CN101400816B

CN101400816B - 复合成形性优良的高强度热轧钢板

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Publication number: CN101400816B
Application number: CN2007800088561A
Authority: CN
Inventors: 佐藤始夫; 十代田哲夫
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2006-03-24
Filing date: 2007-03-14
Publication date: 2012-09-05
Anticipated expiration: 2027-03-14
Also published as: EP2022864A4; US8529829B2; KR101114672B1; US20090136378A1; KR20080097484A; WO2007122910A1; JP2007254857A; EP2022864A1; JP4088316B2; CN101400816A

Abstract

本发明提供一种高强度热轧钢板，其既具有抗拉强度900MPa级的高强度，并且具有以强度一延展性平衡[抗拉强度(TS)×总拉伸率(EL)]和强度一拉伸翻边性平衡[抗拉强度(TS)×扩孔率(λ)]表示的优良的复合成形性。本发明的热轧钢板是一种包含：C：0.02％以上、0.15％以下(化学成分以质量％表示，以下同)、Si：0.2％以上、2.0％以下、Mn：0.5％以上、2.5％以下、AL：0.02％以上、0.15％以下、Cu：1.0％以上、3.0％以下、Ni：0.5％以上、3.0％以下、Ti：0.03％以上、0.5％以下，在纵截面的金属组织中，贝氏体铁素体和粒状贝氏体铁素体的和为85面积％以上的组织。

Description

复合成形性优良的高强度热轧钢板

技术领域

本发明涉及一种高强度热轧钢板，可以被用于以轿车和卡车等汽车为主的各种产业机械等的各种各样的用途的，具有优良的复合成形性、即强度一延展性平衡和强度一拉伸翻边性平衡都优良的高强度热轧钢板，该钢板活用优良的复合成形性，被有效的活用于作为汽车部件、例如：构件类和支架类等悬架系部件和底架用材料，更可作为复杂形状的加固部件等的材料。

背景技术

近年来，以用于改善燃费的汽车车体重量的轻量化和撞击时的乘坐人员的安全确保为背景，对高强度热轧钢板的需求增大。热轧钢板被使用的用途上，从加工性的观点来看，广泛需求一种兼备优良的延展性和拉伸翻边性的材料。本发明中所谓的“复合成形性”是指在一定的强度下，延展性和拉伸翻边性均优良。

使用高强度热轧钢板制造复杂形状的零部件时，在拉伸翻边性加工中要求高的拉伸翻边性，另外，同时在进行外伸成形时，要求有高的拉伸特性。迄今为止，作为为了分别单独改善延展性和拉伸翻边性的众所周知的文献，例如公开以下的研究，但是仍存在分别尚未解决的问题。

首先，专利文献1中，作为加工用的高强度热轧钢板，公开有具有贝氏体铁素体组织的钢板。但是这种钢板，仅止于抗拉强度为500MPa级别的比较低强度的材料。另外，专利文献2中，公开有具有抗拉强在900MPa级别以上的贝氏体组织的钢板。但是这种钢板，虽然具有高强度，但是作为加工性指标的全伸长为14％左右、作为拉伸翻边性的指标的扩孔率(λ)为40％左右，未必为能够满意的钢板。

在专利文献3中，公开有由铁素体+贝氏体+残留的奥氏体构成的复合组织构造的钢板，显示980MPa级以上的强度的钢板。但是这种复合组织钢板，虽然具有高的拉伸特性，但是在拉伸翻边性上也不能说是能够满意的钢板。另外，在专利文献4中，公开有由铁素体+马氏体组织、或者铁素体+贝氏体+马氏体组织构成的980MPa级的高强度钢板。这种复合组织也可以获得相应的高拉伸特性，但是关于拉伸翻边性没有记载，而且由于是软性的铁素体组织和硬性的马氏体及贝氏体组织的混合组织，无法期待具有高度的拉伸翻边性。

另外，专利文献5中，作为共同提高强度和延展性的方法，公开有使钢中含有Cu、且使Cu成为原子群的状态以改善强度特性的方法。但是在此法中，和使用析出强化的手法相比无法得到满意的强度。另外在添加Cu原子的钢板里，虽然可以获得980MPa级的高强度，但是作为局部延展性指标的扩孔率(λ)仅止于22％的较高程度。

在专利文献6中，公开有将金属组织作成铁素体+贝氏体的复合组织，并组合了向其中添加Cu的改进的技术。但是此文献中，添加Cu的量少且达成的强度也低，另外，也不存在利用Cu的析出强化提高素材强度的技术思想。

在专利文献7中，公开有通过复合添加Cu和Ti，改善了翻边加工性和疲劳特性的热轧钢板，此技术中，活用固溶状态的Cu提高疲劳特性的作用。但是次文献也非得到强度和加工性同时能够满足的钢板。

