TWI609091B - Hot-rolled steel plate and its manufacturing method - Google Patents

Description

熱軋鋼板及其之製造方法

本發明係有關熱軋鋼板及其之製造方法。

為了兼顧汽車之輕量化及衝撞安全性，已進展對汽車應用高強度鋼板。高強鋼板為了高強度化而含有較多合金元素。尤其，具有980MPa以上之拉伸強度之高強度鋼板含有較多之Si及Mn。

高強度鋼板通常以如下方法製造。首先，對扁坯進行熱軋壓延製造熱軋鋼板，並捲取為捲筒狀。其次，對熱軋鋼板進行酸洗、冷軋壓延及燒鈍。

為了提高熱軋鋼板之冷加工性，有提高捲取為捲筒狀時之溫度(以下稱為捲取溫度)之情況。若提高捲取溫度，則於熱軋鋼板之表層附近形成內部氧化層。內部氧化層係自熱軋鋼板之母材表面朝向板厚中央以數十μm之厚度形成。內部氧化層使冷壓延後之鋼板(冷軋鋼板)之表面性狀、成形性及熔接性降低。因此，藉由對熱軋鋼板實施酸洗處理而於冷壓延前除去內部氧化層。

又，熱軋鋼板之製造中，於熱軋鋼板表面形 成氧化皮膜(scale)。皮膜會使鋼板之表面性狀、成形性及熔接性降低。因此，亦與內部氧化層同樣，藉由對熱軋鋼板實施酸洗處理而去除皮膜。

然而，內部氧化層或皮膜若厚，則對於熱軋鋼板之酸洗處理將施加過大作業負荷。進而，若殘存內部氧化層、皮膜，則如上述，會使鋼板之表面性狀、成形性及熔接性降低。再者，於冷軋鋼板之成形時內部氧化層或皮膜會剝哩，而成為壓痕等之表面痕之原因。

內部氧化層係因母材中之合金元素選擇性氧化而形成。Si及Mn易氧化。因此，Si及Mn含量高之熱軋鋼板容易產生內部氧化。亦與皮膜同樣，Si及Mn含量高之熱軋鋼板容易增厚。

內部氧化層及皮膜於鋼板溫度高的時間越長持續則越變厚。如上述，若為了提高熱軋鋼板之冷加工性而提高捲取溫度，則更容易產生內部氧化層，更易變厚，皮膜亦同樣。

抑制此種內部氧化層及皮膜形成之技術已提案於日本特開昭62-13520號公報(專利文獻1)、日本特表2010-535946號公報(專利文獻2)、日本特開2013-253301號公報(專利文獻3)、日本特開2011-184741號公報(專利文獻4)、日本特開2011-231391號公報(專利文獻5)、日本特開2012-036483號公報(專利文獻6)、日本特開2013-216961號公報(專利文獻7)、日本特開2013-103235號公報(專利文獻8)、日本特表2010-503769號公報(專利文獻 9)、日本特表2011-523441號公報(專利文獻10)、日本特開2015-113505號公報(專利文獻11)、日本特開2004-332099號公報(專利文獻12)、日本特開2013-060657號公報(專利文獻13)及日本特表2011-523443號公報(專利文獻14)。

專利文獻1中於鋼板表面塗佈抗氧化劑。藉此，專利文獻1中記載可抑制內部氧化層及皮膜之生成。

專利文獻2中係以比較低溫之530~580℃捲取熱軋鋼板。藉此專利文獻2中記載可抑制氧化層之生成。

專利文獻3中，將壓延後之熱軋鋼板於750℃~600℃捲取成捲材狀。捲取後，捲材保持10~30分鐘後，邊將捲材捲出邊實施熱軋鋼板之冷卻。且，於熱軋鋼板之溫度成為550℃以下時，再次將熱軋鋼板捲取為捲材。專利文獻3記載為該情況下，可使氧化層較薄。

專利文獻4~6中，對於熱壓延後或捲取後之鋼板，於氧濃度減低之氛圍中進行熱處理或冷卻處理。該等文獻中記載為藉由於氧濃度減低之氛圍中進行熱處理或冷卻處理，而減低皮膜及內部氧化層。

專利文獻7中，對於熱壓延後之熱軋鋼板於捲取前實施去皮膜，而去除表面之氧化皮膜。藉由去除氧化皮膜，使捲材冷卻中之內部氧化層之生成所利用之氧供給源降低。因此，專利文獻7中記載為不僅可減低皮膜，亦可減低內部氧化層。

專利文獻8中提案用以將熱軋鋼板之內部氧 化量在整個其長度方向、寬度方向以適當範圍均一化之冷卻方法。

另一方面，專利文獻9~14提案與上述專利文獻不同之技術。專利文獻9中，適當控制鋼之合金成分與熱軋鋼板之熱處理條件，而抑制內部氧化。具體而言，專利文獻9中，鋼中含有0.001~0.1% Sb，於1100~1250℃再加熱而熱壓延，於450~750℃捲取。隨後，酸洗熱軋鋼板及冷壓延，於700~850℃燒鈍。藉此，抑制內部氧化層之形成。

專利文獻10中，提案適當控制合金成分而抑制氧化物之生成，改善鍍敷性之技術。專利文獻10中使用含有0.005~0.1% Sb，且調整Ni、Mn、Al及Ti之含量關係之扁鋼坯。熱加工該扁鋼坯，於500~700℃熱壓延捲取。進而酸洗、冷壓延及燒鈍。藉此，抑制內部氧化。

專利文獻11中，使含有0.02~0.10% Sb之扁坯熱壓延、酸洗、冷壓延、燒鈍及冷卻。此處，熱壓延中之精壓延溫度設為800~1000℃，冷壓延中之壓下率設為20%以上。再者，燒鈍係於露點：-35℃以下之氛圍中，於750~900℃之溫度區域保持60秒以上之條件進行。燒鈍後，以30℃/秒以上之平均冷卻速度冷卻至300℃以下後，回火(tempering)。藉此抑制內部氧化。

專利文獻12~14中，記載關於藉由適當調整Si含量、扁坯加熱溫度、精壓延之溫度及捲取速度等而抑制皮膜。

然而，即使實施專利文獻1~14之技術，亦有較深地形成內部氧化層，較厚地形成皮膜之情況。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本特開昭62-13520號公報

[專利文獻2]日本特表2010-535946號公報

[專利文獻3]日本特開2013-253301號公報

[專利文獻4]日本特開2011-184741號公報

[專利文獻5]日本特開2011-231391號公報

[專利文獻6]日本特開2012-036483號公報

[專利文獻7]日本特開2013-216961號公報

[專利文獻8]日本特開2013-103235號公報

[專利文獻9]日本特表2010-503769號公報

[專利文獻10]日本特表2011-523441號公報

[專利文獻11]日本特開2015-113505號公報

[專利文獻12]日本特開2004-332099號公報

[專利文獻13]日本特開2013-060657號公報

[專利文獻14]日本特表2011-523443號公報

本發明之目的係提供內部氧化層或皮膜之形成受抑制之熱軋鋼板。

本實施形態之熱軋鋼板係以質量%計，含有C：0.07~0.30%，Si：超過1.0~2.8%，Mn：2.0~3.5%，P：0.030%以下，S：0.010%以下，Al：0.01~未達1.0%，N：0.01%以下，O：0.01%以下，Sb：0.03~0.30%，Ti：0~0.15%，V：0~0.30%，Nb：0~0.15%，Cr：0~1.0%，Ni：0~1.0%，Mo：0~1.0%，W：0~1.0%，B：0~0.010%，Cu：0~0.50%，Sn：0~0.30%，Bi：0~0.30%，Se：0~0.30%，Te：0~0.30%，Ge：0~0.30%，As：0~0.30%，Ca：0~0.50%，Mg：0~0.50%，Zr：0~0.50%，Hf：0~0.50%，及稀土類元素：0~0.50%，其餘部分由Fe及雜質所成，且具有滿足式(1)之化學組成；Si+Mn≧3.20 (1)

其中，於式(1)中之元素記號中代入對應之元素含量(質量%)。

本實施形態之熱軋鋼板抑制了內部氧化層或皮膜之形成。

10‧‧‧皮膜

20‧‧‧內部氧化層

30‧‧‧含有Sb之層

40‧‧‧脫碳層

圖1係顯示未含Sb之高Si/高Mn含量鋼(未含Sb之 鋼)與高Si/高Mn含量鋼中含有0.1% Sb之含Sb鋼中之硝酸乙醇(nital)腐蝕之剖面之SEM圖像、SEM圖像區域中之EPMA之氧映射圖像、與Sb映射圖像之一覽圖。

