CN103917679A

CN103917679A - 高强度热轧钢板及其制造方法

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Publication number: CN103917679A
Application number: CN201280054283.7A
Authority: CN
Inventors: 船川义正; 有贺珠子; 山本徹夫; 宇张前洋; 大和田浩
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2011-11-04
Filing date: 2012-11-01
Publication date: 2014-07-09
Anticipated expiration: 2032-11-01
Also published as: JP5541263B2; US20140238555A1; KR20140084313A; TWI465582B; CN103917679B; EP2767606B1; EP2767606A1; JP2013095996A; WO2013065313A1; EP2767606A4; IN2014KN00887A; TW201337001A

Abstract

本发明通过形成：以质量％计以C、S、N和Ti满足((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)＜1.0(C、S、N、Ti：各元素的含量(质量％))的方式含有C：大于0.035％且0.07％以下、Si：0.3％以下、Mn：大于0.35％且0.7％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.135％以上且0.235％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，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微细析出有平均粒径小于10nm的Ti碳化物的组织，由此制成拉伸强度为780MPa以上的高强度热轧钢板。

Description

高强度热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度热轧钢板及其制造方法，所述高强度热轧钢板适合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，其兼具拉伸强度(TS)：780MPa以上的高强度和优良的加工性。

背景技术

从保护地球环境的观点出发，为了减少CO₂排出量，在维持汽车车身强度的同时谋求其轻量化、从而改善汽车的燃料效率在汽车产业常被视为重要的课题。在维持汽车车身强度的同时谋求车身的轻量化方面而言，通过作为汽车部件用原材料的钢板的高强度化使钢板薄壁化是有效的。另一方面，以钢板为原材料的汽车部件多数通过冲压加工(Press forming)、冲缘加工(Burring)等成形，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(Stretch flange formability)。因此，对于汽车部件用钢板而言，在重视例如拉伸强度：780MPa以上的强度的同时还重视加工性，要求延伸凸缘性等加工性优良的高强度钢板。

因此，关于兼具强度和加工性的高强度钢板，到现在为止进行了大量研究开发，但通常钢铁材料的加工性随高强度化而降低，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并非易事。例如，已知通过将钢板组织形成为使马氏体等硬质的低温相变相分散在软质的铁素体中而成的复合组织而制成延展性优良的高强度钢板的技术。该技术是想要通过优化分散在铁素体中的马氏体量来谋求兼顾高强度和高延展性的技术。但是，对于具有这样的复合组织的钢板而言，若实施扩大冲裁部的所谓延伸凸缘成形，则会观察到从软质的铁素体与马氏体等硬质的低温相变相的界面处产生裂纹而容易破裂的问题。即，由软质的铁素体和马氏体等硬质的低温相变相构成的复合组织高强度钢板不能得到充分的延伸凸缘性。

另外，在专利文献1中提出了如下技术：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包含贝氏体-铁素体的组织或包含铁素体和贝氏体-铁素体的组织，由此使拉伸强度：500N/mm²(500MPa)以上的高强度热轧钢板的延伸凸缘性提高。于是，根据该技术，通过在钢中生成具有板条状组织且不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，若在生成贝氏体-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，则会使强度和延伸凸缘性均良好。

另一方面，虽然并非仅着眼于延伸凸缘性，但在专利文献2中提出了如下技术：形成以重量％计含有C：0.01～0.10％、Si：1.5％以下、Mn：大于1.0％～2.5％、P：0.15％以下、S：0.008％以下、Al：0.01～0.08％、B：0.0005～0.0030％、Ti和Nb中的1种或2种的合计为0.10～0.60％的组成，并且形成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、不含马氏体和残余奥氏体的组织，由此使拉伸强度(TS)为490MPa以上的高强度热轧钢板的疲劳强度和延伸凸缘性提高。

另外，在专利文献3中提出了如下技术：形成以重量比计含有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，并且使10nm以下的尺寸的TiC和10μm以下的尺寸的铁碳化物析出，由此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。于是，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，钢板强度提高并且弯曲加工性也提高。

另外，在专利文献4中提出了如下技术：形成以重量％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％、并且含有Ti：0.06～0.3％且Ti量满足0.50＜(Ti-3.43N-1.5S)/4C的组成，并且形成低温相变产物和珠光体的面积比例为15％以下且在多边形铁素体中分散有TiC的组织，由此制成具有优良的延伸凸缘性并且拉伸强度(TS)为70kgf/mm²(686MPa)以上的热轧钢板。另外，根据该技术，使钢板组织的大部分为固溶C少的多边形铁素体，通过TiC的析出强化、Mn(含量：0.5％以上)和P的固溶强化，使拉伸强度(TS)提高并且得到优良的延伸凸缘性。

