鐵。
依照上述的製造方法所得到的鋼胚，係在熱輥軋步驟之前，在鋼胚加熱步驟進行加熱。此時，在基於下述式(d)所算出之最小鋼胚再加熱溫度之SRTmin℃以上，於加熱爐內進行加熱。
SRTmin=7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273………(d)
上述式(d)係從Ti的含量[Ti](%)與C的含量[C](%)之乘積求取Ti的碳氮化物的的熔體化溫度之式。為了得到 TiNbCN的複合析出物之條件，係由Ti量決定。亦即，Ti量少時，TiN單獨析出係消失。
鋼胚加熱溫度滿足上述式(d)之溫度SRTmin℃以上時，鋼板的拉伸強度係顯著地提升。認為這種情形係基於以下的理由。
為了得到目標拉伸強度，有效地活用利用Ti及/或Nb之析出強化係有效的。在加熱前的厚度，TiN、NbC、TiC、NbTi(CN)等粗大的碳氮化物係析出。為了有效地得到利用Nb及/或Ti之析出強化，在鋼胚加熱步驟，使該等粗大的碳氮化物一次充分地固熔於基料中係必要的。
大部分的Nb及/或Ti的碳氮化物係於Ti的熔體化溫度進行熔解。本發明者發現為了得到目標拉伸強度，在鋼胚加熱步驟，將鋼胚加熱至Ti的熔體化溫度之SRTmin℃係必要的。
TiN、TiC、NbN-Nb係有熔解度積的文獻值。特別是因為TiN的析出係在高溫產生，如本實施形態的低溫加熱係被認為難以熔解。但是本發明者等係發現即便TiN不是完全熔解，只有藉由TiC的熔體化，大部分的TiC係實質上產生熔解。
藉由透射型電子顯微鏡的複膜(replica)觀察，觀察被認為是TiNb(CN)複合析出物時，被認為在高溫析出之中心部及在比較低溫析出之殼部，Ti、Nb、C及N的濃度係產生變化。亦即，相對於在中心部係Ti及N的濃度係較高，在殼部係Nb及C的濃度係較高。
該理由係因為TiNb(CN)為NaCl構造的MC型析出物，若為TiC時，Ti係配位於M位置，C係配位在C位置，但是依照溫度，Ti係被Nb取代，或是C係被N取代之緣故。
針對TiN亦同樣。因為Ti係即便TiC為完全熔解的溫度，亦以10~30%部分分率(site fraction)被含有在TiN，嚴密地，TiN係在TiN為完全熔解的溫度以上的溫度為完全地固熔。但是在Ti量為比較少的成分系，可以使熔體化溫度為TiC析出物之實質上的熔解下限溫度。
加熱溫度為小於SRTmin℃時，Nb及/或Ti的碳氮化物係在基料中未充分地熔解。此時，在輥軋結束後的冷卻中、或捲取後，無法利用藉由Nb及/或Ti以碳化物的方式微細析出來得到強度提升效果之析出強化。因此，在鋼胚加熱步驟之加熱溫度，係設作使用上述式(d)所算出之SRTmin℃以上。
在鋼胚加熱步驟之加熱溫度為大於1260℃時，因為剝落引起產率低落，加熱溫度係設作1260℃以下。因此，在鋼胚加熱步驟之加熱溫度係設作基於上述式(d)而算出之最小鋼胚再加熱溫度SRTmin℃以上且1260℃以下。加熱溫度小於1150℃時，因為在生產時程上、作業效率係顯著地受到損害，所以加熱溫度係以1150℃以上為佳。
在鋼胚加熱步驟之加熱時間係沒有特別限定，為了使Nb及/或Ti的碳氮化物之熔解充分地進行，以在達到加熱溫度之後，保持30分鐘以上為佳。但是將鑄造後的鑄片以高溫的狀態直接輸送而輥軋時，則沒有該限定。
鋼胚加熱步驟之後，係不必特別等待(例如5分鐘以內，以1分鐘以內為佳)，開始對從加熱爐抽出的鋼胚施行粗輥軋(第1熱輥軋)之粗熱輥軋步驟而得到粗鋼條。
粗輥軋(第1熱輥軋)係以在1000℃以上且1200℃以下的溫度結束的方式進行。粗輥軋結束溫度小於1000℃時，在粗輥軋的熱變形抵抗増大，而有對粗輥軋的作業造成阻礙之可能性。
另一方面，粗輥軋結束溫度大於1200℃時，平均結晶粒徑變大而成為使韌性低落之重要因素。而且，在粗輥軋中所生成的二次鏽垢過度成長，在後面實施的去鏽垢、在精加工輥軋之除去鏽垢有變為困難之可能性。粗輥軋結束溫度大於1150℃時，因為夾雜物延伸而有成為使擴孔性變差的原因之情形，粗輥軋結束溫度係以1150℃以下為佳。
粗輥軋的軋縮率小時，平均結晶粒徑變大而韌性低落。上述軋縮率為40%以上時，結晶粒徑係變為更均勻且成為細粒。另一方面，上述軋縮率大於65%時，因為夾雜物延伸而有成為擴孔性變差的原因之情形，上述軋縮率係以65%以下為佳。
將熱軋鋼板的平均結晶粒徑細粒化之意思，係粗輥軋後、亦即精加工輥軋(第2熱輥軋)前的沃斯田鐵粒徑係重要的。精加工輥軋前的沃斯田鐵粒徑係以較小為佳，從細粒化及均勻化的觀點，係以設為200μm以下為佳。為了使沃斯田鐵粒徑為200μm以下，係在粗輥軋(第1熱輥軋)進行1次以上之40%以上的軋縮。
為了更有效率地得到該細粒化及均勻化的效果，沃斯田鐵粒徑係以100μm以下為較佳。因此，在粗輥軋(第1熱輥軋)，以進行2次以上之40%以上的軋縮為佳。但是大於10次之以上之粗輥軋，會擔心溫度低落和過剩地生成鏽垢。
