CN102959118B - 延伸凸缘性优良的高强度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延伸凸缘性的高强度热轧钢板及其制造方法。一种延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板，具有如下组成：含有C：大于0.035%且0.055%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.35%以下、P：0.03%以下、S：0.03%以下、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、Ti：0.08%以上且0.25%以下、B：0.0005%以上且0.0035%以下，并且，固溶B：0.0005%以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且具有含有面积率大于95%的铁素体相的基体，以及在上述铁素体相的晶粒内平均粒径小于10nm的Ti碳化物微细析出、该Ti碳化物的体积比为0.0015以上且0.007以下的组织，并且拉伸强度为780MPa以上。

Description

延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于以汽车为代表的运输机械类的部件、建筑用钢材等结构用钢材且兼具拉伸强度(TS)为780MPa以上的高强度和优良的延伸凸缘性的高强度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，维持汽车车身的强度并且谋求车身的轻量化而改善汽车的燃料效率在汽车业界常常视为重要的课题。在维持汽车车身的强度并且谋求车身的轻量化方面，有效的是通过使作为汽车部件用材料的钢板高强度化而使钢板薄壁化。
另一方面，大部分以钢板作为材料的汽车部件通过冲压加工或和去毛刺加工等而成形，因此，要求汽车部件用钢板具有优良的延展性和延伸凸缘性。因此，对于汽车部件用钢板而言，需要重视强度和加工性并且延伸凸缘性等加工性优良的高强度钢板。
因此，对于兼具强度和加工性的高强度钢板，迄今为止已进行了大量的研究开发，但一般而言，钢铁材料的加工性会随着高强度化而降低，因此，在不损害强度的情况下对高强度钢板赋予延伸凸缘性等加工性是不容易的。例如，已知通过使钢板组织为软质铁素体中分散有马氏体等硬质低温相变相而形成的复合组织来制成延展性优良的高强度钢板的技术。该技术为通过对分散在铁素体中的马氏体量进行优化来兼顾高强度和高延展性的技术。但是，对于这种具有复合组织的钢板而言，实施扩大冲裁部的所谓延伸凸缘成形时，出现容易从软质铁素体与马氏体等硬质低温相变相的界面产生裂纹而断裂的问题。即，对于由软质铁素体和马氏体等硬质低温相变相构成的复合组织高强度钢板而言，无法得到充分的延伸凸缘性。
另外，专利文献1中提出了如下技术，通过以重量%计含有C：0.03~0.20%、Si：0.2~2.0%、Mn：2.5%以下、P：0.08%以下、S：0.005%以下，并且使钢板组织为主要由贝氏体铁素体构成的组织或由铁素体和贝氏体铁素体构成的组织，来提高拉伸强度：500N/mm2以上的高强度热轧钢板的延伸凸缘性。而且，根据该技术，通过在钢中生成具有板条状组织并且未生成碳化物的位错密度高的贝氏体铁素体组织，能够对高强度材料赋予高延伸凸缘性。另外，在生成贝氏体铁素体组织的同时生成位错少的高延展性且延伸凸缘性良好的铁素体组织时，强度和延伸凸缘性均达到良好。
另一方面，并非仅着眼于延伸凸缘性，专利文献2中提出如下技术，通过采用以重量%计含有C：0.01~0.10%、Si：1.5%以下、Mn：大于1.0%且2.5%以下、P：0.15%以下、S：0.008%以下、Al：0.01~0.08%、B：0.0005~0.0030%、Ti、Nb中的一种或两种的合计：0.10~0.60%的组成，并且采用铁素体量以面积率计为95%以上且铁素体的平均晶粒径为2.0~10.0μm、不含马氏体和残留奥氏体的组织，来提高拉伸强度(TS)为490MPa以上的高强度热轧钢板的疲劳强度和延伸凸缘性。