另外，在专利文献5中提出了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、具有550MPa以上的拉伸强度的冲压成形性优良的薄钢板。在该技术中，优选形成以重量％计含有C＜0.10％、Ti：0.03～0.10％、Mo：0.05～0.6％且以Fe为主要成分的组成，由此形成虽为高强度但扩孔率和总伸长率均良好的薄钢板。此外，示出了含有Si：0.04～0.08％、Mn：1.59～1.67％的示例。

另外，在专利文献6中提出了如下技术：形成以质量％计含有C：0.015～0.06％、Si：小于0.5％、Mn：0.1～2.5％、P≤0.10％、S≤0.01％、Al：0.005～0.3％、N≤0.01％、Ti：0.01～0.30％、B：2～50ppm且规定了C、Ti、N、S以及Mn、Si、B的成分平衡的组成，而且形成铁素体和贝氏体铁素体的合计面积率为90％以上、渗碳体的面积率为5％以下的组织，由此使热轧钢板的拉伸强度为690～850MPa且使扩孔率(Hole expanding ratio)为40％以上。

另外，在专利文献7中提出了如下技术：形成以质量％计含有C：0.01～0.07％、Si：0.01～2％、Mn：0.05～3％、Al：0.005～0.5％、N≤0.005％、S≤0.005％、Ti：0.03～0.2％、而且将P含量降低至0.01％以下的组成，并且形成使铁素体或贝氏体铁素体组织为面积率最大的相、硬质第二相和渗碳体以面积率计为3％以下的组织，由此使热轧钢板的拉伸强度为690MPa以上并且使冲裁加工性(Punching ability)和扩孔性提高。

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

专利文献6：日本特开2007-302992号公报

专利文献7：日本特开2005-298924号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，在专利文献1提出的技术中，若铁素体含量增多，则无法期待进一步的高强度化。另外，若为了高强度化而形成加入有硬质的第二相来代替铁素体的复合组织，则与上述铁素体-马氏体复合组织钢板同样，观察到在延伸凸缘成形时从贝氏体-铁素体与硬质的第二相的界面处产生裂纹而容易破裂、延伸凸缘性降低的问题。

另外，在专利文献2提出的技术中，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)最高为约680MPa(参照专利文献2的实施例)，存在无法期待进一步高强度化的问题。此外，在专利文献2中提出的技术中，必须含有大于1％的Mn，因此容易产生因Mn的偏析所引起的加工时的裂纹，难以稳定地确保优良的延伸凸缘加工性。

另外，在专利文献3提出的技术中，对钢板的弯曲加工性进行了研究，但对于钢板的延伸凸缘性未进行研究。弯曲加工与扩孔加工(延伸凸缘成形)的加工模式不同，弯曲加工性与延伸凸缘性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具有良好的延伸凸缘性的问题。

在专利文献4提出的技术中，以高强度化为目的而含有大量的Mn以及Si，因此钢的淬透性升高，难以稳定地得到以多边形铁素体为主体的组织。另外，由于这些元素而在铸造时产生显著的偏析，因此在加工时容易沿该偏析产生裂纹，观察到延伸凸缘性变差的倾向。此外，实际上，如其实施例所示，尽管需要添加1％以上的Mn，但并不能稳定地得到780MPa以上的拉伸强度。

另外，在专利文献5提出的技术中也示出了含有1.59～1.67％的Mn的示例，因此由于Mn的偏析而导致加工时容易产生裂纹，存在即使根据该技术也难以稳定地确保优良的延伸凸缘加工性的问题。

另外，在专利文献6提出的技术中，如其实施例所示，为了使钢板的拉伸强度为780MPa以上，需要添加1％以上的Mn，若将Mn含量降低至约0.5％，则只能得到小于750MPa的拉伸强度。即，在专利文献6提出的技术中也无法在降低Mn含量来确保优良的延伸凸缘性的同时使钢板的拉伸强度为780MPa以上。