如此，使精加工輥軋前的沃斯田鐵粒徑變小，係在後面的精加工輥軋對於促進沃斯田鐵的再結晶係有效的。
這可推測係藉由作為精加工輥軋中的再結晶核之1個，粗輥軋後的(亦即精加工輥軋前的)沃斯田鐵晶界發揮作用。因此，藉由粗輥軋使沃斯田鐵粒徑細粒化之後，如後述，藉由控制精加工輥軋、至冷卻開始之等待時間、冷卻條件等，能夠將鋼板的平均結晶粒徑細粒化。粗輥軋後的沃斯田鐵粒徑，係能夠藉由將進入精加工輥軋前的鋼板片盡可能急速冷卻、例如使用10℃/秒以上的冷卻速度冷卻之後，將鋼板片的剖面蝕刻而使沃斯田鐵晶界浮起，並且使用光學顯微鏡測定。此時，以50倍以上的倍率對20個以上的視野且使用影像解析和切斷法測定。
在粗輥軋後進行之輥軋(第2熱輥軋及第3熱輥軋)，係可以將在粗輥軋所得到的粗鋼條，在粗輥軋步驟(第1熱輥軋)與粗加工輥軋步驟(第2熱輥軋)的步驟間進行接合，來進行連續地進行輥軋之連續輥軋。此時，亦可以將粗鋼條一次捲取成為捲鋼狀，且按照必要收藏在具有保溫功能的外殼，且再次退捲之後進行接合。
又，在進行精加工輥軋(第2熱輥軋)時，有將在粗鋼條的輥軋方向、板寬度方向及板厚度方向之溫度的偏差控制 為較小為佳之情形。此時，按照必要亦可在粗輥軋機與精加工輥軋機間、或精加工輥軋的各架間，配置能夠控制粗鋼條的輥軋方向、板寬度方向及板厚度方向之溫度的偏差之加熱裝置來加熱粗鋼條。
作為加熱手段，有氣體加熱、通電加熱、感應加熱等各式各樣的加熱手段，只要能夠將粗鋼條的輥軋方向、板寬度方向及板厚度方向之溫度的偏差控制為較小，可以使用任何眾所周知的手段。
作為加熱手段，係以工業上之溫度的控制應答性良好的感應加熱為佳。特別是能夠在板寬度方向移動之複數橫向型感應加熱裝置，因為能夠按照板寬度而任意地控制板寬度方向溫度分布，乃是較佳。作為加熱手段，係以組合橫向型感應加熱裝置及板寬度整體加熱優良的螺線繞線管型感應加熱裝置而構成之加熱裝置為最佳。
使用該等加熱裝置而進行控制溫度時，必須控制加熱量。此時，因為粗鋼條內部的溫度係無法實測，所以基於預先測定裝入鋼胚溫度、鋼胚在爐時間、加熱爐環境溫度、加熱爐抽出溫度、以及工作台滾輪的搬運時間等之實績數據，而推定粗鋼條到達加熱裝置時之在輥軋方向、板寬度方向、及板厚度方向之溫度分布。然後基於該推定值而控制加熱裝置的加熱量為佳。
控制感應加熱裝置的加熱量係例如，如以下進行。在感應加熱裝置(橫向型感應加熱裝置)，在線圈通入交流電流時，在其內側產生磁場。被放置在線圈中的導電體係藉由 電磁感應作用而在與磁束成直角的圓周方向，產生與線圈電流為相反方向的渦電流，且藉由其焦耳熱而加熱導電體。
渦電流係在線圈內側的表面最強烈地產生，且朝向內側而指數函數地減低(將該現象稱為表皮效果)。頻率越小，電流滲透深度變大，能夠在厚度方向得到均勻的加熱模式。相反地，頻率越大，電流滲透深度變小，能夠得到在厚度方向，以表層作為尖峰之過加熱為較小的加熱模式。
因此，使用橫向型感應加熱裝置，能夠與先前同樣地進行加熱粗鋼條的輥軋方向、粗鋼條的輥軋方向、及板寬度方向。
在板厚方向的加熱，係藉由變更橫向型感應加熱裝置的頻率而改變滲透深度且操作板厚方向的加熱模式，能夠進行溫度分布的均勻化。此時，以使用頻率可變型的感應加熱裝置為佳，但是亦可以調整電容器而變更頻率。
控制感應加熱裝置之加熱量，係可以複數配置頻率不同的電感器而得到在厚度方向必要的加熱模式之方式來變更各自的加熱量。在感應加熱，係變更與被加熱材料的間隙時，頻率產生變動。因此，在控制感應加熱裝置之加熱量，亦可以變更與被加熱材料的間隙而改變頻率，來得到所需要的加熱模式。
例如，在金屬材料疲勞設計手冊(日本材料學會編)所記載，熱軋或酸洗狀態的鋼板之疲勞強度，係與鋼板表面的最大高度Ry(相當於在JIS B0601：2001所規定之Rz)相關。因此，精加工輥軋後的鋼板表面之最大高度Ry係以15μm (15μmRy、12.5mm、ln12.5mm)以下為佳。為了得到該表面粗糙度，在去鏽垢，係以滿足在鋼板表面之高壓水的衝撞壓P×流量L≧0.003的條件為佳。
為了防止在去鏽垢後再次生成鏽垢，去鏽垢後的精加工輥軋係以進行5秒以內為佳。粗輥軋結束之後，係開始精加工輥軋(第2熱輥軋)。從粗輥軋結束之後至精加工輥軋開始的時間係設為150秒以下。從粗輥軋結束之後至精加工輥軋開始的時間為大於150秒時，鋼板中平均結晶粒徑係變大，致使韌性低落。下限係沒有特別限定，在粗輥軋後，使再結晶完全地完成時，係以10秒以上為佳。
在精加工輥軋，係使精加工輥軋開始溫度為1000℃以上。精加工輥軋開始溫度小於1000℃時，在各精加工輥軋道次，賦予輥軋對象的粗鋼條之輥軋溫度係低溫化，在未再結晶溫度區域成為軋縮之集合組織係發達且等方向性變差。
精加工輥軋開始溫度的上限係沒有特別規定。但是，1150℃以上時，精加工輥軋前、及在道次間，在鋼板質地與表面鏽垢之間，有產生成為鱗狀的紡錘鏽垢缺陷的起點之起泡的可能性。因此，精加工輥軋開始溫度係以小於1150℃為佳。
