CN102333899B

CN102333899B - 冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板、热浸镀锌钢板及它们的制造方法

Info

Publication number: CN102333899B
Application number: CN200980157539.5A
Authority: CN
Inventors: 丸山直纪; 吉永直树; 东昌史; 佐久间康治; 伊丹淳
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-05-11
Filing date: 2009-09-30
Publication date: 2014-03-05
Anticipated expiration: 2029-09-30
Also published as: CN102333899A; JP4917186B2; BRPI0924410B1; WO2010131303A1; JPWO2010131303A1

Abstract

本发明提供一种热轧钢板，其以质量％计含有C：0.025～0.15％、Si：0.01～1.0％以下、Mn：1.0～2.5％、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Al：0.5％以下、Ti：0.04～0.10％及N：0.007％以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质，Mn/Ti比为15以上，不添加Nb，铁素体的体积率为30％以上，剩余部分包括珠光体和贝氏体中的1种或2种，晶粒的当量椭圆的平均纵横尺寸比为5以下，铁素体晶界面上的粒径为20nm以上的Ti系碳化物的平均分布密度为10个/μm以下，冲裁断裂面的脆性断口率低于20％，最大抗拉强度为590MPa以上。

Description

冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板、热浸镀锌钢板及它们的制造方法

技术领域

本发明涉及即使在严格的加工条件下进行冲裁加工时，也能防止冲裁端面上的带有凹凸的损伤，而且母材及冲裁加工部的疲劳特性优良的、抗拉强度为590MPa以上的热轧钢板、镀覆钢板以及它们的制造方法。本钢板适合作为汽车或卡车的车架或构件、底盘等的原材料。

本申请基于2009年5月11日提出的日本专利申请特愿2009-114633号并主张其优先权，这里引用其内容。

背景技术

从抑制CO₂排放量的角度考虑，汽车或卡车的轻量化的研究正在进行，高强度钢板在构件上的应用在急速发展。另一方面，如果使材料高强度化，则在冲裁断口发生带有凹凸的缺陷，有时发生以该部分为破坏起点的疲劳特性的劣化。特别是在汽车或卡车的行走部件或框架部件中，强烈要求确立能够确保冲裁部的良好的疲劳特性的技术。

作为克服上述问题的方法，在专利文献1、2中公开了通过形成含有铁素体和马氏体的DP组织而提高疲劳特性的技术。在这些技术中，其特征在于，以特定量添加Si等铁素体形成元素，但如果Si含量高，则母材/氧化皮界面的粗糙度增大，有时使疲劳特性劣化。另外，在对热轧钢板实施镀锌的情况下，有因表面的Si浓化层而使镀层的附着力降低的问题。再者，在这些技术中，其特征在于，通过在热轧后的冷却的途中设置空冷过程来形成铁素体。可是，由于难以在热轧卷材整个长度上使空冷条件均匀，因此存在在卷材的纵向上组织及材质的偏差较大的课题(课题1)。

在专利文献3中，提出了通过形成铁素体和贝氏体的复合组织，且抑制贝氏体的板带化，得到缺口疲劳强度高的热轧钢板的方法。但是，需要在热轧后的冷却途中进行空冷保持，有在卷材总长不能使材质稳定的问题(课题1)。

在专利文献4～7中，对于添加了Ti、Nb或V等碳化物形成元素的钢板，提出了提高冲裁加工部的裂纹特性或疲劳特性的方法。但是，在专利文献4～7所示的方法中，在实际部件的余隙状况下，有时在冲裁端面发生裂纹(课题2)；或有时因含有高Si而使母材/氧化皮界面的粗糙度增大，从而使疲劳特性劣化(课题3)。再者，在对热轧钢板实施镀锌的情况下，有因表面的Si浓化层而不能附着镀层的问题(课题4)。

在专利文献8～10中，对于添加了Ti、Nb或V等碳化物形成元素的钢板，提出了通过活用B而提高冲裁加工部的裂纹特性或疲劳特性的方法。但是，在专利文献8～10的方法中，尽管可以看到裂纹受到抑制的倾向但效果并不充分。因此，如果用能在实际部件成形加工生产线中使用的磨损的冲头或剪切机冲裁，则在端面发生裂纹或大的凹凸，有冲裁部的疲劳特性劣化的课题(课题5)。

在专利文献11中，提出了通过以铁素体和贝氏体作为主要组织，控制铁素体中的析出物的粒径和分率、及贝氏体的形态，从而得到延伸特性、拉伸凸缘特性、疲劳特性优良的高强度热轧钢板的方法。但是，在该方法中，如果用磨损的冲头或剪切机冲裁，则有时在端面发生裂纹或大的凹凸(课题5)。另外，还需要在热轧后的冷却的途中设置空冷保持，因此生产率存在课题。

在专利文献12中，对于添加了Ti、Nb、V等碳化物形成元素的钢板，提出了降低连续铸造工序中的表面缺陷或提高生产率的方法。但是，在该方法中，由于热轧条件没有优化，因此如果用磨损的冲头或剪切机冲裁，则有在端面发生裂纹或大的凹凸，从而冲裁部的疲劳特性劣化的课题(课题5)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平11-158547号公报

