CN102421925A

CN102421925A - 高强度热轧钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN102421925A
Application number: CN2010800207859A
Authority: CN
Inventors: 高坂典晃; 濑户一洋; 杉原玲子; 渡部真英; 田中靖
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2009-05-12
Filing date: 2010-05-11
Publication date: 2012-04-18
Anticipated expiration: 2030-05-11
Also published as: WO2010131761A1; EP2431491A4; US8535458B2; JP4998755B2; BRPI1014265B1; KR101369076B1; EP2431491B1; CN102421925B; KR20120007048A; BRPI1014265A2; JP2010265486A; US20120138197A1; EP2431491A1

Abstract

本发明提供使用廉价的Ti系通用钢板、且拉伸强度(TS)为540MPa以上、热轧卷材内强度偏差小的强度均匀性优良的高强度热轧钢板。其成分组成为，以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.5％以下、Mn：0.8～1.8％、P：0.030％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.035～0.100％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。而且，其组织为，平均粒径为5～10μm的多边形铁素体以80％以上的百分率存在，并且，尺寸小于20nm的析出物中存在的Ti量为通过下式(1)计算的Ti^*值的70％以上。Ti^*＝[Ti]-48×[N]÷14…(1)，其中，[Ti]和[N]分别表示钢板的Ti和N的成分组成(质量％)。

Description

高强度热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及在卡车车架等大型车辆汽车的骨架构件等用途中有用的、拉伸强度(TS)为540MPa以上、卷材内的强度偏差小的强度均匀性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，从地球环境保护的观点出发，为了限制CO₂的排放量，提高汽车的燃料效率已成为当务之急，需要通过使用构件的薄壁化来实现轻量化。而且，为了确保碰撞时乘员的安全，还需要提高以汽车车身的碰撞特性为中心的安全性。因此，正积极推进汽车车身的轻量化和强化这两方面。为了同时满足汽车车身的轻量化和强化，有效的是，通过在刚性不出现问题的范围内使构件原材料高强度化、并且减小板厚来进行轻量化，近年来正积极地将高强度钢板用于汽车部件。所使用钢板的强度越高则轻量化效果越大，因此，作为例如卡车车架、施工设备等大型车辆用骨架构件，有使用拉伸强度(TS)为540MPa以上的钢板的趋势。

另一方面，大多数以钢板作为原材料的汽车部件是通过冲压成形来制造的。关于高强度钢板的成形性，除裂纹、褶皱以外，尺寸精度也很重要，特别是对回弹的控制已成为重要课题。近年来，由于CAE(计算机辅助工程，Computer Assisted Engineering)，新车的开发变得非常高效，而不再需要数次制造模具。同时，当输入钢板的特性时，能够以更高的精度对回弹量进行预测。但是，在回弹量的偏差大的情况下，会产生由CAE预测的精度降低的问题。因此，特别需要强度偏差小的强度均匀性优良的高强度钢板。

作为减小卷材内的强度偏差的方法，专利文献1中公开了如下方法：对添加了Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti的析出强化钢的薄板坯进行热精轧，并且实施1秒以上的空气冷却，然后在450～750℃的范围的温度下进行卷取，由此实现卷材长度方向的强度偏差为±15MPa以下。此外，专利文献2中提出了通过复合添加Ti和Mo来使非常微细的析出物均匀分散的强度偏差小的强度均匀性优良的高强度热轧钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-197119号公报

专利文献2：日本特开2002-322541号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，上述的现有技术存在下述问题。

在专利文献1所记载方法中，由于添加了Nb或Mo，因此导致成本上升而不利于经济性。

而且，在通过添加Ti、V、Nb来实现高强度化的钢板中，热精轧后钢板温度处于较高的状态时，会产生由应变诱发析出带来的粗大的析出物。因此，具有需要过量添加元素的问题。

此外，专利文献2所记载的钢板虽然是Ti系，但却需要添加昂贵的Mo，因而导致成本上升。

而且，在任意一篇专利文献中，均没有对包括卷材的宽度方向和长度方向这两个方面的、卷材面内的二维的强度的均匀性进行考虑。因此存在如下问题：无论怎样对卷取温度进行均匀地控制，卷取后的卷材的冷却滞后在每个位置都不相同，因此在上述卷材面内不可避免地产生强度偏差。