精加工輥軋係將依照鋼板的成分組成而決定的溫度設作T1，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域下，進行至少1次軋縮率為30%以上的軋縮，而且，使軋縮率的合計為50%以上，且在T1+30℃以上結束熱輥軋。在此，T1 係使用各元素的含量且藉由下述式(e)所算出之溫度。
T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]………(e)
在上述(e)，不含有的化學元素(化學成分)的量，係設作0%而計算。
T1溫度本身係經驗上所求得者。以T1溫度作為基準，本發明者等係經驗上得知能夠促進在沃斯田鐵域的再結晶。但是在上述式(e)不含有的化學元素(化學成分)之量，係設作0%而計算。
在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域之合計軋縮率為小於50%時，在熱輥軋中所積蓄的輥軋應變係不充分，沃斯田鐵的再結晶係無法充分地進行，集合組織發達而等方向性變差，同時有無法得到充分的細粒化效果之可能性。因此，將在精加工輥軋的合計軋縮率設為50%以上。合計軋縮率為70%以上時，因為即便考慮起因於溫度變動等之偏差，亦能夠得到充分的等方向性，乃是較佳。
另一方面，合計軋縮率大於90%時，由於加工發熱等，維持T1+200℃以下的溫度範圍係變為困難。又，輥軋荷重増加而輥軋變為困難。
而且，為了藉由所積蓄的應變釋放來促進均勻的再結晶，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的合計軋縮率50%以上之輥軋中，至少1次係進行1道次的軋縮率為30%以上的軋縮。
第2熱輥軋結束後，為了促進均勻的再結晶，較佳是盡 可能將在Ar3變態點溫度以上且小於T1+30℃的溫度區域之加工量抑制為較少。因此，將在Ar3變態點溫度以上且小於T1+30℃的輥軋(第3熱輥軋)之軋縮率的合計限制為30%以下。從板厚度精確度和板形狀的觀點，以10%以下的軋縮率為佳，被要求進一步的等方向性時，軋縮率係以0%為佳。
從第1至第3熱輥軋係任一者均是在Ar3變態點溫度以上結束。小於Ar3變態點溫度的熱輥軋係成為二相區域輥軋，由於加工肥粒鐵組織殘留致使延展性低落。又，較佳是輥軋結束溫度係T1℃以上。
將在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍之30%以上的軋縮率的道次設作大軋縮道次時，以從前述大軋縮道次之中的最後道次完成之後起至冷卻開始為止的等待時間t秒係滿足下述式(f)的方式，以50℃/秒以上的冷卻速度進行溫度變化為40℃以上且140℃以下，而且冷卻結束溫度為T1+100℃以下之一次冷卻。至冷卻開始的等待時間t為大於2.5×t1秒時，再結晶後的沃斯田鐵粒係被保持在高溫，粒成長而韌性變差。為了在輥軋後盡可能迅速地將鋼板進行水冷卻，上述的一次冷卻係以在輥軋架間進行冷卻為佳。又，在最後輥軋架後面係設置有溫度計、板厚度計等的測試機器時，因為澆冷卻水時所產生的蒸氣等致使計量變為困難，所以最後輥軋架後緊接著設置冷卻裝置係困難的。又，為了精確度良好且在狹窄的範圍控制析出物的析出狀態和微組織的組織分率，二次冷卻係以在最後輥軋架通過後所設置的輸出台進行為佳。因為輸出台的冷卻裝置係能夠藉 由來自控制裝置的電信號且透過軟體進行反饋、前饋控制，所以適合控制如上述的微組織，其中該控制裝置係由被電磁閥控制之多數的冷卻閥所構成。
t≦2.5×t1………(f)
在此，t1係以下述式(g)表示：t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1………(g)
在此，Tf係30%以上的最後軋縮後之溫度(℃)，而P1係30%以上的最後軋縮之軋縮率(%)。
又，上述的等待時間t不是從熱輥軋結束之時間，因為設作從大軋縮道次的最後道次完成之後的時間，係能夠得到實質上較佳的再結晶率及再結晶粒徑，乃是較佳。又，一次冷卻係只要至冷卻開始的等待時間係如前述，與第3熱輥軋何者先進行均無妨。
藉由將冷卻溫度變化限制為40℃以上且140℃以下，能夠進一步抑制再結晶後之沃斯田鐵粒的粒成長。而且，藉由更有效果地控制變量選擇(避免變量限制)，能夠進一步抑制集合組織的發達。上述一次冷卻時的溫度變化係小於40℃時，再結晶後之沃斯田鐵粒係粒成長而低溫韌性變差。另一方面，上述溫度變化係大於140℃時，有超越至Ar3變態點溫度以下之可能性。此時，即便從再結晶沃斯田鐵變態，變量選擇銳利化之結果，係形成集合組織而等方向性低落。又，冷卻結束時的鋼板溫度係大於T1+100℃時，係無法充分地得到冷卻的效果。這是因為例如即便在最後道 次後以適當的條件實施一次冷卻，一次冷卻結束後的鋼板溫度大於T1+100℃時，有產生結晶粒成長之可能性，會擔心沃斯田鐵粒徑非常地粗大化之緣故。