另外，专利文献3中提出了如下技术，通过采用以重量比计含有C：0.05~0.15%、Si：1.50%以下、Mn：0.70~2.50%、Ni：0.25~1.5%、Ti：0.12~0.30%、B：0.0005~0.0030%、P：0.020%以下、S：0.010%以下、sol.Al：0.010~0.10%、N：0.0050%以下的组成，使铁素体晶粒的粒径为10μm以下并且析出尺寸为10nm以下的TiC和尺寸为10μm以下的铁碳化物，来确保热轧钢板的弯曲加工性和焊接性并且使其拉伸强度(TS)为950N/mm2(950MPa)以上。而且，根据该技术，通过使铁素体晶粒和TiC微细化并且使Mn含量为0.70%以上，使钢板强度提高并且弯曲加工性提高。
另外，专利文献4中提出了如下技术，通过采用以重量%计含有C：0.02~0.10%、Si≤2.0%、Mn：0.5~2.0%、P≤0.08%、S≤0.006%、N≤0.005%、Al：0.01~0.1%、且含有Ti：0.06~0.3%且0.50＜(Ti-3.43N-1.5S)/4C的量的Ti的组成，并且采用低温相变生成物和珠光体的面积比率为15%以下且多边形铁素体中分散有TiC的组织，来制成具有优良的延伸凸缘性且拉伸强度(TS)为70kgf/mm2(686MPa)以上的热轧钢板。另外，根据该技术，通过使钢板组织的大部分为固溶C少的多边形铁素体且利用TiC的析出强化和Mn(含量：0.5%以上)与P的固溶强化，能够使拉伸强度(TS)提高并且得到优良的延伸凸缘性。
另外，专利文献5中提出了一种实质上由铁素体单相组织的基体和分散在该基体中的粒径小于10nm的微细析出物构成且具有550MPa以上的拉伸强度的冲压成形性优良的薄钢板。该技术中，优选采用以重量%计含有C＜0.10%、Ti：0.03~0.10%、Mo：0.05~0.6%且以Fe作为主要成分的组成，由此，制成高强度且扩孔率和总伸长率均良好的薄钢板。此外，还示出了含有Si：0.04~0.08%、Mn：1.59~1.67%的示例。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-172924号公报
专利文献2：日本特开2000-328186号公报
专利文献3：日本特开平8-73985号公报
专利文献4：日本特开平6-200351号公报
专利文献5：日本特开2002-322539号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，对于专利文献1中提出的技术而言，铁素体含量增多时，无法期待进一步的高强度化。另外，为了实现高强度化而采用添加有硬质第二相复合组织代替铁素体时，与上述铁素体-马氏体复合组织钢板同样，在延伸凸缘成形时容易从贝氏体铁素体与硬质第二相的界面产生裂纹而断裂，从而出现延伸凸缘性降低这样的问题。
另外，对于专利文献2中提出的技术而言，虽然通过使晶粒微细化而提高了钢板的延伸凸缘性，但所得到的钢板的拉伸强度(TS)最高不过约680MPa(参考专利文献1的实施例)，存在无法期待进一步的高强度化这样的问题。
另外，对于专利文献3中提出的技术而言，虽然对钢板的弯曲加工性进行了研究，但未对钢板的延伸凸缘性进行研究。弯曲加工和扩孔加工(延伸凸缘成形)的加工模式不同，对于弯曲加工性和延伸凸缘性而言，对钢板所要求的性质不同，因此，存在弯曲加工性优良的高强度钢板未必一定具有良好的延伸凸缘性这样的问题。
另外，对于专利文献4中提出的技术而言，为了实现高强度化而大量含有Mn进而大量含有Si，从而难以稳定地得到多边形铁素体主体的组织，另外，铸造时会发生显著的偏析，因此，存在加工时容易沿着该偏析产生裂纹从而使延伸凸缘性出现变差的倾向这样的问题。
另外，对于专利文献5中提出的技术而言，也示出了含有1.59~1.67%的Mn的示例，因此，容易因Mn的偏析而在加工时产生裂纹，根据该技术，也存在难以稳定地确保优良的延伸凸缘加工性这样的问题。
如上所述，从延伸凸缘性的观点出发，不优选使钢板组织为复合组织。另外，使钢板组织为铁素体单相组织时，虽然延伸凸缘性得到改善，但对于现有的铁素体单相组织钢板而言，难以在维持优良的延伸凸缘性的情况下确保高强度。
本发明有利地解决上述现有技术中存在的问题，其目的在于提供拉伸强度(TS)为780MPa以上且具有优良的延伸凸缘性的高强度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，本发明人对于影响铁素体单相组织的热轧钢板的高强度化和延伸凸缘性的各种主要原因进行了深入研究。结果发现，以往作为固溶强化元素对钢板的高强度化极为有效而在高强度热轧钢板积极地含有的Mn和Si给延伸凸缘性带来不良影响。