圖2係顯示改變高Si/高Mn含量鋼中含有之Sb量製造熱軋鋼板時之Sb含量(×10^-3%)與內部氧化層厚度(μm)之關係的圖。

圖3係上述未含Sb之鋼及含Sb之鋼的表層附近之SEM圖像。

本發明人等針對高Si/高Mn含量鋼中之內部氧化層及皮膜進行調查及檢討，獲得如下見解。

於捲取後之熱軋鋼板表層形成有於母材(基體金屬)內部形成之內部氧化層與鄰接於表面之皮膜。

內部氧化層及皮膜認為係藉如下機制形成。氧離子透過熱軋鋼板表面及熱軋鋼板表層部之粒界侵入熱軋鋼板內部。侵入熱軋鋼板內部之氧離子使母材之鐵氧化故而形成內部氧化層。另一方面，母材中之鐵離子透過粒界移動至熱軋鋼板表面。移動至表面之Fe被氧化而形成皮膜。

為了抑制內部氧化層及皮膜，阻斷氧離子及鐵離子之移動路徑(粒界及表面)為有效。熱軋鋼板中若含有易於粒界及表面偏析之元素(以下稱為偏析元素)，則偏析元素偏析於熱軋鋼板表面及粒界而抑制氧離子及鐵離子 之移動。因此，可抑制氧離子侵入至熱軋鋼板內部。進而，可抑制鐵離子朝熱軋鋼板表面之移動。結果可抑制內部氧化層及皮膜之形成。

偏析元素為例如P、B、Sb。然而，P及B雖偏析於粒界而阻斷氧離子及鐵離子之移動路徑，但亦使熱軋鋼板之機械性質降低。

另一方面，Sb偏析於熱軋鋼板之表面。因此本發明人等製造於高Si/高Mn含量鋼中進而含有Sb之熱軋鋼板，並調查皮膜及內部氧化層厚度。

圖1係顯示以往之高Si/高Mn含量鋼(以下稱為未含Sb之鋼)與以往之高Si/高Mn含量鋼中含有0.10% Sb之含Sb鋼中之表面附近之剖面之SEM圖像、SEM圖像區域中之EPMA之氧映射圖像、與Sb映射圖像。未含Sb之鋼，以質量%計，含有C：0.185%，Si：1.8%，Mn：2.6%，P：0.01%，S：0.002%，Al：未達0.03%，N：0.003%，O：0.0009%及Ti：0.005%，其餘部分為Fe及雜質。含Sb鋼係於未含Sb之鋼之化學組成中含有0.10% Sb之鋼。任一種鋼均藉由與以往同樣之熱壓延作成熱軋鋼板。對於所製造之熱軋鋼板，實施上述組織觀察及EPMA映射。

參考圖1之SEM圖像，未含Sb之鋼，於鋼板表面形成皮膜10，於母材形成內部氧化層20。另一方面，含Sb鋼雖形成皮膜10，但其厚度薄於未含有Sb之鋼。且，含Sb鋼未觀察到內部氧化層20。以EPMA實施 氧映射之結果，未含Sb之鋼中，針對皮膜10及內部氧化層20觀察到氧(圖中白色區域及灰色區域)。另一方面，含Sb鋼僅於形成有皮膜10之區域觀察到氧(圖中白色區域)。

再者，以EPMA實施Sb映射。其結果，含Sb鋼於皮膜10與母材之界面觀察到含有Sb之層30(圖中之白色區域，以下稱為Sb濃化層)。

如以上，於高Si/高Mn含量鋼中含有Sb時，形成Sb濃化層。由此認為如下事項。於高Si/高Mn含量鋼中含有適量Sb時，於熱壓延步驟中，於皮膜與母材之界面(熱軋鋼板表面)形成Sb濃化層。Sb濃化層阻斷氧離子朝母材之侵入。因此，母材中之氧不氧化，不易形成內部氧化層。Sb濃化層進而抑制母材中之鐵離子朝皮膜移動。因此，抑制了皮膜成長，使皮膜厚度變薄。

如此，Sb濃化層阻斷了氧離子及鐵離子之移動，作為所謂障蔽層發揮功能。因此，藉由形成Sb濃化層，可抑制熱軋鋼板捲取後氧離子自皮膜侵入母材。再者，亦可抑制鐵離子自母材移動至皮膜。因此，抑制內部氧化層及皮膜之生成。

於高Si/高Mn含量鋼中亦含有偏析於粒界之元素的P及B，無法形成如Sb濃化層之障蔽層。因此，抑制皮膜及內部氧化層時，Sb較適宜。

圖2係顯示改變高Si/高Mn含量鋼中含有之Sb量製造熱軋鋼板時(捲取溫度為750℃)之Sb含量(×10^-3%) 與內部氧化層厚度(μm)之關係的圖。參考圖2，隨著Sb含量增加，內部氧化層厚度顯著降低。因此Sb含量設為0.03%以上時，隨著Sb含量增加，內部氧化層厚度降低，但Sb含量未達0.03%時，降低幅度越無法增大。亦即，內部氧化層厚度與Sb含量之關係在Sb含量=0.03%附近存在轉彎點。

本實施形態中，Sb濃化層不僅抑制氧離子及鐵離子之移動，一抑制了母材中之碳移動。其結果，易於於板厚方向維持均一組織，一於獲得冷壓延及燒鈍後之冷軋鋼板之強度。

圖3係上述未含Sb之鋼及含Sb之鋼的表層附近之SEM圖像。參考圖3，未含Sb之鋼中於表層形成脫碳層40。另一方面，於母材與皮膜之界面形成Sb濃化層之含Sb之鋼，未形成脫碳層。因此，Sb濃化層不僅抑制氧離子及鐵離子之移動，一抑制了母材中之碳移動。

基於以上見解完成之本實施形態之熱軋鋼板具有下述化學組成：以質量%計，含有C：0.07~0.30%，Si：超過1.0~2.8%，Mn：2.0~3.5%，P：0.030%以下，S：0.010%以下，Al：0.01~未達1.0%，N：0.01%以下，O：0.01%以下，Sb：0.03~0.30%，Ti：0~0.15%，V：0~0.30%，Nb：0~0.15%，Cr：0~1.0%，Ni：0~1.0%，Mo：0~1.0%，W：0~1.0%，B：0~0.010%，Cu：0~0.50%，Sn：0~0.30%，Bi：0~0.30%，Se：0~0.30%，Te：0~0.30%，Ge：0~0.30%，As：0~0.30%，Ca： 0~0.50%，Mg：0~0.50%，Zr：0~0.50%，Hf：0~0.50%，及稀土類元素：0~0.50%，其餘部分由Fe及雜質所成，且滿足式(1)：Si+Mn≧3.20 (1)

其中，於式(1)中之元素記號中代入對應之元素含量(質量%)。

上述化學組成亦可含有選自由Ti：0.005~0.15%，V：0.001~0.30%，及Nb：0.005~0.15%所成群之1種或2種以上。

上述化學組成亦可含有選自由Cr：0.10~1.0%，Ni：0.10~1.0%，Mo：0.01~1.0%，W：0.01~1.0%，及B：0.0001~0.010%所成群之1種或2種以上。

上述化學組成亦可含有Cu：0.10~0.50%。

上述化學組成亦可含有合計0.0001~0.30%之選自由Sn、Bi、Se、Te、Ge及As所成群之1種或2種以上。

上述化學組成亦可含有合計0.0001~0.50%之選自由Ca、Mg、Zr、Hf及稀土類元素所成群之1種或2種以上。

本實施形態之熱軋鋼板於表面與皮膜(scale)之間具備具有0.5μm以上厚度之Sb濃化層。

上述熱軋鋼板之組織亦可係肥粒鐵及珍珠岩(perlite)之總面積率為75%以上，且熱軋鋼板之拉伸強度為800MPa以下。

上述熱軋鋼板之組織亦可係貝氏體(bainite)及麻田散體(martensite)之總面積率為75%以上，且熱軋鋼板之拉伸強度為900MPa以上。

上述熱軋鋼板之組織亦可係貝氏體(bainite)及麻田散體(martensite)之總面積率為75%以上，且熱軋鋼板之拉伸強度為800MPa以下。

較好，熱軋鋼板之內部氧化層厚度為5μm以下。

較好，具有肥粒鐵及珍珠岩之總面積率為75%以上的組織與800MPa以下拉伸強度之上述熱軋鋼板中，皮膜厚度為10μm以下。

較好，具有肥粒鐵及珍珠岩之總面積率為75%以上的組織與800MPa以下拉伸強度之上述熱軋鋼板中，熱軋鋼板之表層之脫碳層厚度為20μm以下。

較好，具有貝氏體及麻田散體之總面積率為75%以上之組織與900MPa以上之拉伸強度之上述熱軋鋼板中，皮膜厚度為7μm以下。

較好，具有貝氏體及麻田散體之總面積率為75%以上之組織與800MPa以下拉伸強度之上述熱軋鋼板中，皮膜厚度為7μm以下。

具有肥粒鐵及珍珠岩之總面積率為75%以上的組織與800MPa以下拉伸強度之上述熱軋鋼板之製造方法具備下述步驟：準備具有上述化學組成之鋼材之步驟，將鋼材於1100~1350℃加熱後，熱壓延成為鋼板之步驟， 及將鋼板於600~750℃，較好650~750℃，更好700~750℃捲取之步驟。