一次冷卻時的冷卻速度為小於50℃/秒時，再結晶後之沃斯田鐵粒係粒成長，致使低溫韌性變差。另一方面，冷卻速度的上限係沒有特別規定，從鋼板形狀的觀點，認為200℃/秒以下為妥當。
又，進一步將至冷卻開始的等待時間t限定為小於t1時，能夠進一步抑制粒成長，能夠得到更優良的韌性。
另一方面，進一步將至冷卻開始的等待時間t限定為t1≦t≦2.5×t1時，能夠充分地促進結晶粒的隨機化且安定地得到更優良的極密度。
在進行上述的一次冷卻之後，進而在3秒以內以15℃/秒以上的冷卻速度進行二次冷卻。
二次冷卻步驟係對雪明碳鐵的尺寸及碳化物的析出賦予重大的影響。
冷卻速度係小於15℃/秒時，在從精加工輥軋結束至捲取為止的冷卻中，生成雪明碳鐵的析出核時，TiC、NbC等的析出核生成係產生競爭。其結果，雪明碳鐵的析出核的生成係優先產生，且於捲取步驟在晶界生成大於2μm的雪明碳鐵，致使擴孔性變差。又，由於雪明碳鐵的成長，TiC、NbC等的碳化物的微細析出係被抑制而強度低落。
在冷卻步驟之冷卻速度的上限係即便沒有特別限定，亦能夠得到本實施形態的效果。但是，考慮熱應變引起鋼 板的翹曲時，以300℃/秒以下為佳。
從一次冷卻完成後至二次冷卻開始為止的時間大於3秒時，結晶粒係粗大化，同時雪明碳鐵析出核之生成係優先產生。其結果，於捲取步驟，在晶界生成大於2μm的雪明碳鐵，致使擴孔性變差。而且由於雪明碳鐵成長，TiC、NbC等碳化物的微細析出係受到抑制，致使強度低落。因此，至二次冷卻開始的時間係設作3秒以內。但是，在設備上可能的範圍，以較短為佳。
鋼板的組織係沒有特別限定，為了得到更優良的延伸凸緣加工、凸出成形加工性，以使微組織成為連續冷卻變態組織(Zw)為佳。為了得到該微組織之冷卻速度，15℃/秒以上時係充分。亦即，15℃/秒以上且50℃/秒以下左右係能夠安定地得到連續冷卻變態組織之冷卻速度，而且，如實施例所表示，30℃/秒以下係能夠更安定地得到連續冷卻變態組織之冷卻速度。
為了進一步抑制粒成長，且得到更優良的低溫韌性，以使用道次間的冷卻裝置等，來使在精加工輥軋之各道次間(隨機輥軋時為各架間)的溫度上升為18℃以下為佳。
是否進行上述所規定的輥軋，針對輥軋率，係能夠依照從輥軋荷重、板厚度測定等的實績計算來計算求取。又，針對溫度，亦是只要有架間溫度計，就能夠實測，或者，因為從線速和軋縮率等考慮加工發熱等的計算模擬亦是可能，能夠使用任一者或兩者而得到。
在本實施形態之製造方法，輥軋速度係沒有特別限 定，在精加工最後架側的輥軋速度小於400mpm時，γ粒有成長而粗大化之傾向。因而，用以得到延展性之肥粒鐵能夠析出的領域減少，延展性有變差之可能性。輥軋速度的上限係即便沒有特別限定，亦能夠得到本實施形態的效果，但是在設備限制上，1800mpm以下為現實的。因此，在精加工輥軋之輥軋速度係以400mpm以上且1800mpm以下為為佳。
使微組織的主相為連續冷卻變態組織(Zw)時，在不會使凸出成形性怎麼變差且將提升延展性作為目的，亦可以按照必要，使上述組織以體積率計含有20%以下的多邊形肥粒鐵。此時，在一次冷卻完成後且進行捲取步驟前之二次冷卻步驟的途中(從二次冷卻開始至二次冷卻完成之間)或是在二次冷卻完成後至捲取開始之間，亦可以使其在從Ar3變態點溫度起至Ar1變態點溫度為止的溫度區域(肥粒鐵及沃斯田鐵的二相區域)滯留1~20秒。
使其滯留時，例如二次冷卻係在通過最後輥軋架後的輸出台進行時，能夠藉由將二次冷卻中的冷卻帶的中間區之水冷閥關閉，一次將冷卻中斷而使其在預定的溫度區域滯留。又，例如二次冷卻係在輥軋架間或是剛通過輥軋架之後進行時，能夠在二次冷卻完成後至捲取開始之間，藉由空氣冷卻而使其在預定的溫度區域滯留。
該滯留係為了在二相區域促進肥粒鐵變態而進行，小於1秒時，在二相區域之肥粒鐵變態係不充分而無法得到充分的延展性。另一方面，大於20秒時，含有Ti及/或Nb的析 出物係粗大化，沒有利用析出強化來提升強度之貢獻。因此在冷卻步驟，以使連續冷卻變態組織中含有多邊形肥粒鐵作為目的而進行滯留時之時間，係以1~20秒為佳。
為了促進肥粒鐵變態，進行滯留1~20秒之溫度區域係以Ar1變態點溫度以上且860℃以下為佳。為了抑制鋼板成分引起偏差，更佳是Ar3變態點溫度以下。因為滯留時間會使生產性低落，以1~10秒為佳。
在二次冷卻中進行滯留時，第3熱輥軋結束後係以使用20℃/秒以上的冷卻速度，從Ar3變態點溫度迅速地到達Ar1變態點溫度的溫度區域為佳。
此時的冷卻速度之上限係沒有特別規定，在冷卻設備的能力上，係以300℃/秒以下為妥當。冷卻速度太快時，無法控制冷卻結束溫度，而有超越致使過冷卻至Ar1變態點溫度以下之可能性。過冷卻至Ar1變態點溫度以下時，因為延展性改善的效果消失，所以冷卻速度係以150℃/秒以下為佳。