为了使加工工序简略化及复杂形状的零部件加工成为可能，需要一种兼备拉伸及拉伸翻边性两种特性的负复合成形性优良的钢板。如果是强度低的软刚，提高这两种特性不是相当困难的事情。但是成为高强度钢板时，难以使其兼备拉伸翻边性(扩孔率：λ)和拉伸的两种特性。一方的特性优良则另一方的特性变得劣化。这被认为：主要是，拉伸特性和素材的金属组织有密切的关系，含有像多角铁素体样的软性组织时，虽然显示出高的拉伸性，但是拉伸翻边性的特性受到组织的均一性和包括析出物和杂质的大小及分布状态等的多重的影响的原因。

专利文献1：(日本)特开平6-172924号公报

专利文献2：(日本)特开平11-80890号公报

专利文献3：(日本)特开2000-290745号公报

专利文献4：(日本)特开2003-73775号公报

专利文献5：(日本)特开2003-73777号公报

专利文献6：(日本)特开2003-55737号公报

专利文献7：(日本)特开2001-200339号公报

发明内容

本发明是为解决上述情况而构成的，其目的在于提供一种复合成形性优良的高强度热轧钢板，解决如上述的目前的钢板中存在的为解决的问题，以抗拉强度计具有900MPa级的高强度，且通过强度一延展性平衡[抗拉强度(TS)×总拉伸率(EL)]和强度一拉伸翻边性平衡[抗拉强度(TS)×扩孔率(λ)]所表示。

为解决上述课题，本发明提供复合成形性优良的高强度热轧钢板，其特征为：

包含：C：0.02％以上、0.15％以下(化学成分以质量％表示，以下同)、

Si：0.2％以上、2.0％以下、

Mn：0.5％以上、2.5％以下、

AL：0.02％以上、0.15％以下、

Cu：1.0％以上、3.0％以下、

Ni：0.5％以上、3.0％以下、

以及Ti：0.03％以上、0.5％以下；

在纵截面的金属组织中，贝氏体铁素体和粒状贝氏体铁素体的和为85面积％以上。

在此，纵截面意味着轧制方向上平行的截面。

本发明的上述高强度热轧钢板的特征在于：作为显示其优良的复合成形性的指标，强度一拉伸翻边性平衡[抗拉强度(TS)×扩孔率(λ)：MPa·％]和强度一延展性平衡[抗拉强度(TS)×拉伸率(E1)：MPa·％]满足下列式的关系：

(TS×λ：MPa·％)≥146000—5.0×(TS×E1：MPa·％)

本发明的上述热轧钢板，作为其它的元素还含有从如下中选出的至少一种：

Cr：0.05％以上、1.0％以下、

Mo：0.05％以上、1.0％以下、

V：0.05％以上、0.5％以下、

Nb：0.005％以上、0.5％以下、

B:0.0010％以上、0.01％以下、

以及Ca：0.0010％以上、0.01％以下

由此，可进一步提高强度和成形性，这些也包含在本发明的技术性范围内。各元素的下限值被认为是使各元素的特性和效果发挥的最低必要的量。

另外，本发明中所说的高强度热轧钢板中的高强度的基准根据用途不同而发生改变，但是标准的为900MPa以上、优选为具有980MPa以上的抗拉强度的钢板。

根据本发明，可以提供一种强度和复合成形性优良的热轧钢板，其为拉伸及拉伸翻边性优良的高强度的热轧钢板，例如：板厚2mm左右、抗拉强度为900MPa级以上、拉伸率为15％以上且强度一延展性平衡(抗拉强度×总拉伸率)为14000MPa·％以上、以及扩孔率为70％以上且强度一拉伸翻边性平衡(抗拉强度×扩孔率)为70000MPa·％以上。因此，从成形性的观点来看，以往不太被适用的热轧钢板能够适用于汽车和各种产业机械等的各种各样的部品材料中，能够有助于部品材料的低成本化的同时，各种部品材料的板厚度的减低及更进一步提高汽车等的撞击安全性等等，能够大有助于汽车车体等的高性能化。

附图说明

图1是表示本发明的高强度热轧钢板的金属组织之一例的光学显微镜照片；

图2是表示在实验中得到的钢种的抗拉强度(Ts)×拉伸(EL)平衡和抗拉强度(Ts)×拉伸翻边性(λ)平衡的关系的图表；

图3是表示在实验中使用的钢板的卷取温度和抗拉强度的关系的图表。

具体实施方式

如上所述，本发明中，在特定钢材的化学成分的同时，将纵截面(L截面)的金属组织作为贝氏体铁素体或者前者和粒状贝氏体铁素体主体的组织，将其作为母相组织并使ε-Cu和Ti的炭窒化物在其中微细析出，由此提供满足高强度化的要求且优良的复合成形性，即使强度一延展性平衡和强度一拉伸翻边性平衡均得到改善的热轧钢板。以下就确定了化学成分及金属组织的理由作为主体进行详细的说明。