另外，在专利文献7提出的技术中，如其实施例所示，也必须最少添加约1％的Mn才能得到强度，由于该Mn添加所引起的偏析，导致难以稳定地得到延伸凸缘性。另外，在专利文献7中，公开了在C＝0.066％、Si＝0.06％、Mn＝0.31％中添加了Ti、V、Nb、Mo的实施例，但在该实施例中，为了避免生成珠光体，必须在540℃的低温下进行卷取而形成贝氏体铁素体组织，因此无法得到稳定的延伸凸缘性。此外，在专利文献7中，还公开了Mn含量为0.24％且拉伸强度为810MPa的实施例，但该实施例含有多达1.25％的容易偏析的Si作为强度补偿，因此还是无法得到稳定的延伸凸缘性。

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，若使钢板组织为铁素体单相组织则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状态下确保高强度。

本发明有利地解决了上述的现有技术所存在的问题，其目的在于提供拉伸强度(TS)：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，本发明人着眼于加工性良好的铁素体单相组织的热轧钢板，对影响该热轧钢板的高强度化和延伸凸缘性的各种因素进行了深入研究。结果发现，以往被认为作为固溶强化元素对钢板的高强度化极其有效的、在高强度热轧钢板中主动地含有的Mn和Si对钢板的延伸凸缘性带来不良影响。

因此，本发明人对于大量含有约1％的Mn和Si的热轧钢板进行了组织观察，结果确认到在其板厚中央部不可避免地产生了Mn、Si的偏析，发现偏析所引起的组织的形状变化、位错密度等的不均匀对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含量降低至规定量以下，具体而言将Mn含量、Si含量均降低至比1％更低的含量，能够抑制上述偏析组织的影响。

另一方面，作为固溶强化元素的Mn含量和Si含量的抑制所带来的钢板强度的降低是不可避免的。因此，本发明人尝试应用Ti碳化物所致的析出强化来代替Mn和Si所致的固溶强化作为强化机制。通过使Ti碳化物在钢板中微细析出，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。因此，如上述专利文献的实施例所示，关于钢板组成，仅含有作为碳化物形成元素的Ti时，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，无法得到充分的强度提高效果。

因此，本发明人进一步进行了研究，对于使Ti碳化物以微细的状态在钢板中析出、并抑制其粗大化的手段进行了摸索。结果发现，通过调整钢板组成而控制不与N、S结合而与C结合的Ti量与C量的浓度比，能够抑制Ti碳化物的粗大化，使Ti碳化物微细化。

另外，存在于钢板的板厚中央部附近、以Mn偏析为原因的组织对延伸凸缘性带来不良影响的原因尚未明确，但本发明人考虑其原因如下。推测对孔进行冲裁、进而进行将孔扩大的延伸凸缘成形时，若在中央部存在因偏析引起的组织(形状扁平或位错密度高的组织)，则在其周边容易形成初始裂纹，因之后的加工(扩孔加工)而形成在板厚方向上发展的裂纹，导致扩孔率降低。

本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。

[1]一种高强度热轧钢板，其具有：

以质量％计以C、S、N和Ti满足下述(1)式的方式含有C：大于0.035％且0.07％以下、Si：0.3％以下、Mn：大于0.35％且0.7％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.135％以上且0.235％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，

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微细析出有平均粒径小于10nm的Ti碳化物的组织，并且

所述高强度热轧钢板的拉伸强度为780MPa以上，

((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)＜1.0…(1)

(C、S、N、Ti：各元素的含量(质量％))。

[2]如上述[1]所述的高强度热轧钢板，其中，在上述组成的基础上，以质量％计还含有B：0.0025％以下。

[3]如上述[1]所述的高强度热轧钢板，其中，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]如上述[2]所述的高强度热轧钢板，其中，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。

[5]如上述[1]至[4]中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，在钢板表面具有镀层。

[6]一种高强度热轧钢板的制造方法，其中，在将钢原材加热至奥氏体单相区、实施由粗轧和精轧组成的热轧、精轧结束后进行冷却、卷取而制成热轧钢板时，

使上述钢原材具有以质量％计以C、S、N和Ti满足下述(1)式的方式含有C：大于0.035％且0.07％以下、Si：0.3％以下、Mn：大于0.35％且0.7％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.135％以上且0.235％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，

使上述精轧的精轧温度为900℃以上，使上述冷却中从900℃至750℃的平均冷却速度为10℃/s以上，使上述卷取的卷取温度为580℃以上且750℃以下，

((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)＜1.0…(1)

(C、S、N、Ti：各元素的含量(质量％))。

[7]如上述[6]所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，在上述组成的基础上，以质量％计还含有B：0.0025％以下。