本发明鉴于上述情况而有利地解决了上述问题，其目的在于，不使用昂贵的Ni、Nb、Mo等添加元素而使用廉价的Ti系通用钢板，提供拉伸强度(TS)为540MPa以上、热轧卷材内强度偏差小的强度均匀性优良的高强度热轧钢板。

用于解决问题的方法

本发明人为解决上述问题而进行了深入研究，通过对有助于钢板的化学组成、金属组织和析出强化的Ti的析出状态进行控制，成功地得到强度偏差小的强度均匀性优良的高强度热轧钢板，从而完成了本发明。

根据本发明，面内强度的偏差小的强度均匀性优良的高强度热轧钢板及其制造方法的要点如下。

[1]一种高强度热轧钢板，其特征在于，其成分组成为，以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.5％以下、Mn：0.8～1.8％、P：0.030％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.035～0.100％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，具有以80％以上的百分率含有平均粒径为5～10μm的多边形铁素体的组织，并且，尺寸小于20nm的析出物中存在的Ti的量为通过下式(1)计算出的Ti^*值的70％以上。

Ti^*＝[Ti]-48×[N]÷14…(1)

其中，[Ti]和[N]分别表示钢板的Ti和N的成分组成(质量％)。

[2]一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1200～1300℃的加热温度，然后在800～950℃的精轧温度下进行热精轧，在所述热精轧后2秒以内，以20℃/s以上的冷却速度开始冷却，并在650℃～750℃的温度停止冷却，然后，经过2秒～30秒的放冷工序后，再次以100℃/s以上的冷却速度实施冷却，并在650℃以下的温度下进行卷取，其中，所述钢坯的成分组成为，以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.5％以下、Mn：0.8～1.8％、P：0.030％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.035～0.100％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。

需要说明的是，在本说明书中，表示钢的成分的％均为质量％。此外，本发明中的高强度钢板是指拉伸强度(以下，也称为TS)为540MPa以上的钢板，是以热轧钢板、以及对这些钢板实施了例如镀覆处理等表面处理等的表面处理钢板为对象。

而且，本发明的目标特征为，热轧卷材内的强度偏差ΔTS≤35MPa。

发明效果

根据本发明，能够得到拉伸强度(TS)为540MPa以上、面内强度的偏差小的高强度热轧钢板。本发明的高强度热轧钢板能够使卷材内的强度偏差小，由此实现使该钢板冲压成形时的形状固定性、部件强度、耐久性能稳定，从而实现作为汽车用部件、特别是大型车辆用钢板在生产和使用时的可靠性的提高。而且，在本发明中，即使不添加Nb等昂贵的原料也能够得到上述效果，因此能够实现降低成本。

附图说明

图1是表示对多边形铁素体的百分率(％)与强度偏差ΔTS(MPa)之间的相关性进行调查的结果的图。

图2是表示对多边形铁素体的粒径(μm)与强度偏差ΔTS(MPa)之间的相关性进行调查的结果的图。

图3是表示对尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量相对于Ti^*的比例(％)、与强度偏差ΔTS(MPa)之间的相关性进行调查的结果的图。

具体实施方式

以下对本发明进行详细说明。

1)首先，对本发明中的强度偏差少、即强度均匀性的评价方法进行说明。

作为对象钢板的一例，可以列举重量为5吨以上、钢板的宽度为500mm以上的卷取为卷状的钢板。在这种情况下，处于热轧状态下的、长度方向的前端部和后端部处最内周和最外周各一圈、和宽度方向的两端10mm不作为评价的对象。将该钢板在长度方向上至少分割为10份、在宽度方向上至少分割为5份来作为试样，进而根据对所得试样进行二维测定而得的拉伸强度(TS)的分布对强度偏差(ΔTS)进行评价。此外，本发明以钢板的拉伸强度(TS)为540MPa以上的范围为对象。

2)接着，对本发明的钢的化学成分(成分组成)的限定理由进行说明。

C：0.03～0.12％

C与后述的Ti均为本发明的重要元素。C与Ti同样，均形成碳化物，并利用析出强化而在使钢板高强度化方面有效。在本发明中，从析出强化的观点出发，含有0.03％以上的C。从碳化物的析出效率的观点出发，优选为后述的Ti^*的1.5倍以上。另一方面，超过0.12％时容易给韧性、扩孔性带来不良影响，因此使C含量的上限为0.12％，优选使其为0.10％以下。