首先，确定钢材的化学成分的理由如下。

C：0.02％以上、0.15％以下

C是为确保强度所不可欠缺的元素，为了得到贝氏体铁素体组织也是不可欠缺的元素，为了确保抗拉强度在900MPa级以上，C的含量必须在0.02％以上。但是，当C过多时，微观组织中的第2相(珠光体和贝氏体等)生成并增加，扩孔性恶化，因此至多也应该控制在0.15％以下。C更加优选的含量为0.03％以上、0.10％以下。

Si：0.2％以上、2.0％以下

Si是使铁素体中的C的固溶限度扩大，为得到贝氏体铁素体组织而需要元素。即，适量的Si有提高从铁素体组织到贝氏体铁素体组织的体积率的作用。该组织具有高强度且难以发生由于局部变形而引起空隙等的出现，其有助于扩孔率(λ)和总拉伸率(EL)的提高。该贝氏体铁素体组织被认为是：比通常的贝氏体组织具有高的转置密度，但是对于变形能量而言，和贝氏体组织及微细的铁炭化物分散组织、或者珠光体组织不同、类似于铁素体组织。而且，为得到这样的贝氏体铁素体组织，Si含量有必要确保在0.2％以上。但是Si含量过多时，不但造成热轧钢板的表面性状的劣化，而且热变形抵抗加大而难以制造钢板，因此，至多也必须抑制在2.0％以下。Si更加优选的含量为0.5％以上、1.5％以下。

Mn：0.5％以上、2.5％以下

Mn是对钢的固溶强化有效的元素，为确保900MPa级以上的抗拉强度至少需要0.5％的添加量。但是，过多时使淬火性变得过高大量产生低温变态生成物，使扩孔率恶化，因此，至多也应该控制在2.5％以下。Mn更加优选的含量为0.7％以上、2.4％以下。

AL：0.02％以上、0.15％以下

AL在熔炼时作为脱氧剂添加，是对提高钢的纯度有用的元素。为使其的效果有效地发挥，0.02％以上的添加量是必要的。但是，当过多时，作为非金属类杂质源产生表面瑕疵的原因，因此将0.15％设为上限。更加优选的AL的含量为0.03％以上、0.1％以下。

Cu：1.0％以上、3.0％以下

Cu在本发明中是重要的元素之一，除作为固溶强化元素的作用之外，也是提高疲劳特性的重要的元素。并且，在线圈卷取后的冷却中作为ε-Cu微细地分散析出，有助于提高强度。另外，微细析出的ε-Cu对于强度一延展性平衡和强度一拉伸翻边性平衡的提高带来显著的影响。其中的原因虽然尚未充分弄清楚，但是被认为其中之一的原因是：用透射电子显微镜观察ε-Cu的析出物时，析出颗粒的大小为数nm～20nm左右，且转置因加工硬化而增殖，但通过该增殖转置断裂之前的富余量的扩大。

另外，扩孔率根据利用剪切加工导入的冲孔的扩孔试验评价，此时，利用铁炭化物般粗大的析出颗粒确保强度的材料中，冲初期孔时剪切面上产生许多微小裂纹，加工量小的状态下由于龟裂进展，使扩孔率(λ)止于低值。但是认为，ε-Cu粒子微细均一地分散析出时微小裂纹的产生被抑制，与这些相结合，可以达成高强度和优良的扩孔率。

无论哪种情况，为确保本发明意图的900MPa级以上的强度，添加Cu1.0％以上是必要的。母材强度随着提高Cu的添加量而增大，但是添加量过多时成为产生表面缺陷的原因，因此设3.0％为上限。Cu更加优选的添加量为1.0％以上、2.5％以下。

Ni：0.5％以上、3.0％以下

Ni是在防止由于上述Cu的添加而产生的热加工时的表面缺陷方面有用的元素，添加Cu时，对于Cu量而言理想的是添加等量～1/2的量。另外，Ni作为固溶强化元素也是有用的，同时也具有提高淬火性的作用。提高贝氏体铁素体组织和粒状贝氏体铁素体组织中的转置密度，也有助于高强度化。使这些Ni的作用有效地发挥，并且为确保上述复合组织钢900MPa级以上的抗拉强度，0.5％以上的添加量是必要的，但是这些效果在大约3.0％时饱和，因此再添加则成为经济上的浪费。Ni更加优选的添加量为0.5％以上、2.5％以下。

Ti：0.03％以上、0.5％以下

Ti通过热轧前的钢坯加热在钢中固溶、这固溶的Ti抑制在热轧完成后的急冷却时多边形铁素体的核的生成，促进转置密度高的粒状贝氏体铁素体组织和贝氏体铁素体组织的生成。要使这样的作用有效地发挥，含有Ti在0.03％以上是必要的，优选含有0.05％以上为佳。但是Ti的含量过多时热加工组织就此残留无法得到适当的金属组织，因此至多也应该抑制在0.5％以下。