[8]如上述[6]所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，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。

[9]如上述[7]所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，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。

[10]如上述[6]至[9]中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，对上述热轧钢板实施镀覆处理。

[11]如上述[10]所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，继上述镀覆处理之后，对上述热轧钢板实施合金化处理。

发明效果

根据本发明，能够得到适合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的、兼具拉伸强度(TS)：780MPa以上的高强度和优良的延伸凸缘性的高强度热轧钢板，能够进一步展开高强度热轧钢板的用途，在产业上发挥显著效果。

附图说明

图1是示意性地示出Ti碳化物的析出形状的图。

具体实施方式

以下详细地说明本发明。

本发明的热轧钢板的特征在于，实质上形成铁素体单相组织，并且通过降低钢板中的Mn含量或者进一步降低Si含量来减轻板厚中央部的Mn偏析或者进一步减轻Si偏析从而使其无害化，由此实现钢板延伸凸缘性的提高。另外，本发明的热轧钢板的特征在于，使微细Ti碳化物析出，在钢组成中以使与Ti量结合的C量多于Ti量并且不生成珠光体的方式进行控制，通过降低固溶Ti量来抑制微细Ti碳化物的生长、粗大化，由此实现钢板的高强度化。

首先，对本发明钢板的组织和碳化物的限定原因进行说明。

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微细析出有平均粒径小于10nm的Ti碳化物的组织。

铁素体相：以面积率计大于基体的95％

在本发明中，在确保热轧钢板的延伸凸缘性方面而言，必须要形成铁素体相。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，优选使热轧钢板的基体组织为铁素体单相，但即使在不是完全的铁素体单相的情况下，只要实质上为铁素体单相、即相对于基体组织整体以面积率计大于95％为铁素体相，就能够充分发挥上述效果。因此，铁素体相的面积率设定为大于95％。优选为97％以上。

另外，在本发明的热轧钢板中，作为在基体中可以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、残余奥氏体相等。若这些组织在基体中存在则延伸凸缘性降低，但只要这些组织相对于基体组织整体的合计面积率小于约5％就是允许的。优选为约3％以下。

Ti碳化物

如上所述，在本发明的热轧钢板中，出于抑制对延伸凸缘性带来不良影响的板厚中央部的Mn偏析以及Si偏析的目的，降低了作为固溶强化元素的Mn、Si的含量，因此不能期待固溶强化所带来的钢板强度的上升。因此，在本发明的热轧钢板中，在确保强度方面而言，必须使Ti碳化物在铁素体相的晶粒内微细析出。需要说明的是，Ti碳化物是在热轧钢板制造工序中的精轧结束后的冷却过程中在奥氏体→铁素体相变的同时相界面析出的碳化物、或者在铁素体相变后在铁素体中析出的时效析出碳化物。

Ti碳化物的平均粒径：小于10nm

在对热轧钢板赋予所期望的强度(拉伸强度：780MPa以上)方面而言，Ti碳化物的平均粒径是极其重要的。在本发明中，使Ti碳化物的平均粒径小于10nm。若Ti碳化物在上述铁素体相的晶粒内微细析出，则Ti碳化物对于在对钢板施加变形时所产生的位错的移动作为阻力发挥作用，由此使热轧钢板得到强化。但是，随着Ti碳化物的粗大化，Ti碳化物变得稀疏，阻止位错的间隔扩大，因此析出强化能力降低。并且，若Ti碳化物的平均粒径达到10nm以上，则不能得到足以弥补作为固溶强化元素的Mn、Si含量的降低所引起的钢板强度的降低量的钢板强化能力。因此，Ti碳化物的平均粒径设定为小于10nm。更优选为6nm以下。

另外，确认到本发明中的Ti碳化物的形状为如图1中示意性地所示的近似盘状(圆盘状)。在本发明中，Ti碳化物的平均粒径d_def以所观察的近似盘状析出物的最大径d(盘上下表面中的最大部分的直径)和在与盘上下表面正交的方向上的近似盘状析出物的厚度t的算术平均值来定义，即d_def＝(d+t)/2。

另外，虽然并非对发明的效果进行特别限定，但本发明中的微细Ti碳化物的析出形态有时观察到成列状。但是，即使在这种情况下，在包含各列状析出物的列的平面内也为无规则析出，实际上即使利用透射电子显微镜进行观察，多数情况下析出物也并没有观察到成列状。