Si：0.5％以下

Si在具有固溶强化效果的同时还具有提高延展性的效果。为了得到上述效果，有效的是含有0.01％以上的Si。另一方面，如果含有的Si超过0.5％，则热轧时容易产生被称为红氧化皮的表面缺陷，可能使制成钢板后的表面外观变差，并且给耐疲劳性、韧性带来不良影响，因此使Si含量为0.5％以下。优选使其为0.3％以下。

Mn：0.8～1.8％

Mn在高强度化方面有效，并具有降低相变点而使铁素体粒径微细化的作用，因此需要含有0.8％以上。优选为1.0％以上。另一方面，如果含有超过1.8％的过量的Mn时，热轧后生成低温相变相而使延展性降低，并且后述的Ti系碳化物的析出容易变得不稳定，因此使Mn含量的上限为1.8％。

P：0.030％以下

P是具有固溶强化效果的元素，此外，还具有减小由Si引起的氧化皮缺陷的效果。但是，如果含有超过0.030％的过量的P，则P容易在晶界偏析，从而容易使韧性和焊接性变差。因此，使P含量的上限为0.030％。

S：0.01％以下

S是杂质，是导致热裂纹的原因，此外，还在钢中以夹杂物的形式存在而使钢板的各特性变差，因此需要尽可能减少。具体而言，由于允许S含量达到0.01％，因此使S含量为0.01％以下。优选为0.005％以下。

Al：0.005～0.1％

Al作为钢的脱氧元素来发挥作用，此外，还具有固定以杂质形式存在的固溶N而使耐常温时效性提高的作用。为了发挥上述作用，需要使Al含量为0.005％以上。另一方面，如果含有超过0.1％的Al，则会导致高的合金成本，而且容易诱发表面缺陷，因此使Al含量的上限为0.1％。

N：0.01％以下

N是使耐常温时效性变差的元素，是优选尽可能减少的元素。如果N含量增多则耐常温时效性变差，会以对提高机械特性的帮助较少的粗大的Ti系氮化物的形式析出，因此，为了固定固溶N而需要含有大量的Al、Ti。因此，优选尽可能减少，使N含量的上限为0.01％。

Ti：0.035～0.100％

Ti是用于利用析出强化来使钢强化的重要的元素。在本发明的情况下，与C同样地通过形成碳化物而有助于析出强化。

为了得到拉伸强度TS为540MPa以上的高强度钢板，优选使析出物微细化成析出物尺寸小于20nm。此外，重要的是提高该微细的析出物(析出物尺寸小于20nm)的比例。这是因为，如果析出物的尺寸为20nm以上，则难以得到抑制位错移动的效果，此外，无法使多边形铁素体充分地硬质化，因此认为强度可能降低。因此，析出物的尺寸优选小于20nm。

需要说明的是，在本发明中，将这些含有Ti和C的析出物总称为Ti系碳化物。作为Ti系碳化物，可以列举例如：TiC、Ti₄C₂S₂等。此外，上述碳化物中，可以含有N作为组成成分，也可以使N与MnS等复合而析出。

而且，在本发明的高强度钢板中，可以确认Ti系碳化物主要在多边形铁素体中析出。认为这是由于，C在多边形铁素体中的固溶极限小，因此过饱和的C容易以碳化物的形式在多边形铁素体中析出。因此，利用这种析出物，软质的多边形铁素体硬质化，能够得到540MPa以上的拉伸强度(TS)。同时，由于Ti容易与固溶N结合，因此，也是用于对固溶N进行固定的优选元素。从上述观点出发，使Ti为0.035％以上。但是，过量含有Ti只会在加热阶段生成无助于强度的粗大的、作为Ti的未溶解碳化物的TiC等，因而并不优选，而且并不经济。因此，使Ti的上限为0.100％。

此外，在本发明中，使上述成分以外的余量为铁和不可避免的杂质的组成。

3)然后，对限定本发明的高强度热轧钢板的钢组织的理由进行说明。

具有以80％以上的百分率含有平均粒径为5～10μm的多边形铁素体的组织，并且，尺寸小于20nm的析出物中存在的Ti量为通过下式(1)计算出的Ti^*值的70％以上

Ti^*＝[Ti]-48×[N]÷14…(1)