具有貝氏體及麻田散體之總面積率為75%以上的組織與900MPa以上之拉伸強度之上述熱軋鋼板之製造方法具備下述步驟：準備具有上述化學組成之鋼材之準備步驟，將鋼材於1100~1350℃加熱後，熱壓延成為鋼板，並將鋼板冷卻至捲取溫度之熱壓延步驟，及將冷卻後之鋼板於150~600℃，較好350~500℃，更好400~500℃捲取之步驟。

具有貝氏體及麻田散體之總面積率為75%以上的組織與800MPa以下拉伸強度之上述熱軋鋼板之製造方法具備下述步驟：準備具有上述化學組成之鋼材之準備步驟，將鋼材於1100~1350℃加熱後，熱壓延成為鋼板，並將鋼板冷卻至捲取溫度之熱壓延步驟，將冷卻後之鋼板於150~600℃，較好350~500℃，更好400~500℃捲取之步驟，及將捲取後之鋼板於550℃以上回火之步驟。

以下針對本實施形態之熱軋鋼板詳細描述。

[第1實施形態]

[化學組成]

本實施形態之熱軋鋼板之化學組成含有如下元素。關於化學組成之「%」，只要未特別說明則意指質量%。

C：0.07~0.30%

碳(C)形成熱軋鋼板中之殘留沃斯田體(austenite)，提 高鋼強度及成形性。C含量過低時，無法獲得上述效果。另一方面，C含量過高時，無法提高熱軋鋼板強度，且冷壓延性降低。C含量若過高，則進而鋼之熔接性降低。因此，C含量為0.07~0.30%。C含量之較佳下限為0.10%，更好為0.12%，又更好為0.15%。C含量之較佳上限為0.25%，更好為0.22%。

Si：超過1.0~2.8%

矽(Si)抑制鐵系碳化物之生成，易於形成材留沃斯田體。藉由形成殘留沃斯田體，提高鋼強度及成形性。Si含量若過低，則無法獲得效果。另一方面，Si含量若過高，則內部氧化層顯著成長，使熱軋鋼板表面性狀降低。Si含量過高時，進而熱軋鋼板脆化、延展性降低。因此，Si含量為超過1.0~2.8%。Si含量之較佳下限為1.3%，更好為1.5%。Si含量之較佳上限為2.5%，更好為2.0%。

Mn：2.0~3.5%

錳(Mn)提高鋼板強度。Mn含量過低時，燒鈍後之冷卻中大量形成軟質組織，強度變低。另一方面，Mn含量過高時，板厚中央部發生粗大Mn濃化部，使鋼脆化。因此，製造之扁坯易於破裂。Mn含量過高時，進而使鋼之熔接性降低。Mn含量過高時，進而使熱軋鋼板變硬，使冷壓延性降低。因此，Mn含量為2.0~3.5%。Mn含量之較佳下限為2.2%，更好為2.3%，又更好為2.5%。Mn含 量之較佳上限為3.2%，更好為3.0%。

P：0.030%以下

磷(P)偏析於鋼板之板厚中央，使熔接部脆化。因此P之含量為0.030%以下。P含量較低較好。然而為了降低P含量，將提高製造成本。因此若考慮製造成本，P含量之下限為例如0.0010%。

S：0.010%以下

硫(S)降低鋼之熔接性。S進而降低鑄造時及熱壓延時之製造性。S進而與Mn結合形成MnS，降低鋼之延展性及伸長凸緣性。因此，S含量為0.010%以下。S含量之較佳上限為0.005%，更好為0.0025%。S含量之下限未特別限制。然而，若考慮製造成本，則S含量下限為例如0.0001%。

Al：0.01~未達1.0%

鋁(Al)抑制鐵系碳化物之生成，易形成殘留沃斯田體。藉由形成殘留沃斯田體，提高鋼強度及成形性。Al進而使鋼脫氧。Al含量過低時，無法獲得效果。另一方面，Al含量過高時，鋼熔接性降低。因此，Al含量為0.01~未達1.0%。Al含量之較佳下限為0.02%。Al含量之較佳上限為0.8%，更好為0.5%。本說明書中，Al含量意指可溶Al(酸可溶Al)。

N：0.01%以下

氮(N)形成粗大氮化物，降低鋼之延展性及伸長凸緣性。N進而於熔接時成為氣孔發生之要因。因此，N含量較低較佳。N含量為0.01%以下。N含量之較佳上限為0.005%。N含量之下限並未特別限制。然而，若考慮製造成本，則N含量之下限為例如0.0001%。

O：0.01%以下

氧(O)形成氧化物，降低鋼之韌性及伸長凸緣性。因此，O含量較低較佳。O含量為0.01%以下。O含量之較佳上限為0.008%，進而較佳為0.006%。O含量之下限並未特別限制。然而，若考慮製造成本，則O含量之下限為例如0.0001%。

Sb：0.03~0.30%

銻(Sb)係如上述易偏析於鋼表面之元素。Sb於熱壓延中於熱軋鋼板表面(皮膜與母材之界面)形成Sb濃化層。Sb濃化層可抑制氧離子自露出於熱軋鋼板表面之粒界侵入熱軋鋼板內部。Sb濃化層進而抑制母材中之鐵離子朝皮膜移動。因此，抑制了熱軋鋼板內部氧化層之形成及皮膜成長。Sb進而限制C之移動，亦抑制脫碳層之形成。

Sb含量過低時，不易形成Sb濃化層，無法獲得上述效果。另一方面，Sb含量過高時，鋼板之加工性 降低。Sb含量過高時，熱軋鋼板之機械性質降低。因此，Sb含量為0.03~0.30%。Sb含量之較佳下限為0.05%，更好為0.07%，又更好為0.10%，再更好為0.11%。Sb含量之較佳上限為0.25%，更好為0.20%。

上述熱軋鋼板之化學組成進而滿足式(1)。

Si+Mn≧3.20 (1)

其中，於式(1)中之元素記號中代入對應之元素含量(質量%)。

Si及Mn之合計含量若未達3.20%，則冷壓延後實施之燒鈍中殘留沃斯田體不安定。該情況下，有燒鈍後之鋼板之強度或延展性低之可能性。因此，Si及Mn之合計含量之下限為3.20%。該情況下，即使冷壓延及燒鈍後，鋼板之強度及延展性亦高。Si及Mn之合計含量下限較好為3.50%。另一方面，Si及Mn之合計含量若為5.0%以下，則可抑制燒鈍時之相變態之延遲。因此，碳(C)對未變態沃斯田體充分濃縮，使殘留沃斯田體更安定化。因此，較好Si及Mn之合計含量上限為5.0%，更好為4.5%。

本實施形態之熱軋鋼板之化學組成之其餘部分由Fe及雜質所成。此處，所謂雜質意指工業上製造熱軋鋼板時，自作為原料之礦石、礦渣或製造環境混入者，在不對本實施形態之熱軋鋼板帶來不良影響之範圍內可容許者。

[任意元素]

上述熱軋鋼板之化學組成，除了上述必須元素以外，亦可含有以下說明之任意元素。亦可不含任意元素。

上述化學組成亦可含有選自由Ti、V及Nb所成群之1種或2種以上替代Fe之一部分。Ti、V及Nb均為任意元素，提高鋼強度。

Ti：0~0.15%

鈦(Ti)為任意元素，亦可不含。含有時，Ti形成碳氮化物並提高鋼強度。Ti進而抑制肥粒鐵結晶粒之成長，細粒強化鋼。Ti進而抑制再結晶並使鋼位錯強化(dislocation hardening)。然而，Ti含量若過高，則過量生成碳氮化物且使鋼成形性降低。因此，Ti含量為0~0.15%。Ti含量之較佳上限為0.10%，更好為0.07%。Ti含量之較佳下限為0.005%，更好為0.010%，又更好為0.015%。

V：0~0.30%

釩為任意元素，亦可不含。含有時，V與Ti同樣，使鋼析出物強化、細粒強化及位錯強化，提高鋼強度。然而，V含量若過高，則過量析出碳氮化物使鋼成形性降低。因此，V含量為0~0.30%。V含量之較佳上限為0.20%，更好為0.15%。V含量之較佳下限為0.001%，更好為0.005%。

Nb：0~0.15%

鈮(Nb)為任意元素，亦可不含。含有時，Nb與V及Ti同樣，使鋼析出物強化、細粒強化及位錯強化，提高鋼強度。然而，Nb含量若過高，則過量析出碳氮化物使鋼成形性降低。因此，Nb含量為0~0.15%。Nb含量之較佳上限為0.10%，更好為0.06%。Nb含量之較佳下限為0.005%，更好為0.010%，又更好為0.015%。

