CN102959117A - 加工性优良的高张力热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供兼具强度和加工性(延伸凸缘性)的高张力热轧钢板及其制造方法。一种高张力热轧钢板，具有：以使S、N和Ti满足Ti≥0.04+(N/14×48+S/32×48)的方式以质量%计含有C：0.005%以上且0.050%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.8%以下、P：0.025%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：0.06%以下、Ti：0.05%以上且0.10%以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；铁素体相以相对于组织整体的面积率计为95%以上的基体；和含有Ti且平均粒径小于10nm的微细碳化物分散析出、且该微细碳化物相对于组织整体的体积比为0.0007以上的组织，拉伸强度为590MPa以上，并且加工性优良。

Description

加工性优良的高张力热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为汽车用部件等运输机械材料、结构材料的原材料的加工性(延伸凸缘性)优良的高张力热轧钢板及其制造方法。
背景技术
从保护地球环境的观点出发，为了削减CO2排放量，在维持汽车车身强度的同时实现其轻量化从而改善汽车的燃料效率，这在汽车业界常常视为重要的课题。为了在维持汽车车身强度的同时实现车身的轻量化，有效的是通过使作为汽车部件用原材料的钢板高强度化而使钢板薄壁化。例如，汽车的行走部件用钢板的高强度薄壁化与汽车车身的大幅轻量化相关，因此是对提高汽车燃料效率极为有效的方法。因此，对这些部件用原材料进行高强度化的期望非常强烈。
另一方面，大部分以钢板作为原材料的汽车部件通过冲压加工或冲缘加工等进行成形，因此，汽车部件用钢板要求具有优良的延伸性和延伸凸缘性。例如，行走部件具有复杂的形状，因此，作为行走部件用原材料的钢板重视强度和加工性，要求延伸性和延伸凸缘性等加工性优良的高张力钢板。
但是，一般而言，钢铁材料的加工性随着高强度化而降低。因此，为了将高张力热轧钢板应用于行走部件等，需要开发出兼具强度和加工性的高张力热轧钢板，迄今为止已进行了大量的研究，并提出了各种技术。
例如，专利文献1中提出了如下的技术：采用以重量%计含有C：0.03~0.25%、Si：2.0%以下、Mn：2.0%以下、P：0.1%以下、S：0.007%以下、Al：0.07%以下和Cr：1.0%以下的组成，采用由铁素体和第二相(珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体中的一种以上)构成的复合组织，并且规定第二相的硬度、体积率和粒径，由此，提高拉伸强度(TS)超过490N/mm2(490MPa)的高强度热轧钢板的疲劳特性和延伸凸缘性。
另外，专利文献2中提出了如下的技术：采用以重量%计含有C：0.01~0.10%、Si：1.5%以下、Mn：超过1.0%~2.5%、P：0.15%以下、S：0.008%以下、Al：0.01~0.08%、Ti、Nb中的一种或两种的合计：0.10~0.60%的化学成分，并且采用铁素体量以面积率计为95%以上且铁素体的平均结晶粒径为2.0~10.0μm、不含有马氏体和残余奥氏体的组织，由此，提高拉伸强度(TS)为490MPa以上的高强度热轧钢板的疲劳强度、特别是延伸凸缘性。而且，在专利文献2提出的技术中，通过使Mn含量为超过1.0%~2.5%，在提高钢板强度的同时得到微细铁素体晶粒。
另外，专利文献3中提出了如下的技术：采用以质量%计含有C：0.01~0.1%、S≤0.03%、N≤0.005%、Ti：0.05~0.5%、Si：0.01~2%、Mn：0.05~2%、P≤0.1%、Al：0.005~1.0%并且以满足Ti-48/12C-48/14N-48/32S≥0%的范围含有Ti的组成，并且使钢中的粒子中含有5nm以上的Ti的析出物的平均尺寸为101~103nm且使其最小间隔为超过101nm且为104nm以下，由此，提高拉伸强度(TS)为640MPa以上的高强度热轧钢板的冲缘加工性和疲劳特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平4-329848号公报
专利文献2：日本特开2000-328186号公报
专利文献3：日本特开2002-161340号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，专利文献1提出的技术中，存在如下问题：对钢板实施冲压加工等而成形为期望的部件形状时，软质的铁素体与硬质的第二相的界面容易成为加工时产生裂纹的起点，从而使加工性不稳定。另外，专利文献1提出的技术中，还发现如下问题：将钢板的拉伸强度(TS)提高到590MPa级的情况下，加工性、特别是延伸凸缘性相对于现状的要求是不充分的(参考专利文献1的实施例)。