另外，本发明中，被认为是：如追加详述的将金属组织作为贝氏体铁素体或者粒状贝氏体铁素体的主体，在这些组织中混合上述的微细的ε-Cu和Ti(或者其和Nb)的炭窒化物，和母体相容性好并混合析出，由此均衡地提高加工特性、即拉伸及拉伸翻边性的两特性。

关于本发明的钢材的必须的构成元素如上，余量的成分为实质性的铁和无法避免的杂质。作为无法避免的杂质，意味着允许作为铁矿石及碎铁的铁源、或者在制造过程中不可避免的混入的元素，例如P(磷)和S(硫黄)、O(氧)、N(氮)等的不可避免的杂质量的混入。为极力降低由于含有这些物质带来的障碍，抑制P为0.08以下、S为0.010％以下、O为0.003％以下、N为0.006％以下为佳。

在这些当中，P除了不使延展性劣化而发挥固溶强化效果以外，为了强度化添加少量的P也不会阻碍贝氏体铁素体组织的延展性(拉伸及扩孔性)。但是过多时使冲击特性和点焊性等显著劣化，至多为0.08％以下、更优选为抑制在0.05％以下为佳。并且S作为硫化物类杂质的生成源对扩孔性带来不好的影响，因此0.010％以下、更优选为应该抑制在0.005％以下。

另外，在本发明中使用的钢材中在上述的必须的元素的基础上，为到期望效果并进一步加以附加的特性，含有如下的选择的元素也是有效的。根据需要添加那些元素也包含在本发明的技术性范围内。

Mo、Cr：分别为0.05～1.0％

这些元素除作为固溶强化元素有效地发挥作用以外，也具有促进变态、促进粒状贝氏体铁素体组织和贝氏体铁素体组织的生成的作用。Mo，Cr的一方或者两方少量添加、优选为添加分别为0.05％以上，使这些作用有效地发挥，但是过多时，如马氏体和M/A变态生成物般对拉伸翻边性带来不好的影响的低温变态生成物容易大量产生，因此必须分别抑制在1.0％以下。

V：0.05～0.5％

V通过形成炭化物、窒化物或者炭窒化物而有助于钢板的高强度化。该效果在添加0.05％以上的V时有效地发挥。但是过多时除了对拉伸翻边性带来不好的影响以外，也容易大量的生成低温变态生成物，因此必须抑制在0.5％以下。

Nb：0.005～0.5％

Nb与上述的Ti同样地有通过热轧前的钢坯加热而在钢中固溶，且抑制在热轧完成后的急冷却时多边形铁素体的核的生成，促进转置密度高的粒状贝氏体铁素体组织和贝氏体铁素体组织的生成的作用。该效果通过添加0.005％以上而有效地发挥。但是，过多时热加工组织就此残留而无法得到适当的金属组织，因此至多也必须抑制在0.5％以下。

B：0.0010～0.01％

B是提高淬火性的元素，也是对促进粒状贝氏体铁素体组织和贝氏体铁素体组织的生成有效的元素。该效果在添加0.0010％以上时有效地发挥。但是，过多时作为有害的非金属类杂质源使扩孔性劣化，因此至多也应该抑制在0.01％以下。B的更加优选的上限量为0.005％以下。

Ca：0.0010～0.01％

Ca与钢中的S结合作为对拉伸翻边性无害的球状硫化物(CaS)固定，发挥抑制对扩孔性带来不好的影响的MnS的生成的作用。该效果在添加0.0010％以上时有效地发挥。但是，其效果在0.01％左右时饱和，因此再添加则成为经济上的浪费。

下面，就关于本发明的高强度热轧钢板的金属组织进行说明。

在本发明中，在满足上述成分组织的基础上，将纵截面(L截面)的主要金属组织是贝氏体铁素体组织或者其和粒状贝氏体铁素体组织作为必要的条件。

在此所说的粒状贝氏体铁素体组织和贝氏体铁素体组织，用光学显微镜和SEM观察时呈现针状(针状)，为判定明显不同，透过型电子显微镜观察的下部组织的鉴定是必要的。

贝氏体铁素体组织与多边形铁素体组织相比转置密度高而呈板条状。贝氏体组织具备有转置密度高的板条状组织的下部组织，相对于在板条边界处生成炭化物，贝氏体铁素体组织虽然具有板条组织但不生成理想的渗碳体，是和贝氏体组织不同的组织。另外，粒状贝氏体铁素体组织虽不具有板条状组织，但具有转置密度高的下部组织，这些是在组织内不具有渗碳体这一点上和贝氏体组织的明显不同。而且，和有转置密度极小的下部组织的多边形铁素体、或者具有细密的亚晶粒等的下部组织的准多边形铁素体组织都不同(参照日本铁钢协会基础研究会平成4年6月29日发行的“钢的贝氏体组织写真集—1”)。