因此，本发明人对含有大量Mn和Si的(热轧)钢板进行了组织观察，结果确认，在其板厚中央部存在Mn的浓度的波动(由于Mn的偏析而产生的异质组织或珠光体)，从而发现该异质组织给延伸凸缘性带来了不良影响。并且发现，关于(热轧)钢板的组成，通过将Mn含量和Si含量控制在预定量以下，能够抑制上述的异质组织。另外还一并发现，通过积极地添加B，能够使奥氏体(γ)-铁素体(α)相变抑制在低温侧，从而能够容易地抑制上述的异质组织和珠光体的形成。
另一方面，伴随着作为固溶强化元素的Mn含量和Si含量的抑制，不可避免地产生钢板强度的降低。因此，本发明人尝试了应用利用Ti碳化物的析出强化代替利用Mn和Si的固溶强化来作为强化机制。通过在钢板中微细析出Ti碳化物，可以期待大幅提高钢板强度的效果。但是，Ti碳化物容易粗大化，难以使Ti碳化物以微细的状态在钢板中析出，并且维持微细的状态，因此，无法得到充分的强度提高效果。
因此，本发明人进一步进行研究来摸索使Ti碳化物以微细的状态在钢板中析出的手段。结果新发现，固溶B有效地作用于Ti碳化物的粗大化抑制。固溶的B在Ti碳化物的周围偏析而抑制Ti碳化物的粗大化，从而使Ti碳化物微细化。即发现，通过在钢板中含有期望量的固溶B，能够抑制Ti的扩散而实现Ti碳化物的微细化，利用Ti碳化物的析出强化能够代替利用Mn和Si的固溶强化作为有效的强化机制而发挥作用。
需要说明的是，存在于(热轧)钢板的板厚中央部附近的由Mn偏析导致的异质组织给延伸凸缘性带来不良影响的原因尚未明确，但本发明人认为如下。推测在对孔进行冲裁并进一步进行使孔扩大的延伸凸缘成形的情况下，在中央部存在异质组织时，在其周围容易形成初期裂纹，通过之后的加工(扩孔加工)而形成沿板厚方向上传播的裂纹，从而使扩孔率降低。
本发明基于上述见解而完成，其要点如下。
(1)一种延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量%计含有C：大于0.035%且0.055%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.35%以下、P：0.03%以下、S：0.03%以下、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、Ti：0.08%以上且0.25%以下、B：0.0005%以上且0.0035%以下，并且，固溶B：0.0005%以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有含有面积率大于95%的铁素体相的基体，以及在上述铁素体相的晶粒内平均粒径小于10nm的Ti碳化物微细析出、且该Ti碳化物的体积比为0.0015以上且0.007以下的组织，
并且，拉伸强度为780MPa以上。
(2)如(1)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，钢板表面具有镀层。
(3)如(1)或(2)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有合计为1.0%以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的一种以上。
(4)一种延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板的制造方法，将钢原材加热至奥氏体单相区，实施包括粗轧和精轧的热轧，精轧结束后，进行冷却、卷取而制成热轧钢板，所述制造方法的特征在于，
使上述钢原材的组成如下：以质量%计含有C：大于0.035%且0.055%以下、Si：0.2%以下、Mn：0.35%以下、P：0.03%以下、S：0.03%以下、Al：0.1%以下、N：0.01%以下、Ti：0.08%以上且0.25%以下、B：0.0005%以上且0.0035%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
使上述精轧的精轧温度为850℃以上，使上述冷却的平均冷却速度为10℃/s以上，使上述卷取温度为550℃以上且680℃以下。