上述化學組成亦可含有選自由Cr、Ni、Mo、W及B所成群之1種或2種以上替代Fe之一部分。Cr、Ni、Mo、W及B均為任意元素，提高鋼強度。

Cr：0~1.0%

鉻(Cr)為任意元素，亦可不含。含有時，Cr抑制高溫之相變態，提高鋼強度。然而，Cr含量過高時，鋼的加工性降低，生產性降低。因此，Cr含量為0~1.0%。Cr含量之較佳下限為0.10%。

Ni：0~1.0%

鎳(Ni)為任意元素，亦可不含。含有時，Ni抑制高溫之相變態，提高鋼強度。然而，Ni含量過高時，鋼的熔接性降低。因此，Ni含量為0~1.0%。Ni含量之較佳下限為0.10%。

Mo：0~1.0%

鉬(Mo)為任意元素，亦可不含。含有時，Mo抑制高溫之相變態，提高鋼強度。然而，Mo含量過高時，鋼的熱加工性降低，生產性降低。因此，Mo含量為0~1.0%。Mo含量之較佳下限為0.01%。

W：0~1.0%

鎢(W)為任意元素，亦可不含。含有時，W抑制高溫之相變態，提高鋼強度。然而，W含量過高時，鋼的熱加工性降低，生產性降低。因此，W含量為0~1.0%。W含量之較佳下限為0.01%。

B：0~0.010%

硼(B)為任意元素，亦可不含。含有時，B抑制高溫之相變態，提高鋼強度。然而，B含量過高時，鋼的熱加工性降低，生產性降低。因此，B含量為0~0.010%。B含量之較佳上限為0.005%，更好為0.003%。B含量之較佳下限為0.0001%，更好為0.0003%，又更好為0.0005%。

上述化學組成亦可含有Cu代替Fe之一部分。

Cu：0~0.50%

銅(Cu)為任意元素，亦可不含。含有時，Cu作為微細粒子於鋼中析出，提高鋼強度。然而，Cu含量過高時，鋼的熔接性降低。因此，Cu含量為0~0.50%。Cu含 量之較佳下限為0.10%。

上述化學組成亦可含有選自由Sn、Bi、Se、Te、Ge及As所成群之1種或2種以上代替Fe之一部分。該等元素為任意元素，抑制內部氧化層之形成。

Sn：0~0.30%

Bi：0~0.30%

Se：0~0.30%

Te：0~0.30%

Ge：0~0.30%

As：0~0.30%

錫(Sn)、鉍(Bi)、硒(Se)、碲(Te)、鍺(Ge)及砷(As)為任意元素，亦可不含。含有時，該等元素可抑制Mn及Si之偏析且抑制內部氧化層之形成。然而，該等元素含量過高時，鋼之成形性降低。因此，Sn含量為0~0.30%，Bi含量為0~0.30%，Se含量為0~0.30%，Te含量為0~0.30%，Ge含量為0~0.30%，As含量為0~0.30%。Sn含量之較佳上限為0.25%，更佳為0.20%。Bi含量之較佳上限為0.25%，更佳為0.20%。Se含量之較佳上限為0.25%，更佳為0.20%。Te含量之較佳上限為0.25%，更佳為0.20%。Ge含量之較佳上限為0.25%，更佳為0.20%。As含量之較佳上限為0.25%，更佳為0.20%。Sn含量之較佳下限為0.0001%。Bi含量之較佳下限為0.0001%。Se含量之較佳下限為0.0001%。Te含量之較佳 下限為0.0001%。Ge含量之較佳下限為0.0001%。As含量之較佳下限為0.0001%。又，含有選自由Sn、Bi、Se、Te、Ge及As所成群之2種以上時，合計較好為0.0001~0.30%。

上述化學組成亦可含有選自由Ca、Mg、Zr、Hf及稀土類元素(REM)所成群之1種或2種以上代替Fe之一部分。該等元素為任意元素，提高鋼之成形性。

Ca：0~0.50%

Mg：0~0.50%

Zr：0~0.50%

Hf：0~0.50%

稀土類元素(REM)：0~0.50%

鈣(Ca)、鎂(Mg)、鋯(Zr)、鉿(Hf)及稀土類元素(REM)為任意元素，亦可不含。含有時，該等元素可提高鋼之成形性。然而，該等元素含量過高時，鋼之延展性降低。因此，Ca含量為0~0.50%，Mg含量為0~0.50%，Zr含量為0~0.50%，Hf含量為0~0.50%，稀土類元素(REM)含量為0~0.50%。Ca含量之較佳下限為0.0001%，更好為0.0005%，又更好為0.001%。Mg含量之較佳下限為0.0001%，更好為0.0005%，又更好為0.001%。Zr含量之較佳下限為0.0001%，更好為0.0005%，又更好為0.001%。Hf含量之較佳下限為0.0001%，更好為0.0005%，又更好為0.001%。稀土類元素(REM)含量之較 佳下限為0.0001%，更好為0.0005%，又更好為0.001%。又，含有選自由Ca、Mg、Zr、Hf及稀土類元素(REM)所成群之2種以上時，合計較好為0.0001~0.50%。

本說明書中，REM係選自由Sc、Y及鑭系(原子序57之La~71之Lu)所成群之1種或2種以上。REM含量意指該等元素之合計含量。

[組織]

本實施形態之熱軋鋼板之組織並未特別限定。本實施形態之熱軋鋼板之組織例如主要由肥粒鐵及珍珠岩所成。具體而言，組織中，肥粒鐵及珍珠岩之總面積率為75%以上。組織中，肥粒鐵及珍珠岩以外之區域(其餘部分)係選自由貝氏體(包含回火之貝氏體)、麻田散體(包含回火之麻田散體)、及殘留沃斯田體所成群之1種或2種以上。

組織中之肥粒鐵及珍珠岩之總面積率若為75%以上，則可抑制熱軋鋼板之強度。該情況下，冷加工性高。

各相之面積率可藉如下方法求得。

[肥粒鐵及珍珠岩之面積率]

以與壓延方向垂直之面切斷熱軋鋼板。鏡面研磨切斷面。經鏡面研磨之切斷面中，自表面至板厚之1/4位置±5mm之範圍，且熱軋鋼板之寬度中央部(自寬度方向中心於寬度方向±10mm之範圍)定義為觀察區域。觀察區域以 硝酸乙醇腐蝕液腐蝕。腐蝕後，使用掃描型電子顯微鏡(SEM)，拍攝觀察區域中任意之200μm×150μm之範圍。使用拍攝之區域(以下稱為拍攝區域)之圖像，特定出肥粒鐵及珍珠岩。求出特定出之肥粒鐵及珍珠岩之面積總計，除以拍攝區域全體面積之總計，求得肥粒鐵及珍珠岩之總面積率(%)。肥粒鐵及珍珠岩之面積係使用網絡法或圖像處理軟體(商品名：Imagepro)測定。

[貝氏體及麻田散體之面積率]

貝氏體及麻田散體之面積率之測定方法如下。與上述肥粒鐵及珍珠岩之面積率之測定方法同樣之拍攝區域(200μm×150μm)中，使用電子後方散射繞射像法(EBSD法)拍攝並生成照片圖像。

自照片圖像去除珍珠岩及殘留沃斯田體之部分，藉由圖像處理予以擷取。針對其餘區域之低溫變態相，將15度定義為與鄰接結晶粒之方位差之閾值，特定出結晶粒。所特定出之各結晶粒中，將粒內平均之菊地繞射圖型之鮮明度(Grain Average Image Quality：GAIQ)數值化。作成對於經數值化之GAIQ之面積率的柱狀圖。作成之柱狀圖具有2個峰時，GAIQ較高側之分佈係源自貝氏體，GAIQ較低測之分佈係源自麻田散體。具有特定為源自貝氏體之GAIQ之結晶粒總面積率定義為貝氏體面積率。柱狀圖中，2個峰重疊時，由直至分佈重疊之邊界之GAIQ所特定之結晶粒定義為貝氏體，求出貝氏體之面積 率。

自100(%)減去上述肥粒鐵面積率、珍珠岩面積率及貝氏體面積率及後述之殘留沃斯田體面積率之總和(%)所得之值(%)定義為麻田散體面積率。

[殘留沃斯田體之面積率]

殘留沃斯田體之面積率係藉由X射線繞射法決定。具體而言，於與上述肥粒鐵及珍珠岩之面積率之測定方法同樣之拍攝區域(200μm×150μm)中，使用沃斯田體與肥粒鐵間之反射面強度不同之性質，藉由X射線繞射法實驗性求得殘留沃斯田體之比例。由使用Mo之Kα線藉由X射線繞射法所得之像，使用下式求出殘留沃斯田體面積率Vγ。

Vγ=(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/ 3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}