其中，[Ti]和[N]分别表示钢板的Ti和N的成分组成(质量％)。

在现有的见解中，本发明所涉及的高强度热轧钢板的强度，是通过在纯铁所具有的基础强度上加上固溶强化、由渗碳体引起的组织强化、由晶界引起的晶粒细化强化、以及由微细的Ti系碳化物引起的析出强化这四个强化机制来决定的。其中，由于基础强度是铁固有的强度，并且只要化学组成固定则固溶强化也大致固定，因此这两个强化机制与卷材内的强度偏差几乎无关。与强度偏差的关系最紧密的是组织强化、晶粒细化强化以及析出强化。

由组织强化产生的强化量由化学组成和轧制后的冷却滞后决定。钢组织的种类由从奥氏体发生相变的温度范围决定，如果钢组织确定则强化量固定。

就晶粒细化强化而言，由霍尔-佩奇(Hall-Petch)法则可知，晶界面积、即形成钢组织的结晶粒径与强化量相关。

由析出强化产生的强化量可以由析出物的尺寸和分散(具体而言为析出物间隔)决定。由于析出物的分散可以用析出物的量和尺寸来表现，因此如果析出物的尺寸和量确定，则由析出强化产生的强化量固定。

4)接着，对作为本发明的根据的实验事实进行叙述。

使用转炉对化学组成为后述表1的钢A进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。在1200～1300℃的范围内对这些钢坯进行再加热，然后进行粗轧制成薄板坯。在800～950℃的温度下对上述薄板坯实施精轧，在精轧开始1.4～3.0秒后以25℃/s以上的冷却速度开始冷却，并在600～780℃的温度下停止冷却。然后，经过2～60秒的放冷工序后，以50～200℃/s的冷却速度再次进行冷却，并在700℃以下的温度范围内进行卷取，制造卷状的板厚9mm的热轧钢板。在后述实施例中的裁取位置处以相同的方法从所得热轧钢板的189个点裁取拉伸试验片。

对于以上述方式制造的热轧钢板组，调查多边形铁素体的百分率(％)与强度偏差ΔTS(MPa)之间的相关性。并将所得结果示于图1。在图1中，以强度偏差ΔTS(MPa)作为纵轴，以多边形铁素体的百分率(％)作为横轴，多边形铁素体百分率为80％以上时用符号○表示，小于80％时用符号×表示。

由图1可知，随着多边形铁素体百分率的增加，强度偏差ΔTS表现出减少的倾向。而且可知，多边形铁素体百分率为80％以上(符号○)时，出现ΔTS为35MPa以下的试样组(图1中，由虚线A围成的区域)。

需要说明的是，多边形铁素体的百分率例如可以通过以下方式求出。对于钢板的L截面(与轧制方向平行的截面)的除去板厚的10％表层的部分，使用扫描电子显微镜(SEM)以扩大100倍的倍率对利用5％硝酸乙醇溶液进行腐蚀后露出的组织进行拍照。将晶界的凹凸小于0.1μm的光滑的、且晶粒内没有残留腐蚀痕迹的平滑的铁素体晶粒定义为多边形铁素体，与其他形态的铁素体相或珠光体或贝氏体等不同的相变相进行区分。通过图像分析软件使用不同颜色对它们进行区分，求出其面积率作为多边形铁素体百分率。

另一方面，拉伸试验的方法，通过与后述的实施例相同的方法来进行。而且，强度偏差(ΔTS)如下求得，求出如上测定的189个点的拉伸强度TS的标准偏差σ，并将其扩大至4倍。

在以上结果的基础上，接着，从如上制造出的热轧钢板组中挑选出多边形铁素体的百分率为80％以上的试样，然后，对多边形铁素体的粒径dp(μm)与强度偏差ΔTS(MPa)之间的相关性进行调查。将所得结果示于图2。在图2中，以强度偏差ΔTS(MPa)作为纵轴，以多边形铁素体的平均粒径dp(μm)作为横轴，将多边形铁素体平均粒径为5μm以上且10μm以下用符号○来表示，将小于5μm或超过10μm用符号×来表示。

由图2可知，通过使多边形铁素体平均粒径dp为约8μm，强度偏差ΔTS显示出具有极小值的变化。并且可知，在多边形铁素体平均粒径为5μm以上且10μm以下的范围(符号○)中的一部分中，出现ΔTS为35MPa以下的试样组(图中，虚线B所围成的区域)。需要说明的是，已明确在板厚为6mm以下的情况下，存在于板厚方向上的粒径的数值相对地减小，即使在平均粒径超过10μm的情况下，对于钢材整体而言强度偏差也没有增大至成为问题的程度。因此，在板厚6mm以上的情况下，如果使平均粒径的范围为5μm以上且10μm以下则能够起到更好的发明效果。