(5)如(4)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量%计还含有合计为1.0%以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Se、Zn、Cs中的一种以上。
(6)如(4)或(5)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，进一步对上述热轧钢板实施镀覆处理。
(7)如(6)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，对上述热轧钢板实施继所述镀覆处理之后的合金化处理。
发明的效果
根据本发明，能够得到适用于以汽车为代表的运输机械类的部件、建筑用钢材等结构用钢材且兼具拉伸强度(TS)为780MPa以上的高强度和优良的延伸凸缘性的高强度热轧钢板，能够进一步扩大高强度热轧钢板的用途，在产业上发挥显著的效果。
附图说明
图1是示意性地表示Ti碳化物的析出形状的图。
具体实施方式
以下，对本发明进行详细说明。
本发明的热轧钢板的特征在于，实质上采用铁素体单相组织，并且通过降低钢板中的Mn含量和Si含量而使板厚中央部的Mn偏析减轻而无害化或者进一步使Si偏析减轻而无害化，由此提高钢板的延伸凸缘性。另外，本发明的热轧钢板的特征还在于，通过析出期望量的微细Ti碳化物并进一步使固溶B在Ti碳化物的周围偏析而抑制微细Ti碳化物的生长、粗大化来实现钢板的高强度化。
首先，对本发明钢板的组织的限定理由进行说明。
本发明的热轧钢板具有含有面积率大于95%的铁素体相的基体、和在上述铁素体相的晶粒内平均粒径小于10nm的Ti碳化物微细析出且该Ti碳化物的体积比为0.0015以上且0.007以下的组织。
铁素体相：以面积率计大于95%
本发明中，为了确保热轧钢板的延伸凸缘性而需要形成铁素体相。为了提高热轧钢板的延展性和延伸凸缘性，使热轧钢板的基体组织为位错密度低的延展性优良的铁素体相是有效的。特别是，为了提高延伸凸缘性而优选使热轧钢板的基体组织为铁素体单相，即使是不完全的铁素体单相的情况下，只要实质上为铁素体单相、即以相对于基体组织整体的面积率计大于95%为铁素体相即可充分发挥上述效果。因此，使铁素体相的面积率大于95%。优选为97%以上。
本发明的热轧钢板中，作为基体中可含有的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、残留奥氏体相等。这些组织存在于基体中时，延伸凸缘性会降低，但只要这些组织相对于基体组织整体的合计面积率小于5%则可被接受。优选为3%以下。
Ti碳化物
如上所述，本发明的热轧钢板中，为了抑制给延伸凸缘性带来不良影响的板厚中央部的Mn偏析以及Si偏析而降低作为固溶强化元素的Mn、Si的含量，因此，无法期待由固溶强化带来的钢板强度的提高。因此，本发明的热轧钢板中，为了确保强度，需要在铁素体相的晶粒内使Ti碳化物微细析出。
Ti碳化物的平均粒径：小于10nm
在对热轧钢板赋予期望的强度(拉伸强度：780MPa以上)方面，Ti碳化物的平均粒径是极为重要的，本发明中，使Ti碳化物的平均粒径小于10nm。上述铁素体相的晶粒内Ti碳化物微细析出时，Ti碳化物作为对抗钢板中变形加剧时产生的位错的移动的阻力发挥作用，由此使热轧钢板得到强化。但是，伴随着Ti碳化物的粗大化，由Ti碳化物带来的析出强化能力降低，Ti碳化物的平均粒径为10nm以上时，无法得到足以用于补充由作为固溶强化元素的Mn、Si含量降低引起的钢板强度的降低量的钢板强化能力。因此，使Ti碳化物的平均粒径小于10nm。更优选为6nm以下。
需要说明的是，确认了本发明中的Ti碳化物的形状为如图1示意性示出的近似圆盘状(圆盘状)。本发明中，Ti碳化物的平均粒径ddef由观察到的近似圆盘状析出物的最大直径d(圆盘上下表面中的最大部分的直径)与正交于圆盘上下表面的方向上的近似圆盘状析出物的直径(厚度)t的算术平均值即ddef=(d+t)/2定义(测定)。
Ti碳化物的体积比：0.0015以上且0.007以下