专利文献2：日本特开2007-321201号公报

专利文献3：日本特开平05-179346号公报

专利文献4：日本特开2002-161340号公报

专利文献5：日本特开2002-317246号公报

专利文献6：日本特开2003-342684号公报

专利文献7：日本特开2004-250749号公报

专利文献8：日本特开2004-315857号公报

专利文献9：日本特开2005-298924号公报

专利文献10：日本特开2008-266726号公报

专利文献11：日本特开2007-9322号公报

专利文献12：日本特开2007-138238号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明是鉴于上述课题1～5而完成的，其目的在于提供热轧钢板、热浸镀锌钢板以及它们的制造方法，所述钢板即使在余隙严格、采用磨损的剪切机或冲头的严酷的加工条件下进行冲裁加工时，也能够防止冲裁端面上的带有凹凸的损伤，母材及冲裁加工部的疲劳特性优良，而且在热轧后的冷却的途中不设空冷保持也能够在卷材的纵向无材质偏差地、高生产率地进行制造，另外在热轧钢板的镀覆后无镀层剥离，抗拉强度达到590MPa以上。

用于解决课题的手段

本发明人为了解决上述课题而进行了研究，结果发现：通过不含有Nb而适当含有Ti，并使Mn/Ti比、组织分率、晶粒形态、Ti系碳化物的分布和尺寸、及织构优化，即使在余隙或采用磨损的剪切机或冲头的严酷的冲裁加工条件下，也能够高生产率地制造具有优良的疲劳特性的热轧钢板及镀锌钢板。本发明是基于所述见解而完成的，其要旨如下。

本发明涉及一种冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板，其具有的成分组成是：以质量％计含有C：0.025～0.15％、Si：1.0％以下、Mn：1.0～2.5％、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Al：0.5％以下、Ti：0.04～0.10％及N：0.007％以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；Mn/Ti比为15以上，不添加Nb，铁素体的体积率为30％以上，剩余部分包括珠光体和贝氏体中的1种或2种，晶粒的当量椭圆的平均纵横尺寸比为5以下，晶界面上的20nm以上的Ti系碳化物的平均分布密度为10个/μm以下，冲裁断裂面的脆性断口率低于20％，最大抗拉强度为590MPa以上。

在本发明的冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板中，板厚也可以为5～10mm。

也可以进一步含有0.0003～0.005质量％的B。

也可以进一步合计含有0.002～0.08质量％的Zr、V中的一方或双方。

也可以进一步合计含有0.02～2.0质量％的选自Cr、Cu、Ni、Mo、W之中的1种或2种以上。

也可以进一步合计含有0.0003～0.01质量％的选自Ca、Mg、La、Ce之中的1种或2种以上。

本发明涉及一种冲裁加工性和疲劳特性优良的热浸镀锌钢板，其具有所述的本发明的热轧钢板和设在所述热轧钢板的表面上的镀层或合金化镀层。

本发明涉及一种冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板的制造方法，其具有以下工序：在加热到1100～1300℃后，在以1000℃以上的温度结束的条件下对含有所述的本发明的热轧钢板的成分组成的钢坯进行粗轧而形成粗棒的工序；在最终3段轧制的累积压下率为25％以上、最终轧制温度Tf满足式(1)的条件下对所述粗棒进行精轧，从而形成轧制材的工序；在所述精轧结束后，对所述轧制材进行1～5秒的空冷，接着以8℃/s以上的最低冷却速度冷却到700℃以下，从而形成热轧钢板的工序；以及在540～650℃的范围内对所述热轧钢板进行卷取的工序。

Tf＞840+800×[％Ti] (1)

在本发明的冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板的制造方法中，从所述粗轧结束到所述精轧开始的时间也可以为45秒以上。

也可以在所述精轧后，还具有对所述轧制材或所述热轧钢板在Ac3温度以下进行退火的工序。

本发明涉及一种冲裁加工性和疲劳特性优良的热浸镀锌钢板的制造方法，其具有以下工序：利用所述的本发明的热轧钢板的制造方法制造热轧钢板的工序；对所述热轧钢板进行酸洗后，在Ac3温度以下进行加热的工序；以及接着浸渍在镀锌液中而对钢板表面进行镀锌的工序。

在本发明的冲裁加工性和疲劳特性优良的热浸镀锌钢板的制造方法中，也可以进一步具有对所述热浸镀锌钢板进行锌镀层合金化处理的工序。

发明的效果

根据本发明，可廉价地提供抗拉强度在590MPa以上，冲裁加工部的端面损伤少、母材及冲裁加工部的疲劳特性优良的热轧钢板和镀锌钢板，对产业上的贡献是非常显著的。特别是，即使在余隙严格、且用磨损的冲头或剪切机冲裁这样的严酷的条件下冲裁开孔时，冲裁加工部的端面损伤也少、且可得到优良的疲劳特性。再者，本发明的钢板具有优良的涂装耐蚀性，因此能够降低汽车或卡车的行走部件或框架部件的板厚，对于车体的轻量化等能够做出较大的贡献。另外，由于不在热轧后的冷却途中进行空冷保持，因此能够抑制卷材长度方向上的组织及材质的偏差的发生，从而能够稳定地制造高品质的钢板。