而且，本发明的热轧钢板其主要的组织以是上述的粒状贝氏体铁素体组织和贝氏体铁素体组织为必须的组织，实质性的只有一方的组织也可，或者两者混合也可，但是无论何种情况，两者的和必须在全金属组织中的85％(面积率)以上，更优选为占90％以上。换而言之，15％以下、更优选为10％的范围里时，即使少量混有上述以外的组织，本发明的目的也完全可以实现。

上述金属组织的面积率是通过光学显微镜观察而决定的。首先，埋入与轧制方向平行的截面进行研磨后，经硝酸乙醇腐蚀，用奥林帕斯公司制的光学显微镜“PMG—II型号”以400倍的倍率对从钢板的表面到相当于厚t的1/4(即t/4)部分的组织进行镜检。此时，将视角内用横竖各20条的格子进行分割，决定每个格子点由哪个相占据，对每种试料测定5视角，求取总格子点数：2000点的各相的占有点数的比作为面积率。

图1为显示组织照片之一例的光学显微镜照片，该钢种主相组织为贝氏体铁素体，其中一部分如以椭圆形标记圈出所示为来自粒状贝氏体铁素体组织。另外，为慎重起见而附加说明时，在组织分率的测定中使用的显微镜和拍摄组织照片的显微镜不同。

即，在本发明中，将C的含量控制在少量内，在钢中使具有板条状组织且不生成炭化物的转移密度高的贝氏体铁素体单层组织生成，或者成为没有炭化物析出的粒状贝氏体铁素体和贝氏体铁素体的2层组织，从而能够确保高的拉伸性和高的扩孔率。而且，关于强度，添加的合金元素的固溶强化、和特别是对于添加Cu的贝氏体铁素体中的作为ε-Cu的微细析出强化、再加上添加合金元素的淬火性的提高效果和因其使贝氏体铁素体转置密度的提高等相结合，可实现高强度。

无论哪种情况，在本发明中，根据上述方法观察到的纵截面的金属组织为贝氏体铁素体或者其和粒状贝氏体铁素体主体的组织是必要的条件，在其以外的组织中，不能得到满足以下详述的本发明中意图上的级别的强度一拉伸翻边性平衡[抗拉强度(TS)×扩孔率(λ)：MPa·％]和强度一延展性平衡[抗拉强度(TS)×拉伸率(E1)：MPa·％]。

(强度—加工性平衡)

本发明的高强度热轧钢板，由于满足上述的成分组成并且确保上述截面金属组织，从而在具有高级别的强度—加工性平衡方面具有特点，作为该平衡的相互的关系，强度一拉伸翻边性平衡[抗拉强度(TS)×扩孔率(λ)]和强度一延展性平衡[抗拉强度(TS)×总拉伸率(E1)]被确认满足下列式(I)的关系：

(TS×λ：MPa·％)≥146000-5.0×(TS×E1：MPa·％)……(I)

热轧钢板的扩孔率(λ)是反映组织的均一性的特性值，在提高该特性方面最为优选单一组织的材料。另一方面，总伸长率的特性是反映存在于材料组织内的软质相的比例的特性，对获得高强度时硬质相是有效的，为获得高强度且高延展性，硬质相和软质相的混合组织是有效的。此时的组织，从均一性这一观点来看，作为不均一的组织且扩孔率(λ)降低。另外，详细讨论热轧钢板的金属组织时，对强度和延展性、拉伸翻边性而言，析出物的大小和形态、分布状况、颗粒间的距离等造成影响，但是在延展性(总拉伸率：E1)和属于局部延展性的拉伸翻边性(扩孔率：λ)之间成反比的关系。

对抗拉强度为900MPa级以上的高强度钢板讨论该关系时，满足上述的式(I)的关系时，确认为高强的且强度一延展性平衡和强度一拉伸翻边性平衡均优良的组织。并且图2是从包括后面所述的实施例的许多试验数据中整理显示(TS×E1)和(TS×λ)的关系的图表。满足在本发明中所规定的前面所记的成分组成和金属组织的必须条件的发明的钢，和不满足那些规定的必须条件的对比的钢，以前面所记式(I)为界限被明确的区别开。

下面，对用于得到满足前面所记载的金属组织的必须条件的热轧钢板的制造条件进行说明。

本发明的热轧钢板是在熔炼满足上述的成分组成的必须条件的钢材之后，通过铸造作成钢坯，通过采用一般方法进行加热、热轧、卷取得到的热轧钢板。但是在其间，加热温度、热轧的精加工温度和其后的冷却方式、卷取条件、线圈卷取后的冷却条件等在控制金属组织方面是重要的，因此，下面以那些为主体对制造条件进行说明。