另外，专利文献2提出的技术中，钢板的Mn含量高，因此，Mn在钢板的板厚中央部发生偏析，在钢板的冲压成形过程中，在进行加工时诱发裂纹，因此，难以稳定地确保优良的延伸凸缘性，从而不一定能够得到充分的延伸凸缘性。另外，专利文献2提出的技术中，通过使Ti为预定含量而形成Ti碳化物，降低了给延伸凸缘性带来不利影响的固溶C，但发现如下问题：在含有相对于C过量的Ti时，Ti碳化物容易发生粗大化，从而无法稳定地得到期望的强度。
另外，专利文献3提出的技术中，发现如下问题：钢板中含有的析出物的尺寸的分布大，从而无法稳定地确保期望的强度。另外，专利文献3提出的技术中，钢板的延伸凸缘性不充分(参考专利文献3的实施例)。
对于大量生产的汽车部件而言，为了稳定供给其原材料，需要工业化地大量生产热轧钢板，但上述的现有技术中，难以稳定地供给拉伸强度(TS)为590MPa以上并且具有优良的加工性(延伸凸缘性)的高张力热轧钢板。本发明的目的在于有利地解决上述现有技术中存在的问题，并提供适合作为汽车部件用原材料的、拉伸强度(TS)为590MPa以上且具有优良的加工性(延伸凸缘性)、具体而言扩孔率λ为100%以上的高张力热轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
为了解决上述问题，本发明人对给热轧钢板的高强度化和加工性(延伸凸缘性)带来影响的各种因素进行了深入的研究。结果，得到如下见解。
1)使钢板组织成为位错密度低且加工性优良的铁素体单相组织，并且使微细碳化物分散析出而进行析出强化时，在维持热轧钢板的延伸凸缘性的情况下使强度提高。
2)为了得到加工性优良并且具有拉伸强度(TS)为590MPa以上的高强度的热轧钢板，需要使对析出强化有效的平均粒径小于10nm的微细碳化物以期望的体积比分散析出。
3)作为有助于析出强化的微细碳化物，从确保强度等观点出发，含Ti的碳化物是有效的。
4)为了使含Ti的碳化物达到平均粒径小于10nm并且以期望的体积比分散析出，需要确保用于形成作为析出核的Ti碳化物的Ti量，并且需要含有相对于作为原材料的钢中的N、S含量为预定量以上的Ti(Ti≥0.04+(N/14×48+S/32×48))。
5)为了使含Ti的碳化物在铁素体相中微细(平均粒径：小于10nm)地析出，将作为原材料的钢中的B含量与Mn含量控制为期望的比率(B≥0.001×Mn)是有效的。
6)含Ti的碳化物的Ti含量以原子比计超过C含量时，碳化物容易发生粗大化，从而给热轧钢板特性带来不利影响。
7)为了使含Ti的碳化物的Ti含量以原子比计低于C含量而抑制碳化物的粗大化，将Ti、N、S含量相对于作为原材料的钢中的C含量控制在预定范围(C/12＞Ti/48-N/14-S/32)内是有效的。
本发明基于上述见解而完成，其主旨如下所述。
[1]一种加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，
具有：以使S、N和Ti满足下式(1)的方式以质量%计含有C：0.005%以上且0.050%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.8%以下、P：0.025%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：0.06%以下、Ti：0.05%以上且0.10%以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；铁素体相相对于组织整体的面积率为95%以上的基体；和含有Ti且平均粒径小于10nm的微细碳化物分散析出、且该微细碳化物相对于组织整体的体积比为0.0007以上的组织，
并且，拉伸强度为590MPa以上，
Ti≥0.04+(N/14×48+S/32×48)…(1)
其中，S、N、Ti为各元素的含量(质量%)。
[2]如上述[1]所述的加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，进一步以满足下式(2)的方式以质量%计含有B：0.0003%以上且0.0035%以下，
B≥0.001×Mn  …(2)
其中，Mn、B为各元素的含量(质量%)。
[3]如上述[1]或[2]所述的加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，上述组成满足下式(4)，
C/12＞Ti/48-N/14-S/32…(4)
其中，C、S、N、Ti为各元素的含量(质量%)。