在对热轧钢板赋予期望的强度(拉伸强度：780MPa以上)方面，Ti碳化物的分散析出状态也是极为重要的，本发明中，上述铁素体相的晶粒内，以相对于钢板组织整体的体积比为0.0015以上且0.007以下、即0.15%以上且0.7%以下的方式使平均粒径小于10nm的Ti碳化物微细析出。上述体积比小于0.0015时，即使Ti碳化物的平均粒径小于10nm，由于析出物量少，因此也无法对热轧钢板赋予期望的强度(拉伸强度：780MPa以上)。另一方面，上述体积比大于0.007时，钢板强度变得过高而使延伸凸缘性变差。因此，使上述体积比为0.0015以上且0.007以下。优选为0.002以上且0.005以下，更优选为0.003以上且0.005以下。
需要说明的是，本发明中的微细Ti碳化物的析出形态有时也观察到呈列状。但是，在包含各列状析出物的列的平面内无序地析出，实际上即使利用透射电子显微镜观察，多数情况下也观察不到析出物呈列状。
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，在没有特别说明的情况下，表示以下的成分组成的%表示质量%。
C：大于0.035%且0.055%以下
C是在钢板中形成Ti碳化物而使热轧钢板强化方面所必需的元素。C含量为0.035%以下时，无法确保期望的体积比的Ti碳化物，从而得不到780MPa以上的拉伸强度。另一方面，C含量大于0.055%时，拉伸强度过高，延展性(伸长率)降低。因此，使C含量大于0.035%且0.055%以下。优选为0.04%以上且0.05%以下。
Si：0.2%以下
Si作为在不使延展性(伸长率)降低的情况下提高钢板强度的有效元素而通常积极地含有在高强度钢板中。但是，Si促进在本发明的热轧钢板中应当避免的板厚中央部的Mn偏析，并且Si自身也是发生偏析的元素。因此，本发明中，为了抑制上述Mn偏析并且抑制Si的偏析而将Si含量限定为0.2%以下。优选为0.1%以下，更优选为0.05%以下。
Mn：0.35%以下
Mn是固溶强化元素，与Si同样积极地含有在通常的高强度钢板中。但是，在钢板中积极地含有Mn时，无法避免板厚中央部的Mn偏析，从而导致钢板的延伸凸缘性变差。因此，本发明中，为了抑制上述Mn偏析而将Mn含量限定为0.35%以下。优选为0.3%以下，更优选为0.25%以下。
P：0.03%以下
P是在晶界偏析而使伸长率降低、在加工时诱发裂纹的有害元素。因此，使P含量为0.03%以下。优选为0.020%以下，进一步优选为0.010%以下。
S：0.03%以下
S以MnS或TiS的形式存在于钢中，在热轧钢板的冲裁加工时促进空隙的产生，从而使延伸凸缘性降低。因此，本发明中，优选尽可能地减少S而使其为0.03%以下。优选为0.01%以下，进一步优选为0.003%以下。
Al：0.1%以下
Al是作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到这种效果，优选含有0.01%以上，但Al超过0.1%时，以Al氧化物的形式残留在钢板中，该Al氧化物容易凝集粗大化而成为使延伸凸缘性变差的主要原因。因此，使Al含量为0.1%以下。优选为0.065%以下。
N：0.01%以下
N在本发明中是有害的元素，优选尽可能地减少。N与Ti结合而形成TiN，但N含量超过0.01%时，所形成的TiN量增多而引起延伸凸缘性降低。因此，使N含量为0.01%以下。优选为0.006%以下。
Ti：0.08%以上且0.25%以下
Ti是在形成Ti碳化物而实现钢板的高强度化方面所必不可少的元素。另外，也是在通过与N结合而形成TiN来抑制BN的析出、确保后述的固溶B方面的重要元素。Ti含量小于0.08%时，难以确保期望的热轧钢板强度(拉伸强度：780MPa以上)。另一方面，Ti含量超过0.25%时，存在Ti碳化物粗大化的倾向，从而难以确保期望的热轧钢板强度(拉伸强度：780MPa以上)。因此，使Ti含量为0.08%以上且0.25%以下。优选为0.15%以上且0.20%以下。
B：0.0005%以上且0.0035%以下
B是通过以固溶状态存在于钢板中而抑制Ti碳化物的粗大化的元素。B含量小于0.0005%时，无法确保后述的期望的固溶B量。另一方面，B含量超过0.0035%时，容易对钢淬火而难以使钢板的基体实质上为铁素体单相组织。因此，使B含量为0.0005%以上且0.0035%以下。优选为0.0010%以上且0.0025%以下，更优选为0.0010%以上且0.0020%以下。
固溶B：0.0005%以上