需要说明的是，多边形铁素体的平均粒径通过基于JIS G 0551的切断法来测定，对每一张在100倍的倍率下拍摄的照片画出3根垂直线和水平线并计算各平均粒径，将它们的平均值作为最终的粒径。

此外，多边形铁素体的平均粒径dp，以卷材长度中央且宽度中央的值为代表值。

进而，从如上制造出的热轧钢板组挑选出多边形铁素体的百分率为80％以上、并且多边形铁素体的粒径为5μm以上且10μm以下的试样，对尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量[Ti20]相对于下式(1)所示的Ti^*的比例[Ti20]/Ti^*(％)、与强度偏差ΔTS(MPa)之间的相关性进行调查。将所得的结果示于图3。

如上所述，由于有助于析出强化的尺寸小于20nm的析出物是通过所含有的Ti而形成，因此可以明确，只要把握小于20nm的析出物中的Ti量，Ti就会以微细析出物的形式高效地析出。

在图3中，以强度偏差ΔTS(MPa)作为纵轴，以尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量相对于Ti^*的比例[Ti20]/Ti^*(％)作为横轴，尺寸小于20mm的析出物中所含有的Ti量相对于Ti^*的比例[Ti20]/Ti^*(％)为70％以上时用符号○来表示，小于70％时用符号×来表示。

由图3可知，在尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量的比例[Ti20]/Ti^*增加的同时，强度偏差ΔTS显示出减少的倾向。此外可知，如果尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量的比例[Ti20]/Ti^*为70％以上，则ΔTS为35MPa以下。

需要说明的是，尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量相对于Ti^*的比例[Ti20]，以卷材长度中央且宽度中央的值为代表值。

根据以上的结果想到，如果形成以80％以上的百分率范围含有多边形铁素体的组织、将所述多边形铁素体的粒径范围控制在平均粒径为5μm以上且10μm以下、并使尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量为下述式(1)所示的Ti^*的70％以上的范围，则能够使产生的强度偏差ΔTS为35MPa以下。

Ti^*＝[Ti]-48×[N]÷14…(1)

其中，[Ti]和[N]分别表示钢板的Ti和N的成分组成(质量％)。

因此，如果使热轧卷材的任意位置均满足本发明的要点，则所述热轧卷材各位置的钢板的强度偏差减小，结果能够使该钢板整体的强度偏差小、强度均匀性优良，其中，上述要点是指：具有以80％以上的百分率含有平均粒径为5～10μm的多边形铁素体的组织，并且，尺寸小于20nm的析出物中所存在的Ti量为由下式(1)计算出的Ti^*值的70％以上。

5)此外，尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量能够通过以下的方法进行测定。

在电解液中对试样进行预定量电解后，将试样片从电解液中取出并浸渍到具有分散性的溶液中。然后，使用孔径20nm的滤器对该溶液中含有的析出物进行过滤。与滤液一起通过该孔径20nm的滤器的析出物的尺寸小于20nm。然后，从电感耦合等离子体(ICP)发射光谱法、ICP质量分析法和原子吸收光谱分析法等中适当选择方法对过滤后的滤液进行分析，求出钢组成中的尺寸小于20nm的析出物中的Ti量[Ti20]。

6)下面，对本发明的高强度热轧钢板的优选制造方法的一例进行说明。

本发明的制造方法所使用的钢坯的组成与上述钢板的组成相同，此外，其限定理由也相同。本发明的高强度热轧钢板能够以具有上述范围内的组成的钢坯作为原材、并且经过对该原材实施粗轧从而制成热轧钢板的热轧工序来制造。

A)在1200℃～1300℃的加热温度下对钢坯进行加热

作为在热轧前对钢坯进行加热的目的之一，可以列举在连铸前使生成的粗大的Ti系碳化物在钢中再固溶。在低于1200℃的加热温度下析出物的固溶状态不稳定，之后的工序中生成的微细的Ti系碳化物的生成量变得不均匀。因此，使加热温度的下限为1200℃。另一方面，由于高于1300℃的加热会带来钢坯表面的氧化皮损失增大的不良影响，因此使上限为1300℃。然后，对在上述条件下加热后的钢坯实施进行粗轧和精轧的热轧。在此，钢坯通过粗轧而被制成薄板坯。需要说明的是，粗轧的条件不需要特别规定，根据通常的方法来进行即可。此外，从降低钢坯加热温度并且防止热轧时的故障的观点出发，优选有效利用对薄板坯进行加热的所谓的薄板坯加热器。