接着，对本发明热轧钢板的成分组成的限定原因进行说明。另外，只要不特别声明，以下的表示成分组成的％是指质量％。

C：大于0.035％且0.07％以下

C对于在钢板中形成Ti碳化物、使热轧钢板强化而言是必需的元素。若C含量为0.035％以下，则不能确保使拉伸强度为780MPa以上的Ti碳化物，不能得到780MPa以上的拉伸强度。另一方面，若C含量大于0.07％，则容易生成珠光体，延伸凸缘性降低。因此，C含量设定为大于0.035％且0.07％以下。更优选为0.04％以上且0.06％以下。

Si：0.3％以下

Si作为在不引起延展性(伸长率)降低的情况下使钢板强度提高的有效元素，通常在高强度钢板中主动地含有。但是，Si会促进在本发明的热轧钢板中应该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，在本发明中，出于抑制上述Mn偏析、并且抑制Si偏析的目的，将Si含量限定为0.3％以下。更优选为0.1％以下、进一步更优选为0.05％以下。

Mn：大于0.35％且0.7％以下

Mn是固溶强化元素，与Si同样，在通常的高强度钢板中主动地含有。但是，若在钢板中主动地含有Mn，则不能避免板厚中央部的Mn偏析，成为钢板的延伸凸缘性变差的原因。因此，在本发明中，出于抑制上述Mn偏析的目的，将Mn含量限定为0.7％以下。更优选为0.6％以下、进一步更优选为0.5％以下。另一方面，若Mn含量为0.35％以下，则奥氏体-铁素体相变点升高，因此Ti碳化物难以微细化。如上所述，Ti碳化物在热轧钢板制造工序中的精轧结束后的冷却过程中在奥氏体→铁素体相变的同时析出、或者在铁素体中时效析出。若此时奥氏体-铁素体相变点达到高温，则会导致在高温范围内析出，因此Ti碳化物会粗大化。因此，将Mn含量的下限设定为大于0.35％。

P：0.03％以下

P是在晶界发生偏析导致伸长率降低、在加工时诱发裂纹的有害元素。因此，P含量设定为0.03％以下。更优选为0.020％以下、进一步更优选为0.010％以下。

S：0.03％以下

S在钢中以MnS、TiS的形式存在，在热轧钢板的冲裁加工时会促进空隙的产生，而且在加工中也会成为空隙产生的起点，因此导致延伸凸缘性降低。因此，在本发明中优选尽量降低S，设定为0.03％以下。更优选为0.010％以下、进一步更优选为0.0030％以下。

Al：0.1％以下

Al是作为脱氧剂发挥作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上，但若Al大于0.1％，则在钢板中以Al氧化物的形式残留，该Al氧化物容易凝聚粗大化，成为导致延伸凸缘性变差的因素。因此，Al含量设定为0.1％以下。更优选为0.065％以下。

N：0.01％以下

N在本发明中是有害的元素，优选尽量降低。N与Ti结合而形成TiN，但若N含量大于0.01％，则所形成的TiN量增多而导致延伸凸缘性降低。因此，N含量设定为0.01％以下。更优选为0.006％以下。

Ti：0.135％以上且0.235％以下

Ti对于形成Ti碳化物而实现钢板的高强度化而言是必不可缺的元素。若Ti含量小于0.135％，则难以确保所期望的热轧钢板强度(拉伸强度：780MPa以上)。另一方面，若Ti含量大于0.235％，则可见Ti碳化物粗大化的倾向，难以确保所期望的热轧钢板强度(拉伸强度：780MPa以上)。因此，Ti含量设定为0.135％以上且0.235％以下。更优选为0.15％以上且0.20％以下。

本发明的热轧钢板以使C、S、N、Ti在上述范围内并且满足(1)式的方式含有C、S、N、Ti。

((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)＜1.0…(1)

(C、S、N、Ti：各元素的含量(质量％))

上述(1)式是为了使Ti碳化物的平均粒径小于10nm而应该满足的条件，在本发明中是极其重要的指标。

如上所述，在本发明中通过使Ti碳化物在热轧钢板中微细析出来确保所期望的钢板强度。在此，虽然Ti碳化物形成其平均粒径极小的微细碳化物的倾向很强，但若钢中所含有的Ti的原子浓度达到C的原子浓度以上，则Ti碳化物容易粗大化。并且，随着碳化物的粗大化，难以确保所期望的热轧钢板强度(拉伸强度：780MPa以上)。在本发明中，需要使钢原材所含有的C的原子％((C的质量％)/12)多于能够有助于碳化物生成的Ti的原子％((Ti的质量％)/48)。另外，通过将钢组成控制成上述组成，Ti碳化物中的Ti原子数变得少于C原子数，Ti碳化物粗大化抑制效果提高。