Ar3變態點溫度係例如能夠藉由以下的計算式(與成分組成之關係式)而簡易地算出。能夠使用Si含量(質量%)[Si]、Cr含量(質量%)[Cr]、Cu含量(質量%)[Cu]、Mo含量(質量%)[Mo]、Ni含量[Ni]且以下述式(j)定義。
Ar3=910-310×[C]+25×[Si]-80×[Mneq]………(j)
[Mneq]係不添加B時，以下述式(k)定義。
[Mneq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10×([Nb]-0.02)………(k)
[Mneq]係不添加B時，以下述式(l)定義。
[Mneq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10×([Nb]-0.02)+1………(l)
又，Ar1變態點溫度係能夠使用每成分藉由加工FOUR MASTER試驗而實驗性得到之值。
與上述的二次冷卻步驟同時，在二次冷卻後的捲取步驟係對含有TiC的析出物之尺寸及個數密度賦予重大的影響。捲取溫度大於700℃以上時，析出物係粗大且稀疏的過度時效狀態而無法得到作為目的之析出強化量、或是韌性低落。捲取溫度小於700℃時，能夠在捲鋼長度方向得到安定的析出強化效果。
另一方面，捲取溫度小於550℃時，成為亞時效(underaging)而無法得到作為目的之TiC的析出。因此，使捲取溫度為550℃以上且小於700℃。為了得到更安定的析出強化效果，以550℃以上且650℃以下為佳。
又，為了參考，在第3圖，顯示本實施形態之熱軋鋼板的製造方法之流程圖。
藉由鋼板形狀矯正和導入可動位錯，以謀求提升延展性作為を目的，在全部步驟結束後亦可以進一步施行加軋縮率為0.1%以上且2%以下的平整輥軋。
上述的輥軋、冷卻步驟結束後，以除去黏附在所得到的熱軋鋼板的表面之鏽垢作為目的，亦可以進行酸洗。在酸洗後，亦可以藉由聯機或離線，對熱軋鋼板進一步施行軋縮率為10%以下的平整或冷間輥軋。
本實施形態之熱軋鋼板係在鑄造後、熱輥軋後、冷卻後的任一情況，均可以使用熔融鍍覆生產線施行熱處理，而且，亦可以對於熱處理後的熱軋鋼板，另外施行表面處理。藉由使用熔融鍍覆生產線施行鍍覆，熱軋鋼板的耐蝕性提升。
對酸洗後的熱軋鋼板施行鍍覆鋅時，亦可將熱軋鋼板浸漬在鋅鍍覆浴，拉起之後，按照必要施行合金化處理。藉由施行合金化處理，除了耐蝕性提升以外，對於點焊接等的各種焊接之焊接抵抗性亦提升。
[實施例]
其次，針對本發明之實施例進行說明。實施例的條件係用以確認本發明的實施可能性及效果而採用的一條件例，本發明係不被該一條件例限定。只要不脫離本發明的宗旨而達成本發明之目的，本發明係能夠採用各種條件。
將具有表1所表示的成分組成之A~W的鑄片，藉由轉爐、二次精煉步驟進行熔製而連續鑄造，隨後，直接輸送或再加熱而進行粗輥軋(第1熱輥軋)。接著，在精加工輥軋(第2熱輥軋)、第3熱輥軋、輥軋架間進行一次冷卻而成為2.0~3.6mm的板厚度。而且，在輸出台進行二次冷卻之後，捲取而製造熱軋鋼板。將製造條件顯示在表2~表9。
又，表1所表示成分組成的剩餘部分係Fe及不可避免的不純物，在表中的底線係表示本發明的範圍外。
在表1，式(a)係[Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32，式(b)係[C]-12/48×([Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32)，式(c)係[C]-12/48×([Ti]+[Nb]×48/93-[N]×48/14-[S]×48/32)。
在表2~表9，「成分」係意味者在表1所表示的鋼之記號，「熔體化溫度」係指藉由前述式(d)所算出的最小鋼胚再加熱溫度，「Ar3變態點溫度」係指藉由前述式(j)及前述式(k)或(l)所算出的溫度，「T1」指藉由前述式(e)所算出的溫度，「t1」係指藉由前述式(g)所算出的時間。
「加熱溫度」係指在加熱步驟之加熱溫度，「保持時間」係指於加熱步驟的預定加熱溫度之保持時間。
「1000℃以上且40%以上的軋縮次數」係指在粗輥軋在1000℃以上且40%以上的軋縮次數，「1000℃以上且40%以上的軋縮率」係表示在粗輥軋在1000℃以上且40%以上的軋縮之軋縮率，「至精加工輥軋開始為止的時間」係指從粗輥軋結束至精加工輥軋開始的時間，第2熱輥軋，第3熱輥軋之各自的「合計軋縮率」係指在各熱輥軋步驟之合計軋縮率。
「Tf」係指30%以上的大軋縮的最後軋縮後之溫度，「P1」係指30%以上的大軋縮之最後道次的軋縮率，「道次間最大溫度上升」係指在第2熱輥軋步驟的各道次間由於加工發熱等而上升的最大溫度。