[4]如上述[1]~[3]中任一项所述的加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，上述微细碳化物为以所含的C与Ti的原子比计满足下式(3)的碳化物，
C/Ti＞1.0…(3)
其中，C/Ti为微细碳化物中C与Ti的原子比。
[5]如上述[1]~[4]中任一项所述的加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，进一步以质量%计含有合计为0.1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta中的任意一种以上。
[6]如上述[1]~[5]中任一项所述的加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，在钢板表面具有镀膜。
[7]一种拉伸强度为590MPa以上的加工性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧并在精轧结束后进行冷却、卷取而制成热轧钢板时，将上述钢原材设定为以使S、N和Ti满足下式(1)的方式以质量%计含有C：0.005%以上且0.050%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.8%以下、P：0.025%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：0.06%以下、Ti：0.05%以上且0.10%以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，将上述精轧的精轧温度设定为880℃以上，将上述冷却的平均冷却速度设定为10℃/s以上，将上述卷取温度设定为550℃以上且低于800℃，
Ti≥0.04+(N/14×48+S/32×48)…(1)
其中，S、N、Ti为各元素的含量(质量%)。
[8]如上述[7]所述的加工性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，进一步以满足下式(2)的方式以质量%计含有B：0.0003%以上且0.0035%以下，
B≥0.001×Mn  …(2)
其中，Mn、B为各元素的含量(质量%)。
[9]如上述[7]或[8]所述的加工性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述组成满足下式(4)，
C/12＞Ti/48-N/14-S/32…(4)
其中，C、S、N、Ti为各元素的含量(质量%)。
[10]如上述[7]~[9]中任一项所述的加工性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，进一步以质量%计含有合计为0.1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta中的任意一种以上。
发明效果
根据本发明，能够提供适合作为汽车用钢板等的、拉伸强度(TS)为590MPa以上并且能够充分作为冲压时的截面形状复杂的行走部件等的原材料应用的具有优良加工性(延伸凸缘性)的高张力热轧钢板，从而在产业上发挥显著的效果。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
首先，对本发明钢板的组织和碳化物的限定理由进行说明。
本发明的热轧钢板具有铁素体相以相对于组织整体的面积率计为95%以上的基体、和含有Ti且平均粒径小于10nm的微细碳化物在该基体中分散析出、且该微细碳化物相对于组织整体的体积比为0.0007以上的组织。
铁素体相：以相对于组织整体的面积率计为95%以上
在本发明中，为了确保热轧钢板的加工性(延伸凸缘性)，需要形成铁素体相。为了提高热轧钢板的延伸性和延伸凸缘性，有效的是使热轧钢板的组织为位错密度低的延展性优良的铁素体相。特别是，为了提高延伸凸缘性，优选使热轧钢板的组织为铁素体单相组织，即使在不是完全的铁素体单相组织的情况下，只要实质上是铁素体单相组织、即以相对于组织整体的面积率计95%以上为铁素体相，就能充分发挥上述效果。因此，使铁素体相相对于组织整体的面积率为95%以上。优选为97%以上。
另外，本发明的热轧钢板中，作为铁素体相以外的组织，可以列举：渗碳体、珠光体、贝氏体相、马氏体相、残余奥氏体相等，这些组织的合计以相对于组织整体的面积率计为约5%以下、优选为约3%以下时是容许的。
含Ti的微细碳化物
含Ti的碳化物成为其平均粒径极小的微细碳化物的倾向强。因此，通过使微细碳化物在热轧钢板中分散析出而实现热轧钢板的高强度化的本发明中，作为分散析出的微细碳化物，设定为含Ti的微细碳化物。另外，如后所述，在本发明中优选设定为微细碳化物中的C与Ti的原子比满足预定条件的微细碳化物。
微细碳化物的平均粒径：小于10nm