另外，如后所述，在本发明中，在钢原材中添加规定量的Ti，通过热轧前的加热使钢原材中的碳化物溶解，使Ti碳化物主要在热轧后的卷取时析出。但是，并不是添加到钢原材中的全部Ti均有助于碳化物生成，添加到钢原材中的一部分Ti被形成氮化物、硫化物所消耗。这是因为：在高于卷取温度的温度范围中，相比于形成碳化物，Ti更容易形成氮化物、硫化物，在制造热轧钢板时，在卷取工序之前Ti形成氮化物、硫化物。因此，添加到钢原材中的Ti中能够有助于碳化物生成的Ti量可以用“Ti-(48/14)N-(48/32)S”表示。

基于以上的原因，在本发明中，出于使C的原子％(C/12)多于能够有助于碳化物生成的Ti的原子％((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)的目的，以满足上述(1)式即((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)＜1.0的方式含有C、S、N、Ti各元素。在不满足上述(1)式的情况下，不能使在铁素体晶粒内生成的Ti碳化物维持于微细的状态(平均粒径小于10nm)，难以得到所期望的钢板强度(拉伸强度：780MPa以上)。

另外，在实现Ti碳化物的微细化方面而言，上述(1)式的左边的值((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)的值优选为0.5以上且0.95以下、更优选为0.6以上且0.9以下。

另外，钢原材中的碳化物通过热轧前的钢原材的加热而溶解，Ti碳化物通常在热轧后的冷却过程中在奥氏体→铁素体相变的同时发生相界面析出、或在铁素体中发生时效析出。在此，若钢原材的奥氏体→铁素体相变温度高，则热轧后Ti碳化物在Ti的扩散速度快的高温范围内析出，因此Ti碳化物容易粗大化。但是，如果使奥氏体→铁素体相变的温度(Ar₃相变点)降低至卷取温度范围(即，Ti扩散速度慢的温度范围)，则能够有效地抑制Ti碳化物的粗大化。

因此，在本发明中，出于使钢的奥氏体→铁素体相变延迟、使Ti碳化物的析出温度(Ar₃相变点)稳定地降低至后述的卷取温度范围的目的，在上述组成的基础上，还可以含有B：0.0025％以下。

B：0.0025％以下

B是使钢的奥氏体-铁素体相变开始延迟的元素，其通过抑制奥氏体-铁素体相变使Ti碳化物的析出温度低温化，从而有助于该碳化物的微细化。特别是在出于避免偏析的目的而大幅降低Mn的情况下，由于不能期待Mn所带来的Ar₃相变点的低温化，因此优选含有B来延迟奥氏体-铁素体相变。由此，即使在大幅降低Mn含量的情况下(例如Mn：0.5％以下)，也能够进行稳定的Ti碳化物的微细化。另一方面，若B含量大于0.0025％，则B所带来的贝氏体相变效果增强，难以形成铁素体组织。因此，B含量设定为0.0025％以下。另一方面，添加B大于0.0010％时，固溶B可能会阻碍位错的运动而导致伸长率降低，因此B含量更优选为0.0002％以上且0.0010％以下、进一步更优选为0.0002％以上且0.0007％以下。

在上述组成的基础上，本发明的热轧钢板中还可以进一步含有合计为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。另外，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。

另外，即使出于对钢板赋予耐腐蚀性的目的而在本发明热轧钢板的表面设置镀层，也不会损害上述的本发明的效果。另外，在本发明中设置在钢板表面的镀层的种类没有特别限定、电镀、热镀等任一种均可。另外，作为热镀，可以列举例如热镀锌。进一步，也可以进行在镀覆后实施合金化处理的合金化热镀锌。

接着，对本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。

本发明中，将上述组成的钢原材加热至奥氏体单相区，实施由粗轧和精轧组成的热轧，精轧结束后，进行冷却、卷取，制成热轧钢板。本发明的特征在于，此时，使精轧的精轧温度为900℃以上，使从900℃至750℃的平均冷却速度为10℃/s以上，使卷取温度为580℃以上且750℃以下。