「至一次冷卻開始為止的時間」係指從大軋縮道次之中的最後道次完成至開始一次冷卻之時間，「一次冷卻速度」係指從精加工輥軋結束後至完成一次冷卻溫度變化分 的冷卻之平均冷卻速度，「一次冷卻溫度變化」係指一次冷卻開始溫度與結束溫度的差。
「至二次冷卻開始為止的時間」係指一次冷卻完成之後至開始二次冷卻的時間，「二次冷卻速度」係指從二次冷卻開始至二次冷卻完成之平均冷卻速度。但是，使其在途中滯留時，其滯留時間係除外。「空氣冷卻溫度區域」係指在二次冷卻中、或是二次冷卻完成後使其滯留場合的溫度區域，「空氣冷卻保持時間」係指使其滯留時的保持時間，「捲取溫度」係指在捲取步驟，使用捲取機將鋼板捲取之溫度。又，在輸出台進行二次冷卻時，捲取溫度係與二次冷卻的停止溫度相同程度。
所得到的鋼板之評價方法係與前述的方法相同。將評價結果顯示在表10~表13。在表中之底線係表示本發明的範圍外。又，在表中微組織之F係表示肥粒鐵，P係表示波來鐵，Zw係表示連續冷卻變態組織。
微組織」係指光學顯微鏡組織，「平均結晶粒徑」係指使用EBSP-OIM(註冊商標)所測定之平均結晶粒徑，「雪明碳鐵粒徑」係指在晶界所析出之雪明碳鐵的平均粒徑。
「{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度」及「{332}<113>的結晶方位之極密度」係指各自前述的極密度。
「TiC尺寸」係指使用3D-AP(3維原子微探：3Dimensional Atom Probe)測定之TiC(亦可以含有Nb及若干的N)的平均析出物尺寸，「TiC密度」係指使用3D-AP測定之TiC的每單位體積之平均個數。
「拉伸試驗」係表示使用C方向JIS5號試片進行拉伸試驗之結果。「YP」係は屈服點，「TS」係拉伸強度，「E1」係伸長率。
「等方向性」係表示將|△r|的倒數作為指標而表示。「擴孔性」係表示使用JFS T 1001-1996所記載的擴孔性試驗方法所得到的結果。「破裂面裂紋」係指表示目視確認有無之結果。將無破裂面裂紋時以「無」的方式表示，將有破裂面裂紋時以「有」的方式表示。「韌性」係表示使用小尺寸的V凹口查拜式試驗所得到的轉變溫度(vTrs)。
在發明例，藉由所需要的成分組成之鋼板的集合組織，能夠得到540MPa級以上的高強度鋼板，其特徵在於：在從鋼板的表面起5/8~3/8的板厚度範圍亦即板厚度中央部之{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且4.0以下，而且{332}<113>的結晶方位的極密度為1.0以上 且4.8以下，而且，在板厚度中心的平均結晶粒徑為10μm以下，在鋼板中的晶界所析出之雪明碳鐵粒徑為2μm以下，並且在結晶粒內之含有TiC的析出物的平均粒徑為3nm以下，同時其密度為1×1016 個/cm3 以上。又，藉由該等，擴孔性亦顯示70%以上之良好的值。
上述以外的鋼板之比較例係如表1~9所表示，成分或製造條件係本發明的範圍外。因此，如表10~13所表示，「微組織為本發明的範圍外，且無法得到充分的機械特性。又，表中雪明碳鐵粒徑、在TiC尺寸之「-」係表示無法觀察到雪明碳鐵或TiC。
產業上之可利用性
如前述，依照本發明，能夠容易地提供能夠應用在被要求擴孔性和彎曲性等的加工性、加工後之嚴格的板厚度均勻性及正圓度、以及低溫韌性之組件(內板組件、結構組件、車盤零件、變速器等的汽車組件和造船、建築、橋樑、海洋結構物、壓力容器、管線、機械零件用的組件等)之鋼板。又，依照本發明，能夠價廉且安定地製造低溫韌性優良且拉伸強度為540MPa級以上的高強度鋼板。因此，本發明係工業上的價值高。
第1圖係顯示{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度與等方向性(1/|△r|)的關係之圖。
第2圖係顯示{332}<113>的結晶方位的極密度與等方向性(1/|△r|)的關係之圖。
第3圖係顯示本實施形態之熱軋鋼板的製造方法之流程圖。

Claims (13)

  1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於其以質量%計，含有C含量[C]為0.02%以上且0.07%以下的C、Si含量[Si]為0.001%以上且2.5%以下的Si、Mn含量[Mn]為0.01%以上且4%以下的Mn、Al含量[Al]為0.001%以上且2%以下的Al、及Ti含量[Ti]為0.015%以上且0.2%以下的Ti，並將P含量[P]限制為0.15%以下、S含量[S]限制為0.03%以下、及N含量[N]限制為0.01%以下，[Ti]、[N]、[S]、[C]係滿足下述式a、式b，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成；從鋼板的表面起5/8~3/8的板厚度範圍之板厚度中央部中，以{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>之各方位的極密度的相加平均所表示之{100}<011>~{223}<110>方位群的平均極密度為1.0以上且2.0以下，且{332}<113>的結晶方位的極密度為1.0以上且3.0以下；在板厚度中心部之平均結晶粒徑為10μm以下，且在鋼板中的晶界所析出之雪明碳鐵粒徑為2μm以下；以3維原子微探測定法測定之在結晶粒內之含有TiC的析出物的平均粒徑為3nm以下，且其每單位體積的個數密度為1×1016 