(加热温度)

热轧前的钢坯的加热温度需要设在1150℃以上。该温度是在奥氏体中TiC和NbC开始固溶的温度，是为了通过加热到此温度以上使添加的Ti或者其和根据必要添加的Nb在钢中固溶。而且，在钢中固溶的Ti及Nb和固溶C在热轧完成后的急冷却时抑制多边形铁素体的生成，并促进转置密度高的粒状贝氏体铁素体组织和贝氏体铁素体组织的生成，使所期望得到的抗拉强度、和拉伸及拉伸翻边特性的兼备成为可能。

(热轧精加工温度)

在热轧时，只要进行通常的热轧即可，而没有特别的制约，但是需要将热轧精加工温度设在奥氏体单相域的Ar₃的变态点以上的温度。在热轧终了温度未满Ar₃的变态点时，结果是精轧在铁素体和奥氏体的2相组织中结束，因此加工的铁素体残留，不能得到充分的延展性及扩孔性。并且，在表面部上生成粗大的颗粒组织且拉伸性也降低。而且，在热轧中固溶Ti和固溶Nb作为炭窒化物析出而无法得到所期望的组织。其结果为所期望的强度、拉伸特性无法得到。但是，精加工温度过高时容易生成多边形铁素体组织，因此必须注意再高也不能超过“Ar₃+100℃”。

(热轧后的冷却速度和冷却方式)

热轧完成后的冷却需要以20℃/sec以上的平均冷却速度进行。低于此冷却速度时，不能抑制转置密度低的多边形铁素体的变态，而难以确保本发明中所规定的粒状贝氏体铁素体组织和贝氏体铁素体组织的面积率。

另外，作为冷却方式，理想的是在冷却过程中经过短时间的空气冷却过程的分级冷却。其理由为因为一口气冷却自热轧精加工温度到卷取温度的温度域时，钢中的Ti和Nb的炭窒化物的析出时间有不足的倾向，变得难以得到所期望的强度。此时的空气冷却温度以在720℃以下、620℃以上之间为佳。因为冷却温度超过720℃时，Ti和Nb的炭窒化物的析出慢因此导致析出量不足，空气冷却温度未满620℃时，炭窒化物的析出速度慢因此产生空气冷却时间变长的必要，损坏生产性。从这样的观点来看，更优选的空气冷却温度为650℃到700℃的范围内。

对于空气冷却时间而言，为确保Ti(以及Nb)炭窒化物的析出必须为0.2秒左右，但是一味的延长空气冷却时间会使线变长、或通过板时的速度变慢等、在设备性生产性方面也不利，因此至多也要抑制在10秒以下为佳。

(卷取条件)

卷取温度设在400～600℃的范围内为佳。其理由为，将钢板截面组织的主体设为贝氏体铁素体单相组织、或者粒状贝氏体铁素体组织和贝氏体铁素体组织的2相组织，为了在其后的冷却时使固溶Cu作为ε-Cu微细析出、得到所期望的强度的同时，确保目标水平的总拉伸率和拉伸翻边性。卷取温度为未满400℃的低温时，混入贝氏体组织降低拉伸率。并且ε-Cu的析出量不足、难以得到所期望的强度和其它的特性。为了得到更加优良的强度—延展性平衡，设为450℃以上为佳。

另一方面，卷取温度超过600℃时，成为密度低的多边形铁素体组织，从而强度降低。另外，在冷却中的空气冷却处理工序中使微细析出的Ti(Nb)炭窒化物粗大化，并且拉伸翻边性也降低。因此，卷取温度在400～600℃的范围内，更优选在450～550℃的范围内为佳。

(线圈卷取后的冷却条件)

卷取线圈的冷却速度为了防止钢中不可避免含有的P的对于铁素体颗粒界的偏析，将卷取温度到300℃之间的平均冷却速度设在50℃/hr以上为佳。此冷却速度减慢时，引起在冷却中对于铁素体颗粒界的P的偏析，利用冲击试验求出的断口转变临界温度(vTrs)变高，不能得到得以满足的扩孔率(λ)。

用于得到上述的冷却速度的方法没有特别的限制，但是例举有使用鼓风机吹风冷却卷取线圈的方法、吹风加上喷雾(吹风+喷雾)的冷却法、使用喷水喷嘴的喷水冷却法、还有将卷取线圈浸渍在水槽中冷却的浸渍冷却法等。

本发明如上那样构成，能够提供一种热轧钢板，其特点为：特定使用钢材的成分组成，特别是在钢的基本元素C、Si、Mn之上添加作为必要成分的适量的Cu、Ti、Ni，同时将金属组织设为贝氏体铁素体或者其和粒状贝氏体铁素体主体的组织，具有900MPa级异常的高强度同时具有拉伸和拉伸翻边性均良好、卓越的成形加工性。