固溶B在抑制Ti碳化物的粗大化而实现热轧钢板的高强度化的方面极为重要。需要说明的是，固溶B抑制Ti碳化物的粗大化的原因尚不明确，但推测是因为，固溶B容易在Ti碳化物与基体的非整合界面偏析，固溶B在Ti碳化物的周围偏析，由此抑制Ti碳化物的粗大化。固溶B小于0.0005%时，无法充分得到抑制Ti碳化物的粗大化的效果，难以使钢板中的Ti碳化物以期望的平均粒径(小于10nm)微细析出而得到期望的强度(拉伸强度：780MPa以上)。因此，使固溶B为0.0005%以上。优选为0.0010%以上。需要说明的是，从使基体实质上为铁素体单相并进一步从不使铁素体的延展性变差的观点出发，优选使固溶B为0.0025%以下。更优选为0.0020%以下。
本发明的钢板中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。需要说明的是，作为不可避免的杂质，可以列举Sb、Cu、Ni，此外还可以列举As、Sn、Pb，只要它们的合计含量为0.2%以下，则不会给上述本发明的效果带来影响。另外，也可以考虑含有Nb、V和Mo以及W、Zr、Ta、Cr、Co、Se、Zn或者Ca、REM、Mg、Cs，只要上述元素中的一种以上的合计含量为1.0%以下，则不会给上述本发明的效果带来影响。
另外，以对钢板赋予耐腐蚀性的目的在本发明钢板的表面设置镀层也不会损害上述本发明的效果。需要说明的是，本发明中，设置钢板表面上的镀层的种类没有特别限定，可以为电镀层、热镀层等中的任意一种。另外，作为热镀层，可以列举例如热镀锌层。此外，也可以为在镀覆后实施了合金化处理的合金化热镀锌层。
接下来，对本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明中，将钢原材加热至奥氏体单相区，实施包括粗轧和精轧的热轧，精轧结束后，进行冷却、卷取而制成热轧钢板。此时，其特征在于，使精轧的精轧温度为850℃以上，使平均冷却速度为10℃/s以上，使卷取温度为550℃以上且680℃以下。需要说明的是，精轧后的冷却中，优选以30℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。
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，熔炼后，出于生产率等问题而优选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。本发明的效果通过利用连铸法制成钢坯(钢原材)而变得显著。
对如上得到的钢原材实施粗轧和精轧，但本发明中，在粗轧前将钢原材加热至奥氏体单相区。粗轧前的钢原材未加热至奥氏体单相区时，存在于钢原材中的Ti碳化物的再溶解不进行，从而在轧制后无法实现Ti碳化物的微细析出。因此，在粗轧前将钢原材加热至奥氏体单相区。优选加热至1100℃以上。但是，钢原材的加热温度过高时，表面过度被氧化而生成TiO2，Ti被消耗，制成钢板时容易出现表面附近硬度的降低，因此，优选使上述加热温度为1300℃以下。需要说明的是，对钢原材实施热轧时，在铸造后的钢原材(钢坯)达到奥氏体单相区的温度的情况下，可以不对钢原材进行加热而进行直送轧制。
精轧温度：850℃以上
精轧温度的优化在确保热轧钢板的延伸凸缘性的方面是重要的。精轧温度低于850℃时，在最终得到的热轧钢板的板厚中央部的Mn偏析的位置处容易形成带状组织，从而使延伸凸缘性变差。因此，使精轧温度为850℃以上。优选为880℃以上。需要说明的是，从防止因表面的二次氧化皮而产生缺陷和粗糙的观点出发，优选使精轧温度为950℃以下。
平均冷却速度：10℃/s以上
如上所述，本发明中，使固溶B在Ti碳化物的周围偏析而抑制Ti碳化物的粗大化，从而得到期望的平均粒径(小于10nm)。在此，在上述精轧结束后，Ti碳化物在钢组织从奥氏体相相变为铁素体后析出，但该奥氏体-铁素体相变点(Ar3相变点)超过680℃时，Ti碳化物容易生长得较大，难以在Ti碳化物微细的期间内使固溶B在Ti碳化物的周围偏析。因此，本发明中，为了使奥氏体-铁素体相变点(Ar3相变点)为680℃以下，使在精轧结束后从850℃以上的温度开始至680℃为止的平均冷却速度为10℃/s以上。优选为30℃/s以上。
需要说明的是，推测奥氏体-铁素体相变点(Ar3相变点)超过680℃时难以使固溶B在Ti碳化物的周围偏析的原因在于，在粗大的Ti碳化物的周围产生应变而使B无法接近Ti碳化物(无法扩散)。
另一方面，推测通过使奥氏体-铁素体相变点(Ar3相变点)为680℃以下，Ti碳化物的上下表面与基体整合，B扩散到Ti碳化物的周围，从而使固溶B在Ti碳化物的周围偏析。