個/cm3 以上：0%≦([Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32)．．．(a) 0%≦[C]-12/48×([Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32)．．．(b)。
  2. 如申請專利範圍第1項之熱軋鋼板，其中前述平均結晶粒徑為7μm以下。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其係進一步以質量%計，含有Nb含量[Nb]為0.005%以上且0.06%以下的Nb，且[Nb]、[Ti]、[N]、[S]、[C]係滿足下述式(c)：0%≦[C]-12/48×([Ti]+[Nb]×48/93-[N]×48/14-[S]×48/32)．．．(c)。
  4. 如申請專利範圍第3項之熱軋鋼板，其係進一步以質量%計，含有選自由下述中一種或兩種以上：Cu含量[Cu]為0.02%以上且1.2%以下的Cu、Ni含量[Ni]為0.01%以上且0.6%以下的Ni、Mo含量[Mo]為0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]為0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]為0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]為0.0005%以上且0.01%以下的Mg、Ca含量[Ca]為0.0005%以上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]為0.0005%以上且0.1%以下的REM、及B含量[B]為0.0002%以上且0.002%以下的B。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之熱軋鋼板，其係進一步以質量%計，含有選自由下述中一種或兩種以上：Cu含量[Cu]為0.02%以上且1.2%以下的Cu、Ni含量[Ni]為0.01%以上且0.6%以下的Ni、 Mo含量[Mo]為0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]為0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]為0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]為0.0005%以上且0.01%以下的Mg、Ca含量[Ca]為0.0005%以上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]為0.0005%以上且0.1%以下的REM、及B含量[B]為0.0002%以上且0.002%以下的B。
  6. 一種熱軋鋼板的製造方法，其係將以質量%計，含有C含量[C]為0.02%以上且0.07%以下的C、Si含量[Si]為0.001%以上且2.5%以下的Si、Mn含量[Mn]為0.01%以上且4%以下的Mn、Al含量[Al]為0.001%以上且2%以下的Al、及Ti含量[Ti]為0.015%以上且0.2%以下的Ti，並將P含量[P]限制為0.15%以下、S含量[S]限制為0.03%以下、及N含量[N]限制為0.01%以下，[Ti]、[N]、[S]、[C]為滿足下述式a、式b，且剩餘部分係由Fe及不可避免的不純物所構成之鋼塊或鋼胚進行下述步驟：加熱至以下述式d規定的溫度之SRTmin℃以上且1260℃以下；於1000℃以上且1200℃以下的溫度區域下，進行1次以上軋縮率為40%以上的軋縮之第1熱輥軋； 