为了对热轧钢板赋予期望的强度(拉伸强度：590MPa以上)，微细碳化物的平均粒径是极其重要的，在本发明中，使含Ti的微细碳化物的平均粒径小于10nm。微细碳化物在基体中析出时，该微细碳化物作为相对于向钢板施加变形时产生的位错移动的阻力发挥作用，由此使热轧钢板得到强化，在使微细碳化物的平均粒径小于10nm时，上述作用变得更显著。因此，使含Ti的微细碳化物的平均粒径小于10nm。更优选为5nm以下。
微细碳化物相对于组织整体的体积比：0.0007以上
为了对热轧钢板赋予期望的强度(拉伸强度：590MPa以上)，含Ti的微细碳化物的分散析出状态也是极其重要的，在本发明中，使含有Ti且平均粒径小于10nm的微细碳化物以相对于组织整体的体积比为0.0007以上的方式分散析出。该体积比低于0.0007时，即使含Ti的微细碳化物的平均粒径小于10nm，该微细碳化物的量也少，因此，难以可靠地确保期望的热轧钢板强度(拉伸强度：590MPa以上)。因此，使上述体积比为0.0007以上。另外，上述体积比超过0.004时，强度变得过高，可能会使延伸凸缘性降低。因此，优选使上述体积比为0.0007以上且0.004以下。
另外，本发明中，作为含Ti的微细碳化物的析出形态，除了作为主要析出形态的列状析出以外，即使混合存在有无序析出的微细碳化物，也不会给特性带来任何影响，因而不考虑析出形态而将各种析出形态合并称为分散析出。
接下来，对本发明热轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，表示以下的成分组成的%在没有特别说明的情况下表示质量%。
C：0.005%以上且0.050%以下
C是用于形成微细碳化物而使热轧钢板强化所需的元素。C含量低于0.005%时，无法确保期望的体积比的微细碳化物，从而无法得到590MPa以上的拉伸强度。另一方面，C含量超过0.050%时，强度上升并且容易在钢板中形成珠光体，从而容易变得难以得到优良的延伸凸缘性。因此，使C含量为0.005%以上且0.050%以下。优选为0.020%以上且0.035%以下。更优选为0.020%以上且0.030%以下。
Si：0.2%以下
Si是固溶强化元素，并且是对钢的高强度化有效的元素。但是，Si含量超过0.2%时，会促进来自铁素体相的C析出，容易在晶界处析出粗大的Fe碳化物，从而使延伸凸缘性降低。另外，过量的Si会给镀覆性带来不利影响。因此，使Si含量为0.2%以下。优选为0.05%以下。
Mn：0.8%以下
Mn是固溶强化元素，并且是对钢的高强度化有效的元素，因此，从对热轧钢板进行强化的观点出发，优选使Mn含量提高。但是，Mn含量超过0.8%时，容易发生偏析，并且形成铁素体相以外的相、即硬质相，从而使延伸凸缘性降低。因此，使Mn含量为0.8%以下。优选为0.35%以下。更优选为0.3%以下。
P：0.025%以下
P是固溶强化元素，并且是对钢的高强度化有效的元素，但P含量超过0.025%时，偏析变得显著，从而使延伸凸缘性降低。因此，使P含量为0.025%以下。优选为0.02%以下。
S：0.01%以下
S是使热加工性(热轧性)降低的元素，除了使钢坯的热裂纹敏感性增高以外，还会在钢中以MnS的形式存在而使热轧钢板的延伸凸缘性变差。因此，本发明中优选尽量减少S，使其为0.01%以下。优选为0.005%以下。
N：0.01%以下
N在本发明中是有害的元素，优选尽量减少。特别是N含量超过0.01%时，会导致在钢中生成粗大氮化物，从而使延伸凸缘性降低。因此，使N含量为0.01%以下。优选为0.006%以下。
Al：0.06%以下
Al是作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.001%以上，但含量超过0.06%时，使延伸性和延伸凸缘性降低。因此，使Al含量为0.06%以下。
Ti：0.05%以上且0.10%以下
Ti在本发明中是最重要的元素。Ti是通过形成碳化物而维持优良的延伸凸缘性并且有助于钢板的高强度化的元素。Ti含量低于0.05%时，无法确保期望的热轧钢板强度(拉伸强度：590MPa以上)。另一方面，Ti含量超过0.10%时，存在延伸凸缘性降低的倾向。因此，使Ti含量为0.05%以上且0.10%以下。优选为0.065%以上且0.095%以下。
本发明的热轧钢板以上述范围并且以满足(1)式的方式含有S、N、Ti。
Ti≥0.04+(N/14×48+S/32×48)…(1)
其中，S、N、Ti为各元素的含量(质量%)。
上述(1)式是为了使含Ti的微细碳化物达到上述期望的析出状态而应当满足的必要条件，在本发明中是极其重要的指标。
Ti≥0.04+(N/14×48+S/32×48)…(1)