这样，本发明具有非常显著的效果。

附图说明

图1是表示热轧钢板的冲裁断裂面的脆性断口率与晶粒平均纵横尺寸比及析出Ti量之间的关系(C量：0.08％、卷取温度：600℃时)的图示。

图2是表示热轧钢板的冲裁断裂面的脆性断口率与Mn含量及Ti含量之间的关系(C量：0.08％、卷取温度：600℃时)的图示。

具体实施方式

发明人首先开始对采用冲头或剪切机冲裁时产生的冲裁断裂面的损伤形成原因进行了调查。其结果是，冲裁断裂面有延性断口和脆性断口两种形态，在出现脆性断口的情况下，可知为在断口产生大的凹凸或微小裂纹。另外还弄清了凹凸越大，以冲裁部为起点的疲劳破坏越容易发生。

其次，发明人详细观察了脆性断口，调查了产生脆性破坏的组织要因。结果发现：作为对冲裁断裂面的脆性断口率施加影响的个别因素，有(a)晶粒的形态、(b)晶界上的TiC等合金碳化物的量和尺寸、及(c)钢板的织构，另外还发现：通过使这些因素全部在适当范围内，即使在严酷的加工条件下也没有在断裂面出现脆性断口。

例如，如图1所示，晶粒向轧制方向的伸长度和析出的TiC量与脆性断口的发生程度具有密切的相关关系。对于其原因还不清楚，但晶粒越延长，冲裁加工时的变形集中在晶界越局域化。再者，如果在该晶界上析出大量且粗大的合金碳化物，则促进加工时的空隙的发生。由以上推测，是因为沿着晶界容易产生剥离破坏，从而形成脆性的断口。

接着，发明人对可以得到抗拉强度达到590MPa以上、而且能够在热轧后的冷却中不进行途中空冷的制造条件下进行制造的、且在可进行镀锌的Si含量中不易引起冲裁断裂面的脆性破坏的钢板的成分条件进行了探索。

结果发现：通过不含有Nb并适当量地含有Ti，进而如图2所示那样使Mn/Ti比优化，便可得到所希望的特性，以至完成了本发明。

以下，对本发明进行详细说明。

首先，对成分的限定理由进行说明。成分含量为质量％。

C作为使碳化物析出、并且控制显微组织的元素是必要的。如果低于0.025％，则难以得到590MPa以上的抗拉强度。如果超过0.15％，则冲裁断口的凹凸增大，疲劳特性降低。因此，将C含量规定为0.025～0.15％。从焊接性的角度考虑，更优选的上限为0.12％。

Si具有提高原材料的疲劳特性的作用。可是，如果含有超过1.0％，则母材/氧化皮界面的凹凸增大，使疲劳特性降低，同时在黑皮钢板(附着氧化皮)时观察到起因于红色氧化皮的涂装耐蚀性降低。因此，将Si含量规定为1.0％以下。

另一方面，在进行镀锌时，如果含有超过0.6％，则有时镀层附着力降低，因此0.6％以下是优选的范围。从疲劳及镀层附着力的角度考虑，更优选的范围为0.1％以下。如果Si含量低于0.01％，则焊接部的形状劣化，焊接部的疲劳特性降低。因此，Si量的下限优选为0.01％。

Mn具有通过控制相变来控制显微组织的分率和伴随着相变产生的合金碳化物的析出的作用。如果低于1.0％，则不能充分确保冲裁加工性。另一方面，如果超过2.5％，则Mn的显微偏析变得显著，产生起因于偏析的冲裁加工部的裂纹。因此，将Mn含量规定为1.0～2.5％。Mn含量的更优选的上限为2.0％。

P作为固溶强化元素发挥作用，能够用于调整钢板强度。但是，因为向晶界偏析而引起冲裁加工时的晶界裂纹，所以将其上限规定为0.02％。P的下限没有限定，但通常含有0.001％以上。

S如果以MnS等硫化物的形式析出，则诱发冲裁断口的脆性破坏，因此优选尽量降低。可是，由于容许达到0.005％，因此将上限规定为0.005％。S量的下限没有限定，但通常含有0.0003％以上。

Al作为促进形成铁素体的元素而添加。但是，如果超过0.5％，则γ→α相变温度增加，伴随γ→α相变而形成的TiC等合金碳化物的尺寸增大，促进冲裁断裂面的脆性破坏。因此，将上限限定在0.5％。0.1％以下为更优选的范围。

此外，Al作为脱氧元素，对于提高钢的纯净度是有效的元素。为了得到该效果，优选含有0.003％以上。

Ti在本发明中是重要的元素，主要通过以TiC的形式分散在钢中而调整钢板的强度。但是，如果Ti含量低于0.04％，则难以得到590MPa以上的抗拉强度。另外，如果超过0.10％，则冲裁断裂面的脆性断口率增加，容易产生以冲裁部为起点的疲劳破坏。因此，将Ti含量规定为0.04～0.10％。更优选的上限为0.08％以下，在这种情况下，即便是更严格的冲裁条件，也能够得到良好的疲劳特性。