從前述第1熱輥軋完成後150秒以內，且於1000℃以上的溫度區域下開始第2熱輥軋；前述第2熱輥軋係於將依照在下述式e中的鋼板成分而決定的溫度設作T1℃時，在T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度區域下，進行至少1次軋縮率為30%以上的軋縮，並且進行軋縮率的合計為50%以上的軋縮；在Ar3變態點溫度以上且小於T1+30℃的溫度區域下，進行軋縮率的合計為30%以下的軋縮之第3熱輥軋；在Ar3變態點溫度以上結束熱輥軋；將T1+30℃以上且T1+200℃以下的溫度範圍之軋縮率為30%以上的道次設作大軋縮道次時軋縮，以50℃/秒以上的冷卻速度，進行溫度變化為40℃以上且140℃以下，且冷卻結束溫度為T1+100℃以下之一次冷卻，以使從前述大軋縮道次之中的最後道次完成起至冷卻開始為止的等待時間t秒可滿足下式f；在前述一次冷卻完成後3秒以內，以15℃/秒以上的冷卻速度，進行二次冷卻；於550℃以上且小於700℃的溫度區域下捲取：0%≦([Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32)．．．(a) 0%≦[C]-12/48×([Ti]-[N]×48/14-[S]×48/32)．．．(b) SRTmin=7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273．．．(d) T1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V]．．．(e) t≦2.5×t1．．．(f) 在此，T1係以下述式g表示：t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2 -0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1．．．(g)在此，Tf係30%以上的最後軋縮後之溫度(℃)，而P1係30%以上的最後軋縮的軋縮率(%)。
  7. 如申請專利範圍第6項之熱軋鋼板的製造方法，其中前述一次冷卻係在輥軋架間進行冷卻，而前述二次冷卻係在通過最後輥軋架後進行冷卻。
  8. 如申請專利範圍第6或7項之熱軋鋼板的製造方法，其中前述等待時間t秒係進一步滿足下述式h：t1≦t≦2.5×t1．．．(h)。
  9. 如申請專利範圍第6或7項之熱軋鋼板的製造方法，其中前述等待時間t秒係進一步滿足下述式i：t<t1．．．(i)。
  10. 如申請專利範圍第6或7項之熱軋鋼板的製造方法，其係將前述第2熱輥軋之各道次間的溫度上升設為18℃以下。
  11. 如申請專利範圍第6或7項之熱軋鋼板的製造方法，其中前述鋼塊或前述鋼胚，進一步以質量%計，含有Nb含量[Nb]為0.005%以上且0.06%以下的Nb，且[Nb]、[Ti]、[N]、[S]、[C]係滿足下述式c：0%≦[C]-12/48×([Ti]+[Nb]×48/93-[N]×48/14-[S]×48/32)．．．(c)。
  12. 如申請專利範圍第11項之熱軋鋼板的製造方法，其中前 述鋼塊或前述鋼胚，進一步以質量%計，含有選自由下述中一種或兩種以上：Cu含量[Cu]為0.02%以上且1.2%以下的Cu、Ni含量[Ni]為0.01%以上且0.6%以下的Ni、Mo含量[Mo]為0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]為0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]為0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]為0.0005%以上且0.01%以下的Mg、Ca含量[Ca]為0.0005%以上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]為0.0005%以上且0.1%以下的REM、及B含量[B]為0.0002%以上且0.002%以下的B。
  13. 如申請專利範圍第6或7項之熱軋鋼板的製造方法，其中前述鋼塊或前述鋼胚，進一步以質量%計，含有選自由下述中一種或兩種以上：Cu含量[Cu]為0.02%以上且1.2%以下的Cu、Ni含量[Ni]為0.01%以上且0.6%以下的Ni、Mo含量[Mo]為0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]為0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]為0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]為0.0005%以上且0.01%以下的Mg、Ca含量[Ca]為0.0005%以上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]為0.0005%以上且0.1%以下的REM、及 B含量[B]為0.0002%以上且0.002%以下的B。
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