如前所述，在本发明中，使含Ti的微细碳化物在热轧钢板中分散析出，在热轧前的加热中使钢原材中的碳化物溶解，并主要在热轧后的卷取时使该微细碳化物析出。在此，为了使上述微细碳化物以使其尺寸为平均粒径小于10nm的方式稳定地析出并且使其以相对于组织整体的体积比为0.0007以上的方式分散析出，需要充分确保作为微细碳化物的析出核的Ti量。但是，在高温范围内，Ti更容易形成氮化物或硫化物而不容易形成碳化物。因此，Ti含量相对于钢原材的N、S含量不充分时，随着上述氮化物或硫化物的析出，作为微细碳化物的析出核的Ti量减少，从而难以使含Ti的微细碳化物以期望的体积比(0.0007以上)析出。
因此，在本发明中，以使Ti、N、S含量满足(1)式Ti≥0.04+(N/14×48+S/32×48)的方式进行控制。由此，能够充分确保作为微细碳化物的析出核的Ti量，从而能够使上述微细碳化物以使其尺寸为平均粒径小于10nm的方式稳定地析出并且使其以相对于组织整体的体积比为0.0007以上的方式分散析出。
另外，在本发明中，在热轧前将钢原材加热至奥氏体区而使钢原材中的碳化物溶解，在之后的奥氏体→铁素体相变的同时析出含Ti的碳化物。但是，奥氏体→铁素体相变的温度高时，析出的含Ti的碳化物成为粗大的碳化物。因此，在本发明中，优选通过将奥氏体→铁素体相变的温度(Ar3相变点)调节至卷取温度范围而使含Ti的碳化物在卷取时析出。由此，能够抑制含Ti的碳化物发生粗大化，从而能够得到平均粒径小于10nm的碳化物。
为了将奥氏体→铁素体相变的温度(Ar3相变点)调节至卷取温度范围，优选在上述组成的基础上进一步以满足下式(2)的方式含有B：0.0003%以上且0.0035%以下。
B≥0.001×Mn…(2)
B：0.0003%以上且0.0035%以下
B是使钢的Ar3相变点降低的元素，在本发明中，通过添加B而使钢的Ar3相变点降低，能够实现含Ti的碳化物的微细化。B含量低于0.0003%时，Ar3相变点不怎么降低，从而无法充分表现出使含Ti的碳化物微细化的效果。另一方面，含量超过0.0035%时，上述效果饱和。因此，优选使B含量为0.0003%以上且0.0035%以下。更优选为0.0005%以上且0.0020%以下。
B≥0.001×Mn…(2)
本发明中，在含有B的情况下，将钢中的B含量与Mn含量的比率控制在适当范围也是重要的。本发明人对于使含Ti的碳化物在铁素体相相对于组织整体的面积率为95%以上的基体中微细(平均粒径小于10nm)地分散析出的方法进行了研究。结果新发现，将热轧过程中的奥氏体→铁素体相变的温度(Ar3相变点)调节至后述的卷取温度范围是将含Ti的碳化物微细化至平均粒径小于10nm的极其有效的方法。
另外，本发明人进行了进一步的研究，结果发现，对于本发明的钢组成而言，通过将钢原材的B含量与Mn含量以满足期望关系的方式进行控制，能够将钢的Ar3相变点调节至目标范围。B低于(0.001×Mn)时，钢的Ar3相变点增高，含Ti的碳化物无法充分微细化。因此，含有B时设定为B≥0.001×Mn。
需要说明的是，在本发明中，作为固溶强化元素的Mn的含量超过0.35%时，能够在不利用上述B的效果的情况下确保期望的钢板强度(拉伸强度：590MPa以上)。但是，Mn的含量为0.35%以下时，有时难以在不利用上述B的效果的情况下确保期望的钢板强度。因此，Mn的含量为0.35%以下的情况下，为了使含Ti的碳化物进一步微细化而优选含有B。
另外，在本发明中，优选以上述范围并且满足(4)式的方式调节C、S、N、Ti的含量。
C/12＞Ti/48-N/14-S/32…(4)
其中，C、S、N、Ti为各元素的含量(质量%)。
如前所述，含Ti的碳化物成为其平均粒径极小的微细碳化物的倾向强。但是，与C结合的Ti以原子比计达到C以上时，碳化物容易发生粗大化。而且，随着碳化物的粗大化，由碳化物带来的析出强化量降低，从而难以确保期望的热轧钢板强度(拉伸强度：590MPa以上)。
因此，在本发明中，优选以(4)式的方式对C、Ti、N、S含量进行规定。即，在本发明中，对于钢原材中含有的C和Ti，优选使C的原子%(C/12)大于有助于碳化物生成的Ti的原子%(Ti/48-N/14-S/32)。由此，能够抑制含Ti的微细碳化物的粗大化。
另外，在本发明中，也可以以(3)式的方式规定含Ti的微细碳化物的C与Ti的原子比来代替以(4)式的方式规定C、Ti、N、S含量。
C/Ti＞1.0…(3)
其中，C/Ti为微细碳化物中的C与Ti的原子比。
另外认为，碳化物中的Ti为C以上时碳化物容易发生粗大化是因为碳化物的粗大化受到扩散慢的Ti的扩散的限制。
本发明的钢板中，也可以含有合计为0.1%以下、优选为0.03%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta中的任意一种以上。另外，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。
另外，本发明的钢板可以在表面具有镀膜。通过在钢板表面形成镀膜，使热轧钢板的耐腐蚀性提高，从而能够得到适合作为暴露于严酷的腐蚀环境的部件、例如汽车的行走部件的原材料的热轧钢板。另外，作为镀膜，可以列举例如热镀锌膜或合金化热镀锌膜等。