下面，例举实施例对本发明的构成及作用效果进行更加具体的说明，但是本发明根本不受下列实施例的限制，在能够符合前、后所述的宗旨的范围里适当地加以变化也可以实施，这些全部都包含在本发明的技术性范围内。

实施例1

将表1所示的化学组成的钢坯以1250℃的加热温度保持30分钟后，利用通常的热轧，做成精加工温度为910～950℃、厚3mm的热轧板。其后，进行冷却速度为50℃/秒的喷水冷却，冷却过程中中断喷水冷却测定温度以后进行规定时间的空气冷却，继而在以和上述相同的条件进行喷水冷却后，使用电加热炉以400～600℃的卷取温度持续30分钟。其后，从电炉中取出热轧材料，改变冷却速度冷却至室温，从而制造热轧钢板。

对于得到的热轧钢板，利用JIS5号试验片，进行轧制方向上的平行方向的抗拉试验、扩孔试验以及组织观察。并且，试验片经研削所得热轧钢板的两面、对厚2.0mm的试验片进行机械加工之后供给试验。另外扩孔试验以日本铁钢联盟规格JFS T1001-1996“扩孔试验方法”为基准依据，用顶角为60°的圆锥形穿孔机扩张初期孔径为10mm(直径)的冲孔，测定裂缝贯穿钢板板厚的时刻的孔径，根据下列式求出扩孔率(λ)。

扩孔率(λ)＝[(d-d₀)/d₀]×100(％) (d₀＝10mm)

结果在表2、3以及图2、3中显示。需要加以说明的是，使用的钢材的Ar₃的变态点根据下式计算得出。

Ar₃＝910-203√[％C]+44.5[％Si]-20[％Mn]-20[％Cu]-15.2[％Ni]-400[％Ti]

式中，[元素]为各元素的含量(mass％)。

(表1)化学组成(msaa％)

钢种	C	Si	Mn	P	S	Al	Cu	Ni	Ti	Ar₃相变点	参考
												A	0.05	0.94	1.36	0.008	0.005	0.035	0.03	0.02	0.153	926	比较材
B	0.04	1.06	1.45	0.008	0.005	0.041	1.47	0.78	0.149	906	发明钢
												C	0.05	0.96	1.37	0.007	0.005	0.037	0.99	0.52	0.147	911	发明钢
D	0.05	1.00	1.36	0.008	0.005	0.038	2.00	1.01	0.154	888	发明钢

(表2)

(表3)

根据表1～3以及图2、3可以如下考虑。

这些钢种全部的结束温度、冷却速度、卷取温度都适当并且采用本发明中推奖的分级冷却法，因此，除条件No.10以外，满足本发明中规定的金属组织的必要条件。另外，钢种B～D是满足本发明中规定的成分组成的必要条件的钢材，钢种A是没有主动添加Cu和Ni、这些的含量不足的比较钢。

比较这些钢种的物理特性，可以得知：成分组成满足规定的必要条件的本发明钢B～D全部具有900MPa级以上的抗拉强度(TS)，同时拉伸性(E1)和拉伸翻边性(λ)也良好，(TS×E1)及(TS×λ)的任何一值也高，具有优良的复合性形成。与此相对由于钢种A中Cu、Ni的含量不足(没有主动添加)，无法得到ε-Cu的微细析出的析出强化及强度—拉伸平衡和强度一拉伸翻边性平衡的改善效果，另外Ni固溶强化和淬火性提高效果也没发挥，因此无论制造条件如何都达不到抗拉强度为900MPa级，并且与本发明钢相比(TS×E1)及(TS×λ)的一方或者两方低劣。

另外，由图2也表明：满足本发明规定的必要条件的钢种B～D，在(TS×E1)和(TS×λ)的关系中，以上述的式(I)为界，全部图示在右上侧，与(TS×E1)和(TS×λ)均优良的钢种相比，欠缺规定的必要条件的钢种A以相同的式(I)为界全部图示在左下侧，(TS×E1)和(TS×λ)可以兼备。

图2是从上述表1～3的数据中，整理并显示抗拉强度和卷取温度的关系的表，但是可以得知：无论卷取温度如何，本发明钢(钢种B～D)和比较钢(钢种A)相比，具有非常优良的抗拉强度。被认为：

这些特性也很大依存于在钢中存在的特别是ε-Cu和Ni的微细析出。

实施例2

下面所记载的表4中显示熔炼铸造化学组成的钢得到的钢坯以1250℃的加热温度持续30分钟以后，利用通常的热轧制成精加工温度为910～950℃、厚3mm的热轧钢板。其后，以速度30～100℃/秒冷却，途中中断冷却后，进行规定时间的空冷却后的钢板(分级冷却材料)继而进行喷水冷却冷却至规定温度后，用电加热炉以300～650℃的卷取温度进行持续30分钟的卷取处理。其后，从电炉中取出钢板，之后的冷却速度种种变更冷却至室温，制成热轧钢板。表5中表示制造条件。