N与Ti结合而形成TiN。如果超过0.007％，则使冲裁加工性降低，同时使有助于钢的强化的TiC等微细的合金碳化物的形成量减少。因此，将N含量规定为0.007％以下。更优选的上限为0.004％以下。下限没有特别的限定，但通常含有0.001％以上。

在本发明中，不添加Nb。Nb作为精轧中的γ的再结晶的抑制元素而为人所知，但如果在本发明中的其它元素的含有范围内含有Nb，则钢板的晶粒的扁平化得以进展。再者，使晶界上析出的合金碳化物的尺寸和量增大。因此，使冲裁断裂面的脆性断口率显著提高。因此，优选不含Nb，但将可作为不可避免的杂质而含有的0.003％作为上限。

Mn/Ti比在本发明中是重要的成分参数。在本发明中，如后所述，为了减小冲裁断裂面的脆性断口率，将存在于铁素体晶界的TiC调整到低于20nm。通常，在铁素体相变时TiC开始析出，因此如果在高温下产生铁素体相变，则析出粗大的TiC。因此，为了通过抑制TiC的生长而使存在于铁素体晶界的TiC的粒径低于20nm，有必要在为抑制晶粒生长而尽量低的温度下促进TiC向铁素体晶界的析出。

如果Mn含量增高，则铁素体相变温度降低。因此，能够减小在铁素体晶界析出的TiC的粒径。因此，为了抑制铁素体相变，有必要提高Mn含量。再者，为了确保强度同时抑制TiC的生成，有必要调整Ti的浓度。因此，在Mn/Ti比中有必要设定下限值。

如果Mn/Ti比低于15，则在热轧后的冷却时，开始在高温下形成铁素体，因此与铁素体的形成同时析出的TiC变得粗大而形成在晶界上。因此，冲裁加工部的脆性断口率增大，冲裁部的疲劳特性降低。因此，将Mn/Ti比规定为15以上。

为了使冲裁端面的脆性断口率在5％以下，Mn/Ti比优选为15以上。再者，为了使冲裁端面的脆性断口率在3％以下，Mn/Ti比在18以上是更优选的条件。

再者，作为选择成分，也可以根据需要含有B、Zr、V、Cr、Cu、Ni、Mo、W、Ca、Mg、La、Ce中的1种或2种以上。

B能够用于抑制γ→α相变，调整金属组织。在低于0.0003％时，有时不能充分得到其效果。另外，如果超过0.005％，则加工性劣化。因此，将B含量规定为0.0003～0.005％。

Zr、V与Ti一同形成合金碳化物，因此能够用于钢板的强度调整。在一方或双方的合计含量低于0.002％时，有时不能充分得到其效果。另外，如果超过0.08％，则冲裁部的疲劳特性降低。因此，将Zr、V的一方的含量或双方的合计含量规定为0.002～0.08％，其量优选为0.03％以下。

Cr、Cu、Ni、Mo、W是对钢板的强度调整有用的固溶强化元素，能够合计含有0.02％以上的Cr、Cu、Ni、Mo、W中的1种或2种以上。另一方面，如果含量合计超过2.0％，则有时表面品位降低，疲劳特性降低，因此将其作为上限。

Ca、Mg、La、Ce是对夹杂物的形态及分布的控制有用的元素，能够合计含有0.0003％以上的这些元素中的1种或2种以上。另一方面，如果Ca、Mg、La及Ce中的1种或2种以上的合计超过0.01％，则有时表面品质降低，因此优选将上限规定为0.01％以下。

接着，对本发明的热轧钢板的金属组织进行说明。

本发明的热轧钢板以铁素体为主相，剩余部分包括珠光体和贝氏体中的任一方或双方。

在本发明中，钢板的金属组织的观察可以按照JIS G 0551并采用光学显微镜来进行。轧制方向的晶粒的伸长程度与冲裁部的凹凸的发生行为相关，因此组织观察用的试样将与轧制方向平行的板厚断面(称为L断面)作为观察面来采取。观察面在研磨后可用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀。

关于铁素体、贝氏体及珠光体的面积率，能够采用通过光学显微镜拍摄的组织照片，通过点计数法或图像解析进行测定。

另外，铁素体粒径的测定也可按照JIS G 0551，利用切断法、比较法来进行，也能够通过用光学显微镜拍摄的组织照片的图像解析来求出。

在本发明中，所谓铁素体，是多边形铁素体(PF)及准多边形铁素体(Quasi-Polygonal Ferrite，以下表示为αq)的混合组织。如果多边形铁素体及准多边形铁素体的合计低于30％，则母材的疲劳特性降低。因此，将铁素体的体积率规定为30％以上。关于该铁素体的体积率，50％以上是更优选的范围。上限没有特别的限定，但实质上为98％以下。

所谓准多边形铁素体，虽然通过与多边形铁素体(PF)同样的腐蚀不会现出内部结构，但形状为血管状(ascular)，与多边形铁素体有明显区别。这里，如果将作为对象的晶粒的周围长度表示为lq，将其当量圆直径表示为dq，则它们的比(lq/dq)满足lq/dq≥3.5的晶粒为准多边形铁素体。