接下来，对本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的特征在于，对钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧并在精轧结束后进行冷却、卷取而制成热轧钢板。此时，将精轧的精轧温度设定为880℃以上，将平均冷却速度设定为10℃/s以上，将卷取温度设定为550℃以上且低于800℃。
本发明中，钢原材的熔炼方法没有特别限定，可以使用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，考虑到偏析等问题，优选在熔炼后通过连铸法制成钢坯(钢原材)，也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成钢坯。另外，在铸造后对钢坯进行热轧时，可以在利用加热炉对钢坯进行再加热后进行轧制，也可以在保持预定温度以上的温度的情况下直接进行轧制而不对钢坯进行加热。
对如上得到的钢原材实施粗轧和精轧，但在本发明中，需要在粗轧前使钢原材中的碳化物溶解。在含有作为碳化物形成元素的Ti的本发明中，优选将钢原材的加热温度设定为1150℃以上。但是，钢原材的加热温度过高时，表面被过度氧化而生成TiO2，从而使Ti被消耗，在制成钢板的情况下，其表面附近的硬度变得容易降低，因此，优选将上述加热温度设定为1300℃以下。另外，如前所述，在将粗轧前的钢原材保持预定温度以上的温度、使钢原材中的碳化物溶解的情况下，可以省略对粗轧前的钢原材进行加热的工序。另外，粗轧条件不需要特别进行限定。
精轧温度：880℃以上
精轧温度的优化在确保热轧钢板的延伸性和延伸凸缘性并且降低精轧的轧制载荷的方面是重要的。精轧温度低于880℃时，热轧钢板表层的晶粒成为粗大晶粒，从而损害延伸凸缘性。另外，由于在未再结晶温度范围内进行轧制，因此，粗大的Ti碳化物在原奥氏体晶界处析出，从而使延伸凸缘性降低。因此，将精轧温度设定为880℃以上。优选为900℃以上。另外，精轧温度变得过高时，晶粒发生粗大化而给期望的钢板强度(拉伸强度：590MPa以上)的确保带来不利影响，因此，优选将精轧温度设定为1000℃以下。
平均冷却速度：10℃/s以上
精轧结束后，从880℃以上的温度开始至卷取温度为止的平均冷却速度低于10℃/s时，Ar3相变点增高，从而使含Ti的碳化物不能充分微细化。因此，将上述平均冷却速度设定为10℃/s以上。优选为30℃/s以上。
卷取温度：550℃以上且低于800℃
卷取温度的优化在使热轧钢板的组织在热轧钢板的整个宽度方向上成为期望的组织、即铁素体相以相对于组织整体的面积率计为95%以上的基体和含有Ti且平均粒径小于10nm的微细碳化物分散析出且该微细碳化物相对于组织整体的体积比为0.0007以上的组织的方面是极其重要的。
卷取温度低于550℃时，在容易形成过度冷却状态的轧制材料宽度方向的端部，微细碳化物的析出变得不充分，从而难以赋予期望的钢板强度(拉伸强度：590MPa以上)。另外，产生难以确保输出辊道上的运行稳定性的问题。另一方面，卷取温度为800℃以上时，产生珠光体，从而难以形成铁素体相以相对于组织整体的面积率计为95%以上的基体。因此，将卷取温度设定为550℃以上且低于800℃。优选为550℃以上且低于700℃，更优选为580℃以上且低于700℃。
如上所述，为了制造拉伸强度(TS)为590MPa以上并且能够作为截面形状复杂的行走部件等的原材料应用的具有优良加工性(延伸凸缘性)的高张力热轧钢板，需要使平均粒径小于10nm的微细碳化物以期望的体积比(0.0007以上)在钢板的整个宽度方向上分散析出。
但是，在本发明中，通过含有相对于作为热轧钢板的原材料的钢中的N、S含量为预定量以上的Ti(Ti≥0.04+(N/14×48+S/32×48))、或者进一步以使作为热轧钢板的原材料的钢中的B、Mn含量满足预定关系(B≥0.001×Mn)的方式含有B、Mn而控制为平均粒径小于10nm的微细碳化物充分地分散析出的组成。因此，根据本发明，即使不那么严格地规定热轧钢板的制造条件，也能够使平均粒径小于10nm的微细碳化物以期望的体积比(0.0007以上)在整个宽度方向上分散析出，从而在热轧钢板的整个宽度方向上赋予均匀且良好的特性(拉伸强度、延伸凸缘性)。
另外，在本发明中，通过对如上制造的热轧钢板实施镀覆处理，可以在钢板表面形成镀膜。例如，可以实施作为镀覆处理的热镀锌处理而形成热镀锌膜，或者可以在热镀锌处理后进一步实施合金化处理，由此在钢板表面形成合金化热镀锌膜。
实施例
(实施例1)