此處，α(211)為肥粒鐵之(211)面之反射面強度，γ(220)為沃斯田體之(220)面之反射面強度，γ(311)為沃斯田體之(311)面之反射面強度。

[拉伸強度]

本實施形態之熱軋鋼板之較佳拉伸強度為800MPa以下，更好為700MPa以下。由於拉伸強度低，故冷加工性高。拉伸強度下限並未特別限定，但為例如400MPa。拉伸強度可依據JIS Z2241(2011)藉由金屬材料拉伸試驗方 法求得。

[關於Sb濃化層]

如上述，Sb濃化層形成於熱軋鋼板之母材表面與皮膜之界面。Sb濃化層之有無可藉由電子微小分析法(EPMA)觀察。具體而言，於與壓延方向垂直之面切斷熱軋鋼板，將切斷面中，包含表面之寬度中央部(自寬度方向中心於寬度方向±10mm之範圍)中，於熱軋鋼板之寬度方向50μm×於深度方向45μm之任意區域定義為觀察區域。採取包含觀察區域之樣品。使用EPMA對於觀察區域實施映射分析。Sb濃度為區域平均之1.5倍以上之部分特定為Sb濃化層。以對於觀察區域之寬度(50μm)為90%以上確認到Sb濃化層時，認定形成Sb濃化層。

以觀察區域之寬度方向5μm間距測定經特定之Sb濃化層厚度，將其平均值定義為Sb濃化層厚度。Sb濃化層之較佳厚度為0.5μm以上，更好為1.0μm以上，又更好為1.5μm以上。

Sb於高溫下偏析於鋼之粒界及表面上，尤其於表面偏析且濃化之傾向較強。於皮膜覆蓋母材時，Sb亦朝母材表面強烈偏析。為了充分產生Sb之偏析，促進Sb濃化層形成，熱軋鋼板較好於高溫區域長時間滯留。Sb濃化層於熱壓延時亦會形成，因壓延而拉伸延展。因此，精壓延溫度如後述較好為高溫。

[內部氧化層之厚度]

本實施形態之熱軋鋼板中，由於形成Sb濃化層，故內部氧化層厚度受抑制。內部氧化層之較佳厚度為5μm以下。

內部氧化層係藉如下方法測定。自熱軋鋼板之寬度中央部(自寬度方向中心於寬度方向±10mm之範圍)內之任意位置，切出包含熱軋鋼板之表面之小片。鏡面研磨小片表面中與壓延方向垂直之剖面(以下稱為觀察面)。對於觀察面實施C蒸鍍。C蒸鍍後，使用場放射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)對觀察面表面附近部分以1000倍拍攝任意視野，獲得圖像(各視野為200μm×180μm)。基於所得圖像，求出內部氧化層之厚度(μm)。於內部氧化層，於母材中產生Si及Mn之氧化物。因此，藉由於一般SEM中標準搭載之反射電子像，可容易地區別皮膜與內部氧化層與母材。

所得圖像中，於壓延方向對每10μm求出自皮膜與母材之界面至內部氧化層之最下端之距離。該測定係以任意3視野實施，所得距離之平均值定義為內部氧化層厚度(μm)。

[皮膜厚度]

本實施形態之熱軋鋼板由於形成Sb濃化層，故亦抑制皮膜之生成。皮膜之較佳厚度為10μm以下。

皮膜厚度係以如下方法測定。與內部氧化層 厚度測定時同樣，使用FE-SEM獲得圖像。於所得圖像(使用與測定內部氧化層者相同之圖像即足夠)中，特定出皮膜，於壓延方向每10μm求出皮膜最上端與界面間之距離。以任意3視野實施該測定所得之距離之平均值定義為皮膜厚度(μm)。

[脫碳層之厚度]

本實施形態之熱軋鋼板由於形成Sb濃化層故進而亦抑制了脫碳相厚度。脫碳層之較佳厚度為20μm以下。

脫碳層係以如下方法測定。自熱軋鋼板之寬度中央部(自寬度方向中心於寬度方向±10mm之範圍)內之任意位置，切出包含熱軋鋼板之表面之小片。對於小片表面實施利用EPMA之CKα線之線分析，獲得自鋼板表面於深度方向之C強度(線分析結果)。所得線分析結果中，自鋼板中最小C強度位置至C強度成為鋼板之平均C強度(母材之C強度)與鋼板中最小C強度之差之98%之深度位置之距離，定義為脫碳層厚度(μm)。

以上，本實施形態之熱軋鋼板中，Sb濃化層抑制內部氧化層之生成。Sb濃化層進而抑制皮膜生成。Sb濃化層進而亦抑制脫碳層生成。本實施形態之熱軋鋼板進而於組織中，肥粒鐵及珍珠岩之總面積率為75%以上。因此，拉伸強度抑制為800MPa以下，較好為700MPa以下，具有優異之冷加工性。

本實施形態之熱軋鋼板進而亦可實施後述之 脫皮膜。該情況下，起因於鐵橄欖石而於表面形成之島狀皮膜表面之面積率變低。因此酸洗性進一步提高。

[製造方法]

說明上述熱軋鋼板之製造方法一例。製造方法具備準備步驟、熱壓延步驟、及捲取步驟。

[準備步驟]

準備步驟係準備具有上述化學組成之鋼材。具體而言，製造具有上述化學組成之熔鋼。使用熔鋼，製造鋼材的扁坯。扁坯亦可藉由連續鑄造法製造。或，使用熔鋼製造錠塊，將錠塊分塊壓延亦可製造扁坯。

[熱壓延步驟]

加熱所準備之鋼材(扁坯)。加熱溫度為1100~1350℃。加熱時間較好設為30分鐘以上。加熱之扁坯使用粗壓延機及精壓延機進行熱壓延，成為鋼板。粗壓延機具備排列為一行之複數壓延基座，各壓延基座具有輥對。粗壓延機亦可為逆轉式。精壓延機具備排列為一行之複數壓延基座，各壓延基座具有輥對。

[脫皮膜]

熱壓延亦可藉由設置於複數壓延基座(粗壓延機或精壓延機)之間之1或複數高水壓脫皮膜裝置，對於壓延中 之鋼板進行脫皮膜。脫皮膜較好對1050℃以上之鋼板實施。該情況下，如本實施形態之化學組成之鋼板，可有效去除於高Si/高Mn含量之鋼表面產生之Fe₂SiO₄(鐵橄欖石)。若殘存鐵橄欖石，則於熱軋鋼板表面形成島狀皮膜。熱軋鋼板表面若殘存島狀皮膜，則酸洗時皮膜不易去除。若殘存鐵橄欖石，則[進而於冷壓延時發生壓入傷痕，有損及冷軋鋼板外觀之情況。若實施脫皮膜，則可去除鐵橄欖石。

精壓延時之精壓延基座間配置1或複數高水壓脫皮膜裝置時，較好藉由配置於精壓延機前頭之壓延基座之進入側附近之加熱裝置，將粗壓延後且精壓延前之鋼板(粗棒)加熱至1050℃以上。加熱粗棒之方法並未特別限定。例如可藉由感應加熱裝置、回流爐等加熱粗棒。

[精壓延溫度FT]

熱壓延中，精壓延機之最終基座輸出側之鋼板表面溫度定義為精壓延溫度FT(℃)。較佳之精壓延溫度FT(℃)為A_r3變態溫度+50℃以上。精壓延溫度FT(℃)若未達A_r3變態溫度+50℃，則鋼板之壓延阻力增加使生產性降低。再者，於肥粒鐵及沃斯田體之兩相區域壓延鋼板。該情況，鋼板之組織形成層狀組織，使機械性質降低。因此，精壓延溫度FT(℃)為A_r3變態溫度+50℃以上。較佳之精壓延溫度FT超過920℃，更好為950℃以上。

精壓延結束後，將鋼板冷卻至捲取溫度。冷 卻方法並未特別限定。冷卻方法為例如水冷、強制空氣冷卻及放冷。

[捲取步驟]

捲取熱壓延步驟中製造之熱軋鋼板作成捲材。捲材捲取開始時之熱軋鋼板表面溫度(以下稱為捲取溫度)CT較好為600℃~750℃。

捲取溫度CT若過高，則促進熱軋鋼板之內部氧化層生成。另一方面，捲取溫度CT若過低，則如本實施形態之熱軋鋼板之含有大量Si之鋼，熱軋鋼板之強度過高而使冷壓延性降低。

捲取溫度CT若為600℃~750℃，則可抑制熱軋鋼板之強度上升，且可抑制本實施形態中規定之鋼組成中之內部氧化層之生成。捲取溫度CT較好為650℃~750℃，更好為700℃~750℃。

藉由以上步驟，可製造本實施形態之熱軋鋼板。又，上述製造方法係肥粒鐵及珍珠岩之總面積率為75%以上之熱軋鋼板之製造方法之一例，本實施形態之熱軋鋼板之製造方法不限於此。

[第2實施形態]