铁素体以外的组织由珠光体和贝氏体中的1种或2种构成。如果对珠光体和贝氏体进行比较，则贝氏体的冲裁部的疲劳特性良好。在本发明的化学组成的成分范围内，珠光体的体积分率优选为0～15％，在这种情况下，能够得到更好的冲裁部端面。

此外，在本发明的热轧钢板中，特别不含马氏体和残留γ，但作为能够用光学显微镜观察的下限，也可以按体积分率分别含有直至2％。

晶粒的当量椭圆的平均纵横尺寸比与冲裁端面的裂纹及凹凸的发生行为有关联，如果其平均纵横尺寸比超过5，则裂纹显著，容易发生以冲裁部为起点的疲劳龟裂。因此，将晶粒的当量椭圆的平均纵横尺寸比规定为5以下。该平均纵横尺寸比优选为3.5以下，由此，即使更严格的冲裁加工也不会发生裂纹。下限没有特别的限定，与圆相当的1是实质的下限。

这里，平均纵横尺寸比是组织观察L断面，对50个以上的晶粒进行(椭圆长轴长度)/(椭圆短轴长度)的测定，然后被平均化的值。此外，这里的所谓晶粒，指的是被晶界倾角10°以上的大倾角晶界包围的晶粒。

冲裁断裂面的断口形态与冲裁断裂面的凹凸及微小裂纹的发生行为相关，对具有冲裁部的部件的疲劳特性产生影响。如果断裂面内的脆性断口率在20％以上，则断口的凹凸增大，而且有时也发生微小的裂纹。由此可促进冲裁部的疲劳龟裂的发生，因此将其适当范围限制为低于20％。断裂面内的脆性断口率优选为10％以下。

此外，断裂面内的脆性断口率是在板厚的10～15％的余隙条件下用剪切机或冲头冲裁试样钢板，通过观察形成的断口面而测定的值。

钢板的织构通过影响冲裁部断裂面的裂纹发生和残余应力分布，对冲裁部的疲劳特性产生影响。如果板厚中心部的板面的{112}<110>方位及{332}<113>方位的X射线随机强度比分别超过5，则有时引起冲裁部断裂面的裂纹发生。因此，优选将上述方位的X射线随机强度比规定为5以下。更优选为4以下。在这种情况下，即使用批量生产中使用的磨损的冲头进行冲裁也不会发生裂纹。完全随机的1为实质的下限。

如果在晶界上存在微细的Ti系碳化物，且晶粒为扁平，则冲裁断裂面内的脆性断口率增加，疲劳特性恶化。根据发明人的观察，可以认为粒径在20nm以上的Ti系碳化物在变形集中时容易诱发空隙发生，成为晶界破坏的原因。在晶界面上，如果20nm以上的Ti系碳化物的平均分布密度在每1μm晶界长度上存在超过10个，则脆性断口率增大，招致部件的疲劳特性的降低。因此，将其上限规定为10个/μm。6个/μm以下是更优选的范围。关于下限，从抑制脆性断口的观点出发越低越好。但是，如果在0.1个/μm以下，则其效果达到饱和，大体上不会发生脆性断口。

此外，关于晶界面上的析出物分布测定，通过用SEM观察L断面切断试样来进行。

如果本发明的热轧钢板的板厚低于5mm，则存在晶粒的延伸化有若干进展的倾向，有时冲裁断裂面的脆性断口率增加。另一方面，如果板厚超过10mm，则从精轧后到700℃以下的冷却速度降低，有时冲裁断裂面的脆性断口率增加。因此，优选将热轧钢板的板厚规定为5～10mm。

接着，对本发明的热轧钢板及镀覆钢板的制造方法的限定理由进行说明。

在热轧前，需要将钢坯加热到1100℃以上。在该温度低于1100℃时，难以得到充分的强度。可以认为其原因在于：在低于1100℃时，Ti系碳化物未充分溶解，结果析出物变得粗大。钢坯的加热温度更优选为1140℃以上。如果超过1300℃，则氧化皮/基底金属界面的凹凸增大，使母材的疲劳特性降低，因此将1300℃以下作为上限。

对所述被加热的钢坯进行粗轧，以形成粗棒。该粗轧需要在1000℃以上结束。因为在结束温度低于1000℃时，精轧后的晶粒扁平化，从而发生冲裁部断裂面的裂纹。

接着，对粗棒进行精轧，以形成轧制材。

在粗轧后，也可以在直至精轧结束的期间实施加热处理。由此，板的宽度方向及长度方向的温度能够均匀，制品的卷材内的材质偏差也减小。加热方法没有特别的指定。可以用炉加热、感应加热、通电加热、高频加热等方法进行。

同样，也可以进行氧化皮清除。由此，表面粗糙度减小，有时疲劳特性提高。氧化皮清除的方法也没有特别的指定，但最一般的是通过高压水流来进行。

从粗轧到精轧的时间通过轧制中的γ相的再结晶行为对冲裁断裂面的断口形态产生影响。如果从粗轧结束到精轧开始的时间低于45秒，则有时冲裁端面的脆性断口率增大。因此，优选将从粗轧结束到精轧开始的时间规定为45秒以上，由此进一步促进奥氏体的再结晶，能够使晶粒更加形成球状。