通过通常公知的方法对表1所示组成的钢水进行熔炼、连铸，制成壁厚为250mm的钢坯(钢原材)。将这些钢坯加热至1250℃后，进行粗轧，实施设定为表2所示的精轧温度的精轧，精轧结束后，在从880℃的温度开始至卷取温度为止的温度范围内以表2所示的平均冷却速度进行冷却，并在表2所示的卷取温度下进行卷取，制成板厚为2.3mm的热轧钢板。另外，对于一部分热轧钢板(钢No.A的热轧编号2)，将它们浸渍到480℃的镀锌浴(0.1%Al-Zn)中，形成附着量45g/m2的热镀锌膜后，在520℃下进行合金化处理，制成合金化热镀锌钢板。
[表1]
Figure BDA00002637823500171
(1)式：0.04+(N/14×48+S/32×48)
(2)式：0.001×Mn(质量%)
[表2]
Figure BDA00002637823500172
从通过上述得到的热轧钢板上裁取试验片，进行组织观察、拉伸试验、扩孔试验，求出铁素体相的面积率、含Ti的微细碳化物的平均粒径和体积比、以及该微细碳化物中的C与Ti的原子比、拉伸强度、扩孔率(延伸凸缘性)。试验方法如下所述。
(i)组织观察
从所得到的热轧钢板上裁取试验片，对与试验片的轧制方向平行的截面进行机械研磨，用硝酸乙醇溶液腐蚀后，使用利用扫描电子显微镜(SEM)以倍率：3000倍拍摄而得到的组织照片(SEM照片)，利用图像分析装置求出铁素体相、铁素体相以外的组织的种类和它们的面积率。
另外，使用透射电子显微镜(TEM)以倍率：120000~260000倍对由热轧钢板制作的薄膜进行观察，求出含Ti的微细碳化物的粒径和体积比。
另外，利用装配在TEM上的X射线能谱仪(EDX)求出微细碳化物中的C与Ti的原子比。
另外，关于含Ti的微细碳化物的粒径，基于260000倍下的30个视野的观察结果，通过利用圆拟合的图像处理求出各个粒径，并对所求出的粒径进行算术平均，将所得值作为平均粒径。另外，从与求出上述粒径的观察结果相同的观察结果，通过图像分析求出微细碳化物相对于组织整体的面积比，并将该面积比作为体积比。
(ii)拉伸试验
从所得到的热轧钢板上裁取以与轧制方向垂直的方向为拉伸方向的JIS 5号拉伸试验片(JIS Z 2201)，基于JIS Z 2241的规定进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)。
(iii)扩孔试验
从所得到的热轧钢板上裁取试验片(大小：130mm×130mm)，通过冲裁加工在该试验片上形成初始直径d0为的孔。使用这些试验片来实施扩孔试验。即，在该孔中插入顶角为60°的圆锥冲头，使该孔扩展，测定裂纹贯通热轧钢板(试验片)时的孔的直径d，通过下式计算出扩孔率λ(%)。
扩孔率λ(%)={(d-d0)/d0}×100
将所得到的结果示于表3中。
[表3]
Figure BDA00002637823500192
*1：F为铁素体，P为珠光体，B为贝氏体
*2：铁素体相相对于组织整体的面积率(%)
*3：含Ti的微细碳化物相对于组织整体的体积比
*4：含Ti的微细碳化物的C与Ti的原子比
本发明例中，均形成兼具拉伸强度TS为590MPa以上的高强度和扩孔率λ为100%以上的优良的延伸凸缘性的热轧钢板。另一方面，偏离本发明范围的比较例中，或者未能确保预定的高强度，或者未能确保扩孔率λ。
(实施例2)
通过通常公知的方法对表4所示组成的钢水进行熔炼、连铸，制成壁厚为250mm的钢坯(钢原材)。将这些钢坯加热至1250℃后，进行粗轧，实施设定为表5所示的精轧温度的精轧，精轧结束后，在从880℃的温度开始至卷取温度为止的温度范围内以表5所示的平均冷却速度进行冷却，并在表5所示的卷取温度下进行卷取，制成板厚为2.3mm的热轧钢板。另外，对于一部分热轧钢板(钢No.H的热轧编号13、钢No.I的热轧编号15)，将它们浸渍到480℃的镀锌浴(0.1%Al-Zn)中，形成附着量45g/m2的热镀锌膜，制成热镀锌钢板。另外，对于另一部分热轧钢板(钢No.J的热轧编号18、钢No.K的22)，与上述同样地形成热镀锌膜后，在520℃下进行合金化处理，制成合金化热镀锌钢板。
Figure BDA00002637823500211
[表5]
Figure BDA00002637823500221
从通过上述得到的热轧钢板上裁取试验片，与实施例1同样地进行组织观察、拉伸试验、扩孔试验，求出铁素体相的面积率、含Ti的微细碳化物的平均粒径和体积比、以及该微细碳化物中的C与Ti的原子比、拉伸强度、扩孔率(延伸凸缘性)。
将所得到的结果示于表6中。
[表6]
Figure BDA00002637823500231
*1：F为铁素体，P为珠光体，B为贝氏体
*2：铁素体相相对于组织整体的面积率(%)
*3：含Ti的微细碳化物相对于组织整体的体积比
*4：含Ti的微细碳化物的C与Ti的原子比
本发明例中，均形成兼具拉伸强度TS为590MPa以上的高强度和扩孔率λ为100%以上的优良的延伸凸缘性的热轧钢板。另一方面，偏离本发明范围的比较例中，或者未能确保预定的高强度，或者未能确保扩孔率λ。

Claims (10)