对得到的热轧钢板与上述同样地进行根据JIS5号的抗拉试验、扩孔试验以及光学显微镜观察。结果如表6所示。

(表4)化学组成(mass％)

钢种	c	Si	Mn	P	S	Ai	Cu	Ni	Ti	其他	Ar₃相变点(℃)	备注
													1	0.05	0.96	1.37	0.007	0.005	0.037	1.02	0.52	0.147		897	发明例
2	0.05	1.00	1.36	0.008	0.005	0.038	1.50	1.01	0.154		885	发明例
													3	0.03	1.50	1.80	0.010	0.002	0.045	1.00	0.73	0.120		904	发明例
4	0.08	1.02	1.51	0.009	0.003	0.035	2.00	1.35	0.348		931	发明例
													5	0.04	0.51	1.92	0.010	0.004	0.035	1.50	1.08	0.180	Nb:0.035.Mo:0.5	860	发明例
6	0.06	1.80	1.11	0.015	0.006	0.052	2.00	1.52	0.240	Cr:0.5	934	发明例
													7	0.05	0.92	1.40	0.008	0.003	0.048	1.50	0.82	0.160	V:0.3	885	发明例
8	0.04	1.10	2.23	0.013	0.002	0.048	1.75	1.03	0.180	Cr:0.3.Mo:0.2	873	发明例
													9	0.07	1.01	0.79	0.011	0.007	0.054	2.50	1.50	0.304	Ca:0.0030	926	发明例
10	0.10	0.35	2.40	0.015	0.003	0.035	2.00	1.00	0.400	B:0.0027	894	发明例
													11	0.20	1.04	1.32	0.009	0.002	0.052	1.10	0.50	0.150		856	比较例
12	0.05	0.02	1.61	0.008	0.004	0.048	1.03	0.53	0.130		841	比较例
													13	0.04	1.00	3.00	0.007	0.003	0.052	1.50	0.75	0.140		839	比较例
14	0.05	1.01	1.38	0.009	0.006	0.042	3.50	2.00	0.160		832	比较例
													15	0.05	0.99	1.33	0.014	0.005	0.033	0.50	0.50	0.163		916	比较例

(表5)

(表6)

根据表4～6，可以如下考虑。

钢种1～10是满足在本发明中规定的成分组成的必要条件的发明钢，钢种1～15是欠缺在本发明中规定的成分组成的必要条件之一的比较钢。另外，在表5、6中，条件No.23、24、27、33、44、47，钢种虽然满足本发明规定的必要条件，但是不符合制造条件的其一，因此是不满足本发明规定的必要条件的比较材料。

从这些表中表明：在使用成分组成不符合规定的必要条件的钢种11～15(即条件No.51～56)中，制造条件不符合且金属组织不满足规定的必要条件的条件No.51自不必多说，即使制造条件符合且金属组织满足规定的必要条件，或者抗拉强度也达不到900MPa级，或者(TS×E1)和(TS×λ)的一方或者双方也达不到目标水平。

另外，即使钢材的化学成分满足规定的必要条件的钢种1～10，制造条件不符合且金属组织不满足规定的必要条件的条件No.23、24、27、33、44、47中，与制造条件符合且金属组织满足规定的必要条件的其它的条件No.的钢种相比，抗拉强度、(TS×E1)、(TS×λ)的一者以上明显低劣。

Claims

1.一种热轧钢板，其特征为：

以质量％计含有C：0.02％以上但在0.15％以下、Si：0.2％以上但在2.0％以下、Mn：0.5％以上但在2.5％以下、Al：0.02％以上但在0.15％以下、Cu：1.0％以上但在3.0％以下、Ni：0.5％以上但在3.0％以下以及Ti：0.03％以上但在0.5％以下，还含有从B：0.0010％以上但在0.01％以下以及Ca：0.0010％以上但在0.01％以下中选出的至少一种，

该热轧钢板的组织是在纵截面的金属组织中，贝氏体铁素体和粒状贝氏体铁素体的和为85面积％以上的组织，

并且，强度一拉伸翻边性平衡即抗拉强度TS×扩孔率λ∶MPa·％和强度一延展性平衡即抗拉强度TS×拉伸率El∶MPa·％满足下式的关系：

(TS×λ∶MPa·％)≥146000-5.0×(TS×El∶MPa·％)，

并且，具有900MPa以上的抗拉强度。

2.如权利要求1所述的热轧钢板，其特征为：以质量％计还含有从Cr：0.05％以上但在1.0％以下、Mo：0.05％以上但在1.0％以下、V：0.05％以上但在0.5％以下以及Nb：0.005％以上但在0.5％以下中选出的至少一种。