熱軋鋼板之組織亦可主要由貝氏體及麻田散體所成之組織。具體而言，貝氏體及麻田散體合計之總面積率可為75%以上。

[組織]

本實施形態(第2實施形態)之熱軋鋼板之化學組成與第1實施形態之熱軋鋼板相同，滿足式(1)。若未滿足式(1)，則有冷軋鋼板之延展性降低之情況。若滿足式(1)，則燒鈍後之冷軋鋼板亦獲得優異延展性。

另一方面，本實施形態之熱軋鋼板之組織與第1實施形態不同。本實施形態之熱軋鋼板之組織係貝氏體及麻田散體合計之總面積率為75%以上。

貝氏體及麻田散體以外之區域(其餘部分)係選自由肥粒鐵、珍珠岩及殘留沃斯田體所成群之1種或2種以上。本實施形態較好對卷取後之熱軋鋼板實施回火處理。藉此，可使鋼板強度某程度降低，可保有某程度之強度並且提高冷加工性。進行回火時貝氏體主要為回火貝氏體，麻田散體主要為回火之麻田散體。組織中之各相面機率之測定方法與第1實施形態相同。

[拉伸強度]

本實施形態之熱軋鋼板具有上述化學組成及組織。捲取後未實施回火時，本實施形態之熱軋鋼板之拉伸強度為900MPa以上。

另一方面，捲取後實施回火時，本實施形態之熱軋鋼板之拉伸強度為800MPa以下。此情況，可提高冷加工性，可減低冷壓延時對製造設備施加之負荷。拉伸 強度之下限並未特別限制，例如為400MPa。拉伸強度係依據JIS Z2241(2011)之方法求得。

[製造方法]

說明本實施形態之熱軋鋼板之製造方法一例。製造方法具備準備步驟、熱壓延步驟、及捲取步驟。與第1實施形態之製造方法比較，捲取步驟之捲取溫度CT不同。較好進而於捲取步驟後實施回火步驟。其他步驟與第1實施形態相同。

[捲取步驟]

捲取熱壓延步驟中製造之熱軋鋼板作成捲材。捲材捲取開始時之熱軋鋼板表面溫度(捲取溫度)若過低，則鋼板強度上升，對捲取裝置施加之負荷變大。因此捲材捲取開始時之鋼板表面溫度(捲取溫度)CT為150~600℃，更好為350~500℃，又更好為400℃~500℃。

[回火步驟]

本實施形態之熱軋鋼板由於捲取溫度CT為600℃以下，較好500℃以下，故硬度高。因此，為了降低強度提高冷加工性，亦可實施回火。回火步驟係使捲取後之鋼板於550℃以上(Ac1變態溫度以下)回火。回火時間若過短，則不易獲得上述效果。另一方面，回火時間若過長，則其效果飽和。因此，較佳之回火時間於550℃以上之溫 度區域為0.5~8小時。

藉由以上步驟，可製造第2實施形態之熱軋鋼板。

又，亦可不實施回火處理。即使未實施回火時，熱軋鋼板之組織之貝氏體及麻田散體合計之總面積率亦為75%以上，其餘部分係選自由肥粒鐵、珍珠岩及殘留沃斯田體所成群之1種或2種以上。惟，未實施回火時之貝氏體組織及麻田散體組織並非以回火貝氏體及回火麻田散體為主體之組織，一部分包含捲取步驟中形成之回火貝氏體、回火麻田散體，成為貝氏體及麻田散體主體之組織。

未實施回火處理時，熱軋鋼板之拉伸強度為900MPa以上。未實施回火之熱軋鋼板於作為熱軋鋼板而需要高拉伸強度時等特別有用。

又，上述製造方法係貝氏體及麻田散體合計之總面積率亦為75%以上之熱軋鋼板之製造方法之一例，本實施形態之熱軋鋼板之製造方法不限定於此。

[其他實施形態]

上述第1實施形態及第2實施形態係規定組織。然而，本實施形態之熱軋鋼板之組織並未特別限定。若滿足上述化學組成及式(1)，可維持必要加工性、強度，且可形成Sb濃化層，可抑制內部氧化層及/或皮膜之生成。

上述製造方法僅為一例。因此，亦有可藉由 其他製造方法，製造第1實施形態及第2實施形態之熱軋鋼板之情況。

又，熱壓延步驟之精壓延中，藉由精壓延後之冷卻使鋼板溫度自實施最終脫皮膜時之鋼板溫度降至800℃之平均冷卻速度(以下稱為ADFT)較好為10℃/秒以上。該情況可進一步抑制熱軋鋼板表面之皮膜生成。

[實施例]

針對本發明之熱軋鋼板之實施例加以說明。實施例之條件為用以確認本發明實施可能性及效果所採用之一條件例。因此，本發明不限定於該一條件例。本發明在不脫離本發明要旨，只要可達成本發明目的，則可採用各種條件。

[實施例1]

製造具有表1所示化學組成之熔鋼。

參照表1，鋼種A~O為本實施形態之鋼材之化學組成之範圍內。另一方面，鋼種P~U為本實施形態之鋼材之化學組成之範圍外。

使用上述熔鋼，藉由造塊法製造鋼材(錠塊)。使用由複數熱壓延基座所成之試驗用熱壓延機，以表2所示之熱壓延條件(加熱溫度(℃)、精壓延溫度FT(℃))將鋼材熱壓延，製造熱軋鋼板。再者，對於熱壓延後之熱軋鋼板，以表2所示之捲取溫度CT(℃)捲取並藉由N₂吹拂之緩冷爐賦予相當於捲材之熱履歷。

再者，精壓延機之進入側設置模擬粗棒加熱器之再加熱爐，以表2所示之條件再加熱。又，精壓延機之壓延基座間配置高水壓脫皮膜裝置，對於精壓延之鋼板實施脫皮膜。實施脫皮膜之前之鋼板表面溫度(脫皮膜溫度)如表2所示。

[內部氧化層厚度及皮膜厚度測定試驗]

自各試驗編號之熱軋鋼板之寬度中央部(自寬度中心於寬度方向±10mm之範圍)切出小片。鏡面研磨小片表面中之與壓延方向垂直剖面(以下稱為觀察面)。對於觀察面實施C(碳)蒸鍍。C蒸鍍後，使用場放射掃描電子顯微鏡 (FE-SEM)拍攝觀察面表面附近部分，獲得圖像。使用所得圖像，藉由上述方法，求出內部氧化層厚度(μm)及皮膜厚度(μm)。

[脫碳層測定試驗]

自各試驗編號之熱軋鋼板之寬度中央部(自寬度中心於寬度方向±10mm之範圍)切出小片。對於小片表面實施利用EPMA之CKα線之線分析。所得線分析結果中，自鋼板中最小C強度位置至C強度成為鋼板之平均C強度(母材之C強度)與鋼板中最小C強度之差之98%之深度位置之距離，定義為脫碳層厚度(μm)。

[Sb濃化層測定試驗]

藉由第1實施形態中記載之測定方法，測定Sb濃化層之有無及Sb濃化層厚度(μm)。

[冷壓延性評價試驗]

自鋼板寬度中央部且距表面1/4厚之位置，採取JIS規格之5號拉伸試驗片。平行部設為平行於壓延方向。使用拉伸試驗片，於大氣中、常溫(25℃)實施根據JIS Z2241(2011)之拉伸試驗，獲得拉伸強度(MPa)。

[酸洗性評價試驗]

自各試驗編號之熱軋鋼板之寬度中央部採取包含鋼板 表面之試驗片。試驗片中包含鋼板表面之區域為寬50mm×長70mm。對於試驗片實施酸洗試驗。酸洗試驗中，將試驗片浸漬於加熱至85℃之8%鹽酸水溶液中，去除試驗片表面之皮膜。測定試驗片表面皮膜全部去除之時間(酸洗結束時間)。酸洗結束時間為60秒以內時，判斷為酸洗性優異。

[試驗結果]表3中顯示試驗結果。

表3中之「組織」表示鋼板寬度中央部(自寬度方向中心於寬度方向±10mm之範圍)之板厚1/4深度位置之組織。各組織中，「F」欄中記載各組織中之肥粒鐵之面積率(%)，「P」欄中記載珍珠岩之面積率。「其他」 欄中記載肥粒鐵及珍珠岩以外之相之面積率。「B」為貝氏體(包含回火之貝氏體)之面積率(%)。「M」為麻田散體(包含回火之麻田散體)之面積率(%)。「Rg」為殘留沃斯田體之面積率(%)。各相之面積率係藉由上述測定方法測定。