1.一种加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，
具有：以使S、N和Ti满足下式(1)的方式以质量%计含有C：0.005%以上且0.050%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.8%以下、P：0.025%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：0.06%以下、Ti：0.05%以上且0.10%以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成；铁素体相相对于组织整体的面积率为95%以上的基体；和含有Ti且平均粒径小于10nm的微细碳化物分散析出、且该微细碳化物相对于组织整体的体积比为0.0007以上的组织，
并且，拉伸强度为590MPa以上，
Ti≥0.04+(N/14×48+S/32×48)…(1)
其中，S、N、Ti为各元素的含量(质量%)。
2.如权利要求1所述的加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，进一步以满足下式(2)的方式以质量%计含有B：0.0003%以上且0.0035%以下，
B≥0.001×Mn  …(2)
其中，Mn、B为各元素的含量(质量%)。
3.如权利要求1或2所述的加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，所述组成满足下式(4)，
C/12＞Ti/48-N/14-S/32…(4)
其中，C、S、N、Ti为各元素的含量(质量%)。
4.如权利要求1~3中任一项所述的加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，所述微细碳化物为以所含的C与Ti的原子比计满足下式(3)的碳化物，
C/Ti＞1.0…(3)
其中，C/Ti为微细碳化物中C与Ti的原子比。
5.如权利要求1~4中任一项所述的加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，进一步以质量%计含有合计为0.1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta中的任意一种以上。
6.如权利要求1~5中任一项所述的加工性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，在钢板表面具有镀膜。
7.一种拉伸强度为590MPa以上的加工性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，在对钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧并在精轧结束后进行冷却、卷取而制成热轧钢板时，将所述钢原材设定为以使S、N和Ti满足下式(1)的方式以质量%计含有C：0.005%以上且0.050%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.8%以下、P：0.025%以下、S：0.01%以下、N：0.01%以下、Al：0.06%以下、Ti：0.05%以上且0.10%以下、且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，将所述精轧的精轧温度设定为880℃以上，将所述冷却的平均冷却速度设定为10℃/s以上，将所述卷取温度设定为550℃以上且低于800℃，
Ti≥0.04+(N/14×48+S/32×48)…(1)
其中，S、N、Ti为各元素的含量(质量%)。
8.如权利要求7所述的加工性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，进一步以满足下式(2)的方式以质量%计含有B：0.0003%以上且0.0035%以下，
B≥0.001×Mn…(2)
其中，Mn、B为各元素的含量(质量%)。
9.如权利要求7或8所述的加工性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述组成满足下式(4)，
C/12＞Ti/48-N/14-S/32…(4)
其中，C、S、N、Ti为各元素的含量(质量%)。
10.如权利要求7~9中任一项所述的加工性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，进一步以质量%计含有合计为0.1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta中的任意一种以上。
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