在热精轧中，最终3段的累积压下率和最终轧制温度对相变后的晶粒的扁平化产生影响，因此在本发明中是重要的条件。

如果最终3段的累积压下率低于25％，则γ相的再结晶不能充分进行，相变后成为扁平的晶粒。因此，将其范围限定在25％以上，由此促进奥氏体的再结晶，使晶粒成为球状。

此外，关于最终3段的累积压下率，如果将精轧中的轧机的总数设定为N，则可由下式算出。

100×[(从轧制输入侧数第N-3号轧机的轧制后的输出侧板厚)-(从轧制输入侧数第N号轧机的轧制后的输出侧板厚)]/(从轧制输入侧数第N-3号轧机的轧制后的输出侧板厚)

最终轧制温度Tf影响对冲裁断面的断口形态产生影响的晶粒的纵横尺寸比和合金碳化物的分布状态，因此根据Ti含量(％Ti)而使其变化。如果最终轧制温度为840+800×[％Ti]以下，则发生冲裁端面的裂纹。因此，以满足以下的式(1)的方式设定最终轧制温度Tf。

Tf＞840+800×[％Ti] (1)

可以确认最终轧制温度Tf的更优选的范围在840+1000×[％Ti]以上。关于上限，没有特别的限定，但如果达到高温，则热轧辊容易损耗，因此通常在1000℃以下进行。

在最终轧制后立即对轧制材进行空冷。该空冷时间与γ相的再结晶相关，对相变后的晶粒的扁平化产生影响。如果最终轧制刚结束后的空冷时间低于1秒，则冲裁端面的脆性断口率增大。因此，将该空冷时间规定为1秒以上。更优选为2秒以上。如果空冷时间超过5秒，则析出粗大的TiC，难以确保强度，同时冲裁端面的性状劣化，因此将其作为上限。

接着最终轧制刚结束后的空冷，对轧制材进行冷却而形成热轧钢板。该冷却是影响冲裁端面的性状及卷材长度方向的强度变动的重要工序。直至700℃以下，以8℃/s以上的最低冷却速度进行冷却。

在冷却的停止温度超过700℃时，合金碳化物容易在晶界上粗大地析出，冲裁端面的脆性断口率增大。另一方面，在直至700℃的最低冷却速度低于8℃/s时，合金碳化物也容易在晶界上粗大地析出，容易诱发冲裁端面的裂纹，同时最终制品的卷材长度方向的强度变动增大。

这里，所谓8℃/s以上的最低冷却速度，意味着从空冷结束温度到700℃的温度间的冷却速度通常不会低于8℃/s。因此，例如意味着在该温度区间内不进行空冷。这样，本发明不像以往那样在利用水冷的冷却过程的途中进行空冷。

冷却停止温度更优选为680℃以下，另外最低冷却速度更优选为15℃/s以上。最低冷却速度的上限没有特别的规定，但如果超过80℃/s，则难以在热轧卷材内均匀地进行冷却，使得卷材内的强度变动增大。因此，优选为80℃/s以下。

接着卷取冷却过的热轧钢板。将卷取温度规定为540～650℃。在卷取温度低于540℃时，铁素体分率降低，母材的疲劳特性劣化。另外，在超过650℃时，TiC粗大化，并且大量析出。由此，难以确保590MPa以上的抗拉强度，同时容易发生以冲裁部为起点的疲劳龟裂。

也可以对这样得到的热轧钢板进行再加热(退火)。在这种情况下，如果再加热的温度超过Ac3温度，则TiC在晶界析出，钢板的抗拉强度和冲裁部的疲劳强度降低。因此，将再加热温度的适当范围限制在Ac3温度以下。加热方法没有特别的指定，可以用炉加热、感应加热、通电加热、高频加热等方法进行。

加热时间没有特别的规定，但在550℃以上的加热保持时间超过30分钟时，为了得到590MPa以上的抗拉强度，优选将最高加热温度规定为700℃以下。

此外，再加热(退火)也可以在将热轧钢板卷取后，在温度达到室温之前进行。

表皮光轧或矫直冷轧对形状矫正或时效性、以及疲劳特性的改善具有效果，因此也可以在酸洗后或酸洗前进行。在进行表皮光轧时，优选将压下率的上限规定为3％。因为如果超过3％，则损害钢板的成形性。另外，也可以根据目的进行酸洗。

接着，对本发明的热浸镀锌钢板及其制造方法进行说明。

本发明的热浸镀锌钢板是在所述的本发明的热轧钢板的表面设置了镀层或合金化镀层的钢板。

在将通过前述方法得到的热轧钢板酸洗后，采用连续镀锌设备或连续退火镀锌设备，将钢板加热，实施热浸镀，从而在热轧钢板的表面形成镀层。

如果钢板的加热温度超过Ac3温度，则钢板的抗拉强度和疲劳极限降低，因此将加热温度的适当范围限制在Ac3温度以下。关于加热温度，从冲裁部的疲劳特性的角度考虑，Ac3-30℃以下为更优选的范围。