「拉伸強度TS」表示鋼板寬度中央部之拉伸強度TS(MPa)。拉伸強度為800MPa以下時，判斷為冷壓延性優異。

表3中之「酸洗性」欄之「○」記號表示酸洗結束時間為60秒以內。「×」記號表示酸洗結束時間超過60秒。

參考表3，試驗編號1~19之化學組成適當且滿足式(1)。因此，確認到Sb濃化層。Sb濃化層厚度均為0.5μm以上。再者，皮膜厚度為10μm以下，內部氧化層厚度為5μm以下。因此，可抑制內部氧化層及皮膜。其結果，酸洗性優異。再者，脫碳層厚度為20μm以下。

試驗編號1~5、試驗編號7及試驗編號9~19係進而適於肥粒鐵及珍珠岩形成之製造條件。因此，該等試驗編號之熱軋鋼板之組織均係肥粒鐵及珍珠岩之總面積率為75%以上。因此，拉伸強度為800MPa以下。

試驗編號6及試驗編號8由於捲取溫度CT為150~600℃，故組織中之貝氏體及麻田散體之總面積率為75%以上，且拉伸強度為900MPa以上。

另一方面，試驗編號20所用之鋼種P，Sb含 量過低。因此，Sb濃化層厚度未達0.5μm，內部氧化層厚度超過5μm。因此，酸洗性低。

試驗編號21所用之鋼種Q，不含Sb。因此，未確認到Sb濃化層。其結果，內部氧化層厚度超過5μm，皮膜厚度超過10μm。因此，酸洗性低。進而脫碳層厚度超過20μm。

試驗編號22所用之鋼種R，C含量過高。再者，不含Sb。進而捲取溫度CT過低。因此，組織主要由貝氏體及麻田散體所成，不存在肥粒鐵及珍珠岩。因此拉伸強度超過800MPa。再者，由於不存在Sb濃化層，故內部氧化層厚度超過5μm，皮膜厚度超過10μm。因此，酸洗性低。

試驗編號23所用之鋼種S，Si含量過高且不含Sb。其結果，不生成Sb濃化層，內部氧化層厚度超過5μm，皮膜厚度超過10μm。因此，酸洗性低。進而脫碳層厚度超過20μm。

又，試驗編號23中，熱壓延時，未實施以粗棒加熱器之加熱。因此，脫皮膜溫度未達1050℃。其結果，島狀皮膜率超過6%。

試驗編號24所用之鋼種T，Mn含量過低，Al含量過低且Sb含量過高。因此，鋼材之脆化嚴重，終止評價試驗。試驗編號25之Mn含量高。因此，鋼材之脆化嚴重，終止評價試驗。

[實施例2]製造具有表4所示化學組成之熔鋼。

使用上述熔鋼，藉由造塊法製造鋼材(錠塊)。使用試驗用熱壓延機，以表5所示之熱壓延條件(加熱溫度(℃)及精壓延溫度FT(℃))將鋼材熱壓延，製造鋼板。再者，對於熱壓延後之鋼板，實施以表5所示之捲取溫度CT(℃)模擬捲取之熱處理。具體而言，將鋼板積層裝入設定於捲取溫度CT(℃)之爐內。爐內為氮氣氛圍，鋼板表面為與大氣隔開之狀態。亦即，鋼板表面狀態與實際製造之捲材表面狀態相同。於爐內使鋼板於捲取溫度CT(℃)保持30分鐘後，以20℃/小時緩緩冷卻至室溫。

[肥粒鐵及珍珠岩之面積率之測定試驗]

藉由與實施例1相同方法，測定熱壓延後之鋼板(熱軋鋼板)中之肥粒鐵及珍珠岩之合計面積率。結果示於表5。表5之「鋼組織」中，「F+P」表示熱軋鋼板之組織中肥粒鐵及珍珠岩之合計面積率為75%以上。表5之「鋼組織」中，「B+M」表示熱軋鋼板之組織中貝氏體及麻田散體之合計面積率為75%以上。

[內部氧化層之厚度測定試驗]

以與實施例1相同方法測定各試驗編號之熱壓延後之鋼板(熱軋鋼板)之內部氧化層厚度。具體而言，自熱軋鋼板之板寬度中央部切出包含熱軋鋼板表面之小片。鏡面研磨小片表面中與壓延方向垂直之剖面(以下稱為觀察面)。對於觀察面實施C(碳)蒸鍍。C蒸鍍後，使用場放射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)以觀察倍率1000倍拍攝觀察面表面附近部分，獲得圖像。基於所得圖像，藉由上述方法，測定內部氧化層厚度。結果示於表5。

又，皮膜為於熱軋鋼板外部之鐵離子被氧化而形成之層。另一方面，內部氧化層係含有Si及Mn之氧化物且於熱軋鋼板內部形成之層。因此，藉由使用一般SEM，可容易區別皮膜、內部氧化層及母材。

[拉伸試驗]

各試驗編號之熱軋鋼板之拉伸強度TS係根據JIS Z2241(2011)之方法測定。結果示於表2。表5之「TS(MPa)」中，「-」表示熱軋鋼板端部產生龜裂無法測定。

[均一拉伸測定試驗]

各試驗編號之熱軋鋼板以壓下率50%進行冷壓延。對於冷壓延後之鋼板實施燒鈍。燒鈍係藉以下條件進行。鋼板以平均加熱速度5℃/秒加熱至HC溫度(Ae₃溫度+10℃)，對於鋼板以該HC溫度實施90秒燒鈍。隨後，鋼板以2℃/秒之冷卻速度緩慢冷卻至AC溫度(HC溫度-120℃)。進而，鋼板以80℃/秒自AC溫度急冷至420℃。鋼板於420℃保持300秒後，放冷至室溫。對燒鈍後之鋼板藉根據JIS Z2241(2011)之方法實施拉伸試驗。拉伸試驗之試驗中，測定於試驗片發生縮窄之前(試驗片顯示一樣伸長之區間)之試驗片伸長長度。所得長度除以試驗片長度作為均一伸長度EL。結果示於表5。表5之「EL(%)」中，「-」表示熱軋鋼板端部產生龜裂無法測定。

[試驗結果]

參考表4及表5，試驗編號1~10之化學組成適當。再者，試驗編號1~10之製造條件為適當。因此，試驗編號1~10之熱軋鋼板之組織係肥粒鐵及珍珠岩之總面積率 為75%以上。試驗編號1~10之熱軋鋼板進而形成0.5μm以上厚度之Sb濃化層。且內部氧化層厚度為5μm以下，內部氧化層之形成受到抑制。

再者，試驗編號1~10之熱軋鋼板之拉伸強度為800MPa以下，冷壓延之加工性優異。試驗編號1~10之熱軋鋼板之均一伸長度為10.0%以上，顯示冷壓延後加工性亦優異。

試驗編號11所用之鋼種K不含Sb。因此，試驗編號11之熱軋鋼板未形成Sb濃化層，內部氧化層厚度較厚而為47μm。

試驗編號12所用之鋼種L之Sb含量過高。因此，試驗編號12之熱軋鋼板端部發生龜裂，無法實施拉伸試驗。因此，冷壓延時之加工性低。

試驗編號13所用之鋼種M之Sb含量過低。因此，試驗編號13之熱軋鋼板係內部氧化層厚度較厚而為34μm。

試驗編號14所用之鋼種N，Si及Mn之合計含量為3.07%，未滿足式(1)。因此，試驗編號14之冷軋鋼板與同樣肥粒鐵及珍珠岩之總面積率為75%以上之試驗編號1~10比較，均一伸長度EL低，未達10%。

試驗編號15所用之鋼種O，Si含量較低而為0.93%。再者，鋼種O係Si及Mn合計含量為3.04%，未滿足式(1)。因此，試驗編號15之冷軋鋼板之均一伸長度為8.7%，與同樣肥粒鐵及珍珠岩之總面積率為75%以上 之試驗編號1~10比較，較低。

試驗編號16所用之鋼種P，Mn含量較低而為1.55%。因此，試驗編號16之冷軋鋼板之均一伸長度為6.7%，與同樣肥粒鐵及珍珠岩之總面積率為75%以上之試驗編號1~10比較，較低。

試驗編號17所用之鋼種Q，Si含量較高而為2.96%。因此，試驗編號17之冷軋鋼板之均一伸長度為7.8%，與同樣肥粒鐵及珍珠岩之總面積率為75%以上之試驗編號1~10比較，加工性較低。

試驗編號18所用之鋼種R，Mn含量較高而為3.99%。因此，試驗編號18之冷軋鋼板之均一伸長度為3.2%，加工性低。

試驗編號19所用之鋼種S，Sb含量較低而為0.02%。因此，試驗編號19之熱軋鋼板Sb濃化層厚度未達0.5μm，內部氧化層厚度較厚而為25μm。

[實施例3]