在本发明中，钢原材的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，熔炼后，从生产率等问题出发，优选通过连铸法形成板坯(钢原材)，但也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法来形成板坯。另外，在本发明中，以提高加工性(延伸凸缘性等)为目的而抑制了成为偏析原因的Mn含量、Si含量。因此，若采用有利于抑制偏析的连铸法，则本发明的效果更加显著。

对如上所述得到的钢原材实施粗轧和精轧，在本发明中，在粗轧之前，将钢原材加热至奥氏体单相区。若不将粗轧前的钢原材加热至奥氏体单相区，则存在于钢原材中的Ti碳化物不会进行再溶解，在轧制后不能实现Ti碳化物的微细析出。因此，在本发明中，在粗轧之前将钢原材加热至奥氏体单相区、优选加热至1200℃以上。但是，若钢原材的加热温度过高，则表面被过度氧化而生成TiO₂导致Ti被消耗，制成钢板时容易产生表面附近的硬度降低，因此上述加热温度更优选设定为1350℃以下。另外，对钢原材实施热轧时，在铸造后的钢原材(板坯)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或短时间加热后进行直送轧制。另外，对于粗轧条件没有必要进行特别限定。

精轧温度：900℃以上

精轧温度的优化对于确保热轧钢板的延伸凸缘性而言很重要。若精轧温度低于900℃，则在最终得到的热轧钢板的板厚中央部的、Mn发生偏析的位置容易形成带状的组织，延伸凸缘性容易变差。因此，精轧温度设定为900℃以上。另外，更优选为920℃以上。另外，从防止表面的二次氧化皮所致的瑕疵、粗糙的观点出发，更优选使精轧温度为1050℃以下。

平均冷却速度：10℃/s以上

如上所述，在本发明中，需要使Ti碳化物微细地析出。因此，通过使奥氏体-铁素体相变低温化来促进Ti碳化物的微细析出，抑制粗大化，从而形成所期望的平均粒径(小于10nm)。在此，Ti碳化物是在上述精轧结束后基于钢组织由奥氏体向铁素体相变而析出，但若该奥氏体-铁素体相变点(Ar₃相变点)超过750℃，则Ti碳化物容易长大。

因此，在本发明中，出于使奥氏体-铁素体相变点(Ar₃相变点)为750℃以下的目的，在精轧结束后，使从900℃至750℃的平均冷却速度为10℃/s以上。更优选为30℃/s以上。

如此，通过增大平均冷却速度，使奥氏体-铁素体相变点(Ar₃相变点)为750℃以下、即达到后述的卷取温度的温度范围，从而使盘状的Ti碳化物保持微细。但是，若上述平均冷却速度过度增大，则担心存在容易仅在表层产生淬火组织的问题，因此精轧结束后，从900℃至750℃的平均冷却速度更优选设定为600℃/s以下。

卷取温度：580℃以上且750℃以下

卷取温度的优化对于使上述的奥氏体-铁素体相变点(Ar₃相变点)为750℃以下、并且使热轧钢板形成所期望的基体组织(铁素体相的面积率：大于95％)而言很重要。若卷取温度低于580℃，则容易生成马氏体、贝氏体，难以使基体实质上形成为铁素体单相组织。另一方面，若卷取温度超过750℃，则容易生成珠光体，延伸凸缘性变差。另外，若卷取温度超过750℃，则不能使奥氏体-铁素体相变点为750℃以下，导致Ti碳化物的粗大化。因此，卷取温度设定为580℃以上且750℃以下。更优选为610℃以上且690℃以下。

如上所述，在本发明中，在继精轧后进行的冷却后，要在750℃以下的温度范围内产生奥氏体-铁素体相变。因此，在卷取温度附近容易产生奥氏体-铁素体相变，卷取温度与奥氏体-铁素体相变温度倾向于基本一致。

另外，若使卷取后的卷材在580～750℃的温度范围内保持60s以上则容易得到均匀的组织，因此更加优选。

另外，在本发明中，可以对如上所述制造的热轧钢板实施镀覆处理从而在钢板表面形成镀层。镀覆处理为电镀、热镀的任何一种均可。例如，可以实施热镀锌处理作为镀覆处理而形成热镀锌层。或者，可以在上述热镀锌处理后进一步实施合金化处理而形成合金化热镀锌层。另外，对于热镀而言，除了镀覆锌以外，也可以镀覆铝或铝合金等。本发明的高强度热轧钢板除了适合于通常在常温下进行的冲压成形以外，也适合于将冲压前的钢板加热到400℃至750℃后立即进行成形的温热成形。