再者，也可以在实施了热浸镀后，进行锌镀层合金化处理，以形成合金化热浸镀锌层。

此外，镀种并不限定于镀锌，只要加热温度的上限为Ac3温度，也可以是其它镀种。

另外，酸洗后的热轧钢板的加热工序也可以省略。

另外，在本发明中热轧之前的制造方法没有特别的限定。也就是说，接着利用高炉、转炉或电炉等的熔炼，通过各种2次精炼调整成分，从而达到目的的成分含量。接着除了通常的连续铸造、利用铸锭法的铸造以外，也可以用薄板坯铸造等方法进行铸造。关于原料，可以使用废钢铁。在为通过连续铸造得到的板坯时，也可以以高温铸坯的原状直接送入热轧机，也可以在冷却到室温后用加热炉再加热后进行热轧。

实施例

以下，通过实施例进一步说明本发明。

利用以下的方法制造具有表1所示的化学成分的A～R的钢。首先，在通过铸造制成钢坯后，在表2～4所示的条件下对钢坯进行再加热，然后进行粗轧而形成粗棒。接着，对粗棒进行精轧，在形成板厚为5～10mm的轧制材后进行冷却，然后作为热轧钢板进行卷取。

此外，关于钢F-1、G-2，通过再对热轧钢板进行再加热处理来制造。

关于表中化学组成，以质量％表示。另外，表1中，Ac3为通过下式算出的值。

Ac3＝910-203√(％C)+45×％Si-30×％Mn-11×％Cr+700×％P+400×％Al+400×％Ti

式中，％C、％Si、％Mn、％Cr、％P、％Al及％Ti分别表示C、Si、Mn、Cr、P、Al及Ti的含量。

表中的钢的化学组成与该钢No.的字母相同的表1的钢No.的钢的化学组成相对应。

表中的“SRT”表示板坯加热温度。“RFT”表示粗轧结束温度。“t1”表示从粗轧结束到精轧开始的时间。“Red3”表示精轧中的最终3段的累积压下率。“Tf”表示最终精轧温度。“t2”表示最终精轧后立即进行的空冷时间。“CRmin”表示从空冷后到SCT间的最低冷却速度。“SCT”表示水冷停止温度。“CT”表示卷取温度。

钢A-5、B-5、C-5、G-1、H-2、I-1、J-2、R-1是热浸镀锌钢板，而且是将该热轧钢板酸洗后，利用连续退火镀锌生产线，在表5所示的退火温度下进行退火，然后进行镀锌而制造的。

此外，将热浸镀锌温度规定为450℃，另外将镀层合金化温度规定为500℃来进行。

表5

首先，对制作的钢板的金属组织、织构及晶界进行观察。

钢板的金属组织的观察如前所述，按照JIS G 0551并通过光学显微镜进行。另外，各组织的面积率如前所述，采用组织照片，通过点计数法或图像解析进行测定。

晶粒的平均纵横尺寸比如前所述，通过组织观察L断面，对50个以上的晶粒测定(椭圆长轴长度)/(椭圆短轴长度)，然后平均化来求出。

另外，存在于晶界上的Ti系碳化物的个数测量通过SEM观察来进行。

以上的测定结果见表6～8。此外，表中的“Ngb”表示晶界上的粒径为20nm以上的Ti系碳化物的分布密度。

接着，对钢板的强度特性、脆性断口率、疲劳特性及涂装耐蚀性进行评价。

钢板的强度特性用以下的方法进行评价。首先，将试验材料加工成JIS Z 2201中记载的5号试验片。然后，按照JIS Z 2241中记载的方法对该5号试验片进行拉伸试验，求出拉伸最高强度(TS)、屈服强度(YS)及延伸率(EI)。

钢板的疲劳特性按照JIS Z 2275，在应力比＝-1的条件下进行平面弯曲疲劳试验，根据疲劳极限(σ_WP)来进行评价。

冲裁部的疲劳特性通过以下方法来评价。按板厚的20％的余隙在钢板的中央部开Φ10的冲孔，从而制作出2号疲劳试验片。然后，用上述方法对该2号疲劳试验片进行试验，根据其疲劳极限(σ_WPP)来评价。此外，冲裁中采用使用了500次以上从而顶端角部受到磨损的冲头。这样，在余隙严重、且冲头磨损的严酷的条件下开冲孔，评价了冲裁部的疲劳特性。

此外，在疲劳试验前，进行冲裁断裂面的显微镜观察，评价了断裂面内的脆性断口率。这里，微凹状(dimple shape)的延性断口以外的断口都作为脆性断口进行评价。

关于黑皮热轧钢板及镀覆钢板的涂装耐蚀性，对进行了化学转化处理和电泳涂装的试验表面付与切痕，进行240hr的SST(盐水喷雾)试验，将剥离宽度为3mm以下的评价为良(good)，将超过3mm的评价为不良(Bad)。

以上的测定结果见表9～11。此外，如前所述，表中的“σ_WP”表示原板的弯曲疲劳极限，“σ_WPP”表示冲孔材的弯曲疲劳极限。

钢A-2～4、钢B-3～4、钢C-2～4、钢D-2、钢E-2、钢H-2、钢K-2、钢L-2是由于精轧的条件及精轧后的冷却条件在适当范围外，因而在冲裁端面发生脆性断口的例子。