製造具有表4所示化學組成之熔鋼。

使用上述熔鋼，藉由造塊法製造鋼材(錠塊)。使用試驗用熱壓延機，以表6所示之熱壓延條件(加熱溫度(℃)及精壓延溫度FT(℃))將鋼材熱壓延，製造鋼板。再者，對於熱壓延後之鋼板，實施以表6所示之捲取溫度CT(℃)模擬捲取之熱處理。具體而言，將鋼板積層投入設定於捲取溫度CT(℃)之爐內。爐內為氮氣氛圍，鋼板表 面為與大氣隔開之狀態。亦即，鋼板表面狀態與實際製造之捲材表面狀態相同。於爐內使鋼板於捲取溫度CT(℃)保持30分鐘後，以20℃/小時緩緩冷卻至室溫。進而，對於試驗編號2、5、7、13及15以外之試驗編號之鋼板，以表6所示之回火溫度(℃)及回火時間(hr)，實施回火。表6中，「回火時間(hr)」表示鋼板於表6所示之回火溫度滯留之時間。

[貝氏體及麻田散體之面積率之測定試驗]

藉由上述方法，測定熱軋鋼板中之貝氏體及麻田散體之面積率。結果示於表6。表6之「鋼組織」中，分別係「F」表示肥粒鐵面積率，「P」表示珍珠岩面積率，「B」表示貝氏體面積率，「M」表示麻田散體面積率，「γ」表示沃斯田體面積率。

[內部氧化層厚度及皮膜厚度測定試驗]

對於各試驗編號之熱軋鋼板，以與實施例1相同方法測定內部氧化層厚度及皮膜厚度。結果示於表6。

[Sb濃化層厚度測定試驗]

對於各試驗編號之熱軋鋼板，以與實施例1相同方法測定Sb濃化層之有無及Sb濃化層厚度(μm)。結果示於表6。

[拉伸試驗]

藉由與實施例1相同方法，測定各試驗編號之拉伸強度TS(MPa)。結果示於表6。表6之「拉伸強度」中，「-」表示熱軋鋼板端部產生龜裂無法測定。

[均一伸長度測定試驗]

藉由與實施例2相同方法，測定各試驗編號之均一拉 伸度EL。結果示於表6。

[試驗結果]

參考表4及表6，試驗編號1~15之化學組成為適當。再者，試驗編號1~15之製造條件為適當。因此，試驗編號1~15之熱軋鋼板之組織，貝氏體及麻田散體之總面積率為75%以上。試驗編號1~15之熱軋鋼板進而確認到具有0.5μm以上厚度之Sb濃化層。其結果，內部氧化層厚度為5μm以下，內部氧化層之形成受抑制。再者，試驗編號1~15之熱軋鋼板之皮膜厚度為7μm以下，皮膜受到抑制。

試驗編號1、3、4、6、8~12及14實施回火。因此，拉伸強度TS為800MPa以下，均一伸長度EL為10%以上，冷壓延後獲得優異加工性。另一方面，試驗編號2、5、7、13及15未實施回火。因此，拉伸強度為900MPa以上，獲得優異強度。

另一方面，試驗編號16所用之鋼種K不含Sb。因此，未形成Sb濃化層。其結果，內部氧化層厚度超過5μm，皮膜厚度超過7μm。

試驗編號17所用之鋼種L之Sb含量過高而為0.41%。因此，試驗編號17中，熱軋鋼板端部發生龜裂，加工性低。因此，無法實施拉伸試驗。

試驗編號18所用之鋼種M之Sb含量過低而為0.004%。因此，試驗編號18之熱軋鋼板未形成Sb濃 化層。因此，內部氧化層厚度超過5μm，皮膜厚度超過7μm。

試驗編號19所用之鋼種N之Si及Mn合計含量為3.07%，未滿足式(1)。因此，儘管實施回火，均一伸長度EL仍未達10%。

試驗編號20所用之鋼種O之Si含量較低而為0.93%。進而鋼種S之Si及Mn合計含量為3.04%，未滿足式(1)。因此，儘管實施回火，均一伸長度EL仍未達10%。

試驗編號21所用之鋼種P之Mn含量較低而為1.55%。因此，組織中，肥粒鐵面積率為30%，麻田散體及貝氏體合計面積率未達75%。其結果，儘管實施回火，均一伸長度EL仍未達10%。

試驗編號22所用之鋼種Q之Si含量較高而為2.96%。因此，儘管實施回火，均一伸長度EL仍未達10%。

試驗編號23所用之鋼種R之Mn含量較高而為3.99%。因此，儘管實施回火，均一伸長度EL仍未達10%。

試驗編號24所用之鋼種S之Sb含量較低而為0.02%。因此，Sb濃化層厚度未達0.5μm。因此，內部氧化層厚度超過10μm，皮膜厚度超過7μm。

以上說明本發明之實施形態。然而，上述實施形態僅為用以實施本發明之例示。因此，本發明不限定 於上述實施形態，在不脫離其主旨之範圍內可適當變更實施形態而實施。

Claims (18)

1. 一種熱軋鋼板，其係以質量%計，含有C：0.07~0.30%，Si：超過1.0~2.8%，Mn：2.0~3.5%，P：0.030%以下，S：0.010%以下，Al：0.01~未達1.0%，N：0.01%以下，O：0.01%以下，Sb：0.03~0.30%，Ti：0~0.15%，V：0~0.30%，Nb：0~0.15%，Cr：0~1.0%，Ni：0~1.0%，Mo：0~1.0%，W：0~1.0%，B：0~0.010%，Cu：0~0.50%，Sn：0~0.30%，Bi：0~0.30%，Se：0~0.30%，Te：0~0.30%， Ge：0~0.30%，As：0~0.30%，Ca：0~0.50%，Mg：0~0.50%，Zr：0~0.50%，Hf：0~0.50%，及稀土類元素：0~0.50%，其餘部分由Fe及雜質所成，且具有滿足式(1)之化學組成；Si+Mn≧3.20 (1)其中，於式(1)中之元素記號中代入對應之元素的含量(質量%)。
2. 如請求項1之熱軋鋼板，其中以質量%計，含有選自由Ti：0.005~0.15%，V：0.001~0.30%，及Nb：0.005~0.15%所成群之1種或2種以上。
3. 如請求項1之熱軋鋼板，其中以質量%計，含有選自由Cr：0.10~1.0%，Ni：0.10~1.0%，Mo：0.01~1.0%，W：0.01~1.0%，及B：0.0001~0.010%所成群之1種或2種以上。
4. 如請求項1之熱軋鋼板，其中以質量%計，含有 Cu：0.10~0.50%。
5. 如請求項1之熱軋鋼板，其中以質量%計，含有合計0.0001~0.30%之選自由Sn、Bi、Se、Te、Ge及As所成群之1種或2種以上。
6. 如請求項1之熱軋鋼板，其中以質量%計，含有合計0.0001~0.50%之選自由Ca、Mg、Zr、Hf及稀土類元素所成群之1種或2種以上。
7. 如請求項1之熱軋鋼板，其中於表面與皮膜(scale)之間具備具有0.5μm以上厚度之Sb濃化層。
8. 如請求項1~7中任一項之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板之組織係肥粒鐵及珍珠岩(perlite)之總面積率為75%以上，且前述熱軋鋼板之拉伸強度為800MPa以下。
9. 如請求項1~7中任一項之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板之組織係貝氏體(bainite)及麻田散體(martensite)之總面積率為75%以上，且前述熱軋鋼板之拉伸強度為900MPa以上。
10. 如請求項1~7中任一項之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板之組織係貝氏體(bainite)及麻田散體(martensite)之總面積率為75%以上，且前述熱軋鋼板之拉伸強度為800MPa以下。
11. 如請求項1之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板之內部氧化層厚度為5μm以下。
12. 如請求項8之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板之表面之皮膜厚度為10μm以下。
13. 如請求項8之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板之表層之脫碳層厚度為20μm以下。
14. 如請求項9之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板之表面之皮膜厚度為7μm以下。
15. 如請求項10之熱軋鋼板，其中前述熱軋鋼板之表面之皮膜厚度為7μm以下。
16. 一種熱軋鋼板之製造方法，其係如請求項8之熱軋鋼板之製造方法，且具備：準備具有如請求項8之化學組成之鋼材之步驟，將前述鋼材於1100~1350℃加熱後，熱壓延成為鋼板之步驟，及將前述鋼板於600~750℃捲取之步驟。
17. 一種熱軋鋼板之製造方法，其係如請求項9之熱軋鋼板之製造方法，且具備：準備具有如請求項9之化學組成之鋼材之準備步驟，將前述鋼材於1100~1350℃加熱後，熱壓延成為鋼板，並將前述鋼板冷卻至捲取溫度之熱壓延步驟，及將前述冷卻後之前述鋼板於150~600℃捲取之步驟。
18. 一種熱軋鋼板之製造方法，其係如請求項10之熱軋鋼板之製造方法，且具備：準備具有如請求項10之化學組成之鋼材之步驟，將前述鋼材於1100~1350℃加熱後，熱壓延成為鋼板之步驟，將前述鋼板於150~600℃捲取之步驟，及 將捲取後之前述鋼板於550℃以上回火之步驟。