实施例

通过通常公知的方法对表1(表1-1和表1-2，以下相同)所示组成的钢水进行熔炼，进行连铸而形成厚度300mm的板坯(钢原材)。将这些板坯加热至表2所示的温度，进行粗轧，实施达到表2所示的精轧温度的精轧，精轧结束后，在从900℃至750℃的温度范围内以表2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，从而形成板厚：2.3mm的热轧钢板。需要说明的是，另行确认了除了钢No.22以外，在到卷取为止的冷却中未产生由奥氏体向铁素体的相变。

接着，对由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)，将其浸渍到480℃的镀锌浴(0.1％Al-Zn)中，在钢板的两面形成每单面的附着量为45g/m²的热镀锌层从而制成热镀锌钢板。另外，对于另一部分热轧钢板(钢No.8、9、10)，与上述同样地形成热镀锌层后，在520℃下进行合金化处理从而制成合金化热镀锌钢板。

表1-1

表1-2

表2

从上述得到的热轧钢板(热轧钢板以及热镀锌钢板、合金化热镀锌钢板)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、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、拉伸强度、伸长率、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(L截面)进行研磨，利用硝酸乙醇进行腐蚀后，使用利用光学显微镜(倍率：400倍)和扫描电子显微镜(倍率：5000倍)拍摄的组织照片，通过图像分析装置求出铁素体相、铁素体相以外的组织的种类以及它们的面积率。

另外，通过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。Ti碳化物的平均粒径如下求出：使用利用透射电子显微镜(倍率：340000倍)拍摄的照片，对于5个视野合计为100个Ti碳化物测定其最大径d(盘上下表面中的最大部分的直径)和在与盘上下表面正交的方向上的盘状析出物的厚度t，以上述的算术平均值(平均粒径d_def)求出Ti碳化物的平均粒径。

(ii)拉伸试验

从所得到的热轧钢板上裁取以轧制方向的直角方向作为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片(JIS Z2201)，依照JIS Z2241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)，在该试验片上通过冲裁加工(间隙：试验片板厚的12.5％)形成初始直径d₀：10mmφ的孔。使用这些试验片，实施扩孔试验。即，从冲裁时的冲头侧向该孔中插入顶角：60°的圆锥冲头，将该孔穴扩大，测定裂纹贯穿钢板(试验片)时的孔的直径d1，利用下式计算出扩孔率λ(％)。

扩孔率λ(％)＝{(d₁-d₀)/d₀}×100

将得到的结果示于表3中。

表3

在本发明例中，均形成了兼具拉伸强度TS：780MPa以上的高强度和伸长率EL：20％以上且扩孔率λ：100％以上的优良的加工性的热轧钢板。另一方面，在本发明的范围之外的比较例不能确保规定的高强度或者不能确保充分的扩孔率。

Claims

1.一种高强度热轧钢板，其具有：

含有面积率大于95％的铁素体相的基体，以及

所述高强度热轧钢板的拉伸强度为780MPa以上，

((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)＜1.0…(1)

式中，C、S、N、Ti表示各元素的质量％含量。

2.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量％计还含有B：0.0025％以下。

3.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中，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.如权利要求2所述的高强度热轧钢板，其中，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。

5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，在钢板表面具有镀层。

6.一种高强度热轧钢板的制造方法，其中，在将钢原材加热至奥氏体单相区、实施由粗轧和精轧组成的热轧、精轧结束后进行冷却、卷取而制成热轧钢板时，

使所述钢原材具有以质量％计以C、S、N和Ti满足下述(1)式的方式含有C：大于0.035％且0.07％以下、Si：0.3％以下、Mn：大于0.35％且0.7％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.135％以上且0.235％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，

使所述精轧的精轧温度为900℃以上，使所述冷却中从900℃至750℃的平均冷却速度为10℃/s以上，使所述卷取的卷取温度为580℃以上且750℃以下，

((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)＜1.0…(1)

式中，C、S、N、Ti表示各元素的质量％含量。

7.如权利要求6所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，以质量％计还含有B：0.0025％以下。

8.如权利要求6所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，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。

9.如权利要求7所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，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。

10.如权利要求6～9中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，对所述热轧钢板实施镀覆处理。

11.如权利要求10所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，继所述镀覆处理之后，对所述热轧钢板实施合金化处理。