钢A-6是由于精轧后的空冷时间在适当范围外，因而使抗拉强度低于590MPa且冲裁端面的脆性断口率较高的例子。

钢B-4、钢C-4是由于热轧钢板的卷取温度在范围外，因而使抗拉强度低于590MPa且在冲裁断口发生脆性断口的例子。

钢I-2是由于卷取温度低，因而使抗拉强度没有满足590MPa的例子。

钢B-2、钢K-2是由于粗轧结束温度在范围外，因而在冲裁断口发生脆性断口的例子。

钢F-2是由于板坯加热温度在范围外，因而在冲裁断口发生脆性断口的例子。

钢G-2是后热处理(退火)的温度高于Ac3温度，在冲裁断口发生脆性断口的例子。

钢N～S是由于Ti、Nb量或Mn/Ti比在适当范围外，因而在冲裁断口发生脆性断口的例子。

钢L-1是本发明例，但Al含量为0.3％，Ngb为8个/μm。与此相对照，在其它的本发明例中，Al含量为0.1％以下，Ngb为0.7～5个/μm。这样，Al含量优选为0.1％以下。由此可抑制伴随γ→α相变而形成的TiC等合金碳化物的尺寸增大，能够将铁素体晶界面上的粒径为20nm以上的Ti系碳化物的平均分布密度(Ngb)抑制在较低的水平。

产业上的可利用性

作为本发明的热轧钢板，母材及冲裁加工部的疲劳特性优良。另外，作为本发明的热轧钢板的制造方法，在热轧后的冷却途中不需要设计空冷保持，能够以高生产率制造本发明的热轧钢板。因此，本发明能够特别优选适用于如汽车或卡车的行走部件或框架部件等要求冲裁部具有良好疲劳特性的部件或其制造工序。

Claims

1.一种冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板，其具有的成分组成是：以质量%计含有C：0.025～0.15%、Si：0.01～1.0%以下、Mn：1.0～2.0%、P：0.02%以下、S：0.005%以下、Al：0.5%以下、Ti：0.04～0.10%及N：0.007%以下，剩余部分包括Fe和不可避免的杂质；其中，

Mn/Ti比为15以上，

不添加Nb，

铁素体的体积率为30%以上，剩余部分包括珠光体和贝氏体中的1种或2种，

晶粒的当量椭圆的平均纵横尺寸比为5以下，

铁素体晶界面上的粒径为20nm以上的Ti系碳化物的平均分布密度为10个/μm以下，

冲裁断裂面的脆性断口率低于20%，

最大抗拉强度为590MPa以上。

2.根据权利要求1所述的冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板，其特征在于：板厚为5～10mm。

3.根据权利要求1所述的冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板，其特征在于：进一步含有0.0003～0.005质量%的B。

4.根据权利要求1所述的冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板，其特征在于：进一步合计含有0.002～0.08质量%的Zr、V中的一方或双方。

5.根据权利要求1所述的冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板，其特征在于：进一步合计含有0.02～2.0质量%的选自Cr、Cu、Ni、Mo、W之中的1种或2种以上。

6.根据权利要求1所述的冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板，其特征在于：进一步合计含有0.0003～0.01质量%的选自Ca、Mg、La、Ce之中的1种或2种以上。

7.一种冲裁加工性和疲劳特性优良的热浸镀锌钢板，其特征在于：具有权利要求1～6中任一项所述的热轧钢板和设在所述热轧钢板的表面上的镀层或合金化镀层。

8.一种冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

在加热到1100～1300℃后，在以1000℃以上的温度结束的条件下对含有权利要求1、3～6中任一项所述的成分组成的钢坯进行粗轧而形成粗棒的工序；

在最终3段轧制的累积压下率为25%以上、最终轧制温度Tf满足式（1）的条件下对所述粗棒进行精轧，从而形成轧制材的工序；

在所述精轧结束后，对所述轧制材进行1～5秒的空冷，接着以8℃/s以上的最低冷却速度冷却到700℃以下，从而形成热轧钢板的工序；以及

在540～650℃的范围内对所述热轧钢板进行卷取的工序；

从所述粗轧结束到所述精轧开始的时间为45秒以上；

Tf＞840＋800×[%Ti] （1）。

9.根据权利要求8所述的冲裁加工性和疲劳特性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在所述精轧后，还具有对所述轧制材或所述热轧钢板在Ac3温度以下进行退火的工序。

10.一种冲裁加工性和疲劳特性优良的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

利用权利要求8所述的热轧钢板的制造方法制造热轧钢板的工序；

对所述热轧钢板进行酸洗的工序；以及

接着浸渍在镀锌液中而对所述钢板表面进行镀锌的工序。

11.一种冲裁加工性和疲劳特性优良的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

对所述热轧钢板进行酸洗后，在Ac3温度以下进行加热的工序；以及

接着浸渍在镀锌液中而对钢板表面进行镀锌的工序。

12.根据权利要求10所述的冲裁加工性和疲劳特性优良的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：还具有对所述热浸镀锌钢板进行锌镀层合金化处理的工序。

13.根据权利要求11所述的冲裁加工性和疲劳特性优良的热浸镀锌钢板的制造方法，其特征在于：还具有对所述热浸镀锌钢板进行锌镀层合金化处理的工序。