然后，对薄板坯进行精轧从而制成热轧钢板。

B)使精轧温度(FDT)为800～950℃

精轧温度低于800℃时，轧制载荷增大，奥氏体未再结晶温度范围内的轧制率增高，因而异常的织构发达，并且产生由Ti系碳化物的应变诱发析出带来的粗大的析出物，因而不优选。另一方面，精轧温度高于950℃时，导致多边形铁素体粒径的粗大化，成形性降低，并且产生氧化皮性缺陷。因此优选使精轧温度为840℃～920℃。

此外，为了降低热轧时的轧制载荷，可以在精轧的部分或全部道次间进行润滑轧制。从钢板形状的均匀化、强度的均匀化的观点出发，进行润滑轧制是有效的。优选使润滑轧制时的摩擦系数在0.10～0.25的范围内。而且，优选将前后相邻的薄板坯相互连接来连续地实施精轧的连续轧制工序。从热轧的操作稳定性的观点出发，优选应用连续轧制工序。

C)在热精轧后2秒以内以20℃/s以上的冷却速度(一次冷却)进行冷却

在热精轧后2秒以内以20℃/s以上的冷却速度开始冷却。精轧后直到开始冷却为止所经过的时间超过2秒时，精轧时蓄积的应变释放，导致多边形铁素体晶粒的粗大化、粗大的Ti系碳化物的应变诱发析出，即使实施后述的冷却控制也无法有效地生成铁素体，TiC的稳定析出无法进行。此外，冷却速度低于20℃/s时也容易出现同样的现象。

D)在650℃～750℃的温度范围内停止冷却，然后进行2秒～30秒的放冷工序

在650℃～750℃的温度停止冷却，然后，进行2秒～30秒的放冷。为了在通过输出棍道的短时间内使TiC这样的Ti系碳化物有效地析出，需要将放冷温度在大部分铁素体进行相变的温度范围内保持一定时间。在低于650℃的放冷(保持)温度下，多边形铁素体晶粒的长大受到阻碍，与此相伴，也难以发生Ti系碳化物的析出。另一方面，在高于750℃的放冷(保持)温度下，则带来导致多边形铁素体晶粒和Ti系碳化物的粗大化的不良影响。因此，使放冷温度为650℃～750℃。

此外，用于在本发明钢中得到百分率为80％以上的多边形铁素体的最低放冷时间为2秒。此外，超过30秒的放冷会因Ti系碳化物的粗大化而使强度降低。因此，使放冷时间为2秒～30秒。

E)再次以100℃/s以上的冷却速度(二次冷却)进行冷却

再次以100℃/s以上的冷却速度实施冷却。为了维持由上述工序稳定地得到的微细的Ti系碳化物的状态，需要较大的冷却速度。因此，使冷却速度的下限为100℃/s。

F)在650℃以下的温度下进行卷取

在650℃以下的温度下进行卷取。卷取温度高于650℃时，析出物的尺寸粗大化，从而变得显著不均匀，因而并不优选。对于低温侧的卷取温度而言，由于其不构成强度偏差的原因，因此卷取温度的下限没有特别限定。

实施例1

下面，对本发明的实施例进行说明。

使用转炉对表1所示组成的钢水进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。在表2所示条件的温度下对这些钢坯进行加热，通过粗轧制成薄板坯，然后，通过实施表2所示条件的精轧的热轧工序而制成热轧钢板。

将这些热轧钢板酸洗后，切边去除宽度方向的端部10mm，并对各特性进行评价。在卷材的长度方向的前端部和后端部切割最内周和最外周各一圈后的位置、和在长度方向上将其内侧20等分的分割点裁取钢板。在这些钢板的宽度端部、和在宽度方向上8等分的分割点裁取拉伸试验片和析出物分析样品。

在与轧制方向平行的方向(L方向)上裁取拉伸试验的试验片，并将其加工成JIS 5号拉伸试验片。根据JIS Z 2241的规定，以10mm/分钟的十字头速度进行拉伸试验，求出拉伸强度(TS)。