卷取温度：550℃以上且680℃以下
卷取温度的优化在使上述奥氏体-铁素体相变点(Ar3相变点)为680℃以下且使热轧钢板为期望的基体组织(铁素体相的面积率：大于95%)的方面是重要的。卷取温度低于550℃时，容易生成贝氏体铁素体和贝氏体，从而难以使基体实质上为铁素体单相组织。另一方面，卷取温度超过680℃时，如上所述难以使固溶B在Ti碳化物的周围偏析，容易产生粗大的Ti碳化物，而且，也容易产生珠光体而使钢板强度降低。因此，使卷取温度为550℃以上且680℃以下。优选为580℃以上且650℃以下。
如上所述，本发明中，在继精轧之后的冷却后，在680℃以下的温度范围内发生奥氏体-铁素体相变。因此，在卷取温度附近容易发生奥氏体-铁素体相变，存在卷取温度与奥氏体-铁素体相变温度几乎一致的倾向。
需要说明的是，精轧结束后，在680~550℃的温度范围内保持60s以上时，会更进一步促进上述固溶B的偏析，因此优选。
另外，本发明中，可以通过对以上述方式制造的热轧钢板实施镀覆处理、例如热镀锌处理而在钢板表面形成镀层。另外，还可以通过在热镀锌处理后实施合金化处理而在钢板表面上形成合金化热镀锌层。
实施例
通过通常公知的方法对表1所示组成的钢水进行熔炼、连铸而制成壁厚为300mm的钢坯(钢原材)。将这些钢坯加热至表2所示的温度，进行粗轧，并实施表2所示的精轧温度下的精轧，精轧结束后，在从850℃的温度开始至680℃为止的温度范围内以表2的平均冷却速度进行冷却，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。需要说明的是，另行确认了：除钢No.22以外，在至卷取为止的冷却中未产生从奥氏体向铁素体的相变。
接着，对通过上述得到的热轧钢板进行酸洗而除去表层氧化皮，然后，对于一部分热轧钢板(钢No.6、7)，浸渍到480℃的镀锌浴(0.1%Al-Zn)中，形成附着量为45g/m2的热镀锌层，制成热镀锌钢板。另外，对于另外一部分热轧钢板(钢No.8、9、10)，与上述同样地形成热镀锌层后，在520℃下进行合金化处理，制成合金化热镀锌钢板。
[表2]
＊1)精轧结束后，从850℃开始至680℃为止的平均冷却速度(℃/s)
＊＊)从840℃开始至680℃为止的平均冷却速度(℃/s)
[表2续]
＊1)精轧结束后，从850℃开始至680℃为止的平均冷却速度(℃/s)
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，并求出铁素体相的面积率、铁素体相以外的组织的种类和面积率、Ti碳化物的平均粒径和体积比、固溶B量、拉伸强度、伸长率、扩孔率(延伸凸缘性)。试验方法如下。
(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(L截面)进行研磨，用硝酸乙醇溶液腐蚀后，利用光学显微镜(倍率：400倍)和扫描电子显微镜(倍率：5000倍)拍照，使用拍摄的组织照片，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，利用透射电子显微镜对由热轧钢板制作的薄膜进行观察，求出Ti碳化物的平均粒径和体积比。
对于Ti碳化物的平均粒径而言，使用利用透射电子显微镜(倍率：340000倍)拍摄的照片，对5个视野合计为100个Ti碳化物测定其最大直径d(圆盘上下表面中的最大部分的直径)与正交于圆盘上下表面的方向上的圆盘状析出物的直径(厚度)t，求出上述算术平均值(平均粒径ddef)。
对于Ti碳化物的体积比而言，使用AA类电解液(乙酰丙酮四甲基氯化铵的乙醇溶液)作为电解液，通过提取残渣分析求出Ti碳化物的重量，将其除以Ti碳化物的密度，由此求出Ti碳化物的体积。需要说明的是，使用TiC的密度作为Ti碳化物的密度。接着，用求出的Ti碳化物的体积除以上述提取残渣分析中溶解的基体的体积，由此计算出Ti碳化物的体积比。
另外，固溶B量如下求出：将试验片溶解在溴甲醇溶液中，过滤提取出氧化物和氮化物，进行定量分析，从总B量中减去氧化物和氮化物值。
(ii)拉伸试验
从所得到的热轧钢板上裁取将相对于轧制方向成直角的方向作为拉伸方向的JIS 5号拉伸试验片(JIS Z 2201)，依照JIS Z 2241的规定进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)、伸长率(EL)。