就显微组织而言，对于L截面(与轧制方向平行的截面)的板厚中心的±17％的部分，使用扫描电子显微镜(SEM)对被硝酸乙醇溶液腐蚀而露出的组织的放大400倍的16个视野进行观察。通过上述方法，使用图像处理软件测定多边形铁素体的百分率。基于JIS G 0551的切断法，通过上述方法测定多边形铁素体的粒径。

尺寸小于20nm的析出物中的Ti的定量，通过以下的定量法来实施。将如上得到的热轧钢板切割为适当的大小，在10％AA系电解液(10体积％乙酰丙酮-1质量％四甲基氯化铵-甲醇)中，以20mA/cm²的电流密度对约0.2g进行恒定电流电解。

从电解液中取出电解后的表面附着有析出物的试样片，并且浸渍到六偏磷酸钠水溶液(500mg/l)(以下，称为SHMP水溶液)，实施超声波振动，使析出物从试样片剥离并被提取至SHMP水溶液中。然后，使用孔径为20nm的滤器对含有析出物的SHMP水溶液进行过滤，使用ICP发射光谱分析装置对过滤后的滤液进行分析，测定滤液中的Ti的绝对量。然后，用Ti的绝对量除以电解重量，得到尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量(将试样的总组成设为100质量％时的质量％)。另外，对析出物剥离后的试样的重量进行测定，并从电解前的试样重量减去该重量，从而求出电解重量。之后，用如上得到的尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量(质量％)、除以将表1所示的Ti和N的含量代入式(1)而算出的Ti^*，作为尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量的比例(％)。

将如上得到的各热轧钢板的拉伸特性、显微组织、对析出物进行调查的结果示于表2。

在此，在表2所示的结果中，多边形铁素体百分率、粒径、尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量相对于式(1)所示的Ti^*的比例、和拉伸强度TS，是以卷材的长度中央且宽度中央的值作为代表值的。此外，TS合格率是指，在测定的189个点中拉伸强度TS显示出540MPa以上的值的比例。ΔTS是指，求出对每个试样进行测定而得的189个点的TS的标准偏差σ并将其扩大至4倍的值。

根据表2所示的调查结果可知，在本发明例中，能够得到TS均为540MPa以上的高强度、并且卷材面内的强度偏差(ΔTS)小至35MPa以下、强度均匀性良好的钢板。而且，TS合格率主要与微细的析出物量具有密切的相关性，且尺寸小于20nm的析出物中所含有的Ti量的比例越大TS合格率越高。

此外，根据上述结果，在本发明中，特别是能够使板厚6mm以上且14mm以下的热轧卷材内的强度偏差ΔTS为35MPa以下，因此，作为大型车辆用钢板，能够使冲压成形时的形状固定性或部件强度、耐久性能稳定化。

产业上的可利用性

本发明的高强度热轧钢板的拉伸强度(TS)为540MPa以上且强度偏差小。因此，例如将本发明的高强度热轧钢板用于汽车部件时，能够降低高张力的成形后的回弹量、碰撞特性的偏差，能够实现车身设计的高精度化，并能够充分地有助于汽车车身的碰撞安全性和轻量化。

Claims

1.一种高强度热轧钢板，其特征在于，

其成分组成为，以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.5％以下、Mn：0.8～1.8％、P：0.030％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.035～0.100％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，

具有以80％以上的百分率含有平均粒径为5～10μm的多边形铁素体的组织，

并且，尺寸小于20nm的析出物中存在的Ti的量为通过下式(1)计算出的Ti^*值的70％以上，

Ti^*＝[Ti]-48×[N]÷14…(1)

其中，[Ti]和[N]分别表示钢板的Ti和N的成分组成，单位为质量％。

2.一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1200～1300℃的加热温度，然后在800～950℃的精轧温度下进行热精轧，在所述热精轧后2秒以内，以20℃/s以上的冷却速度开始冷却，并在650℃～750℃的温度停止冷却，然后，经过2秒～30秒的放冷工序后，再次以100℃/s以上的冷却速度实施冷却，并在650℃以下的温度下进行卷取，其中，所述钢坯的成分组成为，以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.5％以下、Mn：0.8～1.8％、P：0.030％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.035～0.100％，余量由Fe和不可避免的杂质构成。