(iii)扩孔试验
从所得到的热轧钢板上裁取试验片(尺寸：130mm×130mm)，通过冲裁加工(间隙：试验片板厚的12.5%)在该试验片上形成初始直径d0：10mmφ的孔。使用上述试验片实施扩孔试验。即，从冲头侧向该孔中插入顶角为60°的圆锥冲头，使该孔扩大，测定裂纹贯穿钢板(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。
本发明例均形成兼具拉伸强度TS为780MPa以上的高强度和伸长率EL为20%以上且扩孔率λ为100%以上的优良加工性的热轧钢板。另一方面，偏离本发明的范围的比较例无法确保预定的高强度或者无法确保充分的扩孔率λ。

Claims (7)

1.一种延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计含有C：大于0.035％且0.055％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.35％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.01％以上且0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.08％以上且0.25％以下、B：0.0005％以上且0.0035％以下，并且，固溶B：0.0005％以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有含有面积率大于95％的铁素体相的基体，以及在所述铁素体相的晶粒内平均粒径小于10nm的Ti碳化物微细析出、且该Ti碳化物的体积比为0.0015以上且0.007以下的组织，
并且，拉伸强度为780MPa以上。
2.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其特征在于，钢板表面具有镀层。
3.如权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有合计为1.0％以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的一种以上。
4.一种权利要求1～3中任一项所述的延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板的制造方法，将钢原材加热至奥氏体单相区，实施包括粗轧和精轧的热轧，精轧结束后，进行冷却、卷取而制成热轧钢板，所述制造方法的特征在于，
使所述钢原材的组成如下：以质量％计含有C：大于0.035％且0.055％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.35％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.01％以上且0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.08％以上且0.25％以下、B：0.0005％以上且0.0035％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
使所述精轧的精轧温度为850℃以上，使所述冷却的平均冷却速度为10℃/s以上，使所述卷取温度为550℃以上且680℃以下。
5.如权利要求4所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计还含有合计为1.0％以下的REM、Zr、Nb、V、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的一种以上。
6.如权利要求4或5所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，进一步对所述热轧钢板实施镀覆处理。
7.如权利要求6所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，对所述热轧钢板实施继所述镀覆处理之后的合金化处理。
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