CN104040009B

CN104040009B - 热轧钢板及其制造方法

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Publication number: CN104040009B
Application number: CN201280065876.3A
Authority: CN
Inventors: 首藤洋志; 横井龙雄; 神泽佑树; 藤田展弘; 二井矢亮太; 斋藤伸也
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-01-05
Filing date: 2012-12-27
Publication date: 2016-05-18
Anticipated expiration: 2032-12-27
Also published as: JPWO2013103125A1; KR101617115B1; TW201335383A; CA2860165C; MX2014008124A; ES2663747T3; BR112014016420A2; EP2801637A1; WO2013103125A1; MX359273B; RU2014132066A; PL2801637T3; US10087499B2; US20150017471A1; BR112014016420A8; CN104040009A; JP5621942B2; RU2587003C2; EP2801637B1; EP2801637A4

Abstract

通过控制组织分数和组织间硬度差，从而提供确保低温韧性且具有优异的拉伸凸缘性的高强度热轧钢板及其制造方法。该热轧钢板的特征在于，其含有C：0.01～0.2％、Si：0.001～2.5％以下、Mn：0.10～4.0％以下、P：0.10％以下、S：低于0.03％、Al：0.001～2.0％、N：低于0.01％、Ti：(0.005+48/14[N]+48/32[S])％以上且0.3％以下、Nb：0～0.06％、Cu：0～1.2％、Ni：0～0.6％、Mo：0～1％、V：0～0.2％、Cr：0～2％、Mg：0～0.01％、Ca：0～0.01％、REM：0～0.1％和B：0～0.002％；具有如下的织构：在位于距钢板表面为板厚的3/8～5/8厚度位置间的板厚中心部，板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值为6.5以下，且{332}<113>的晶体取向的X射线随机强度比为5.0以下；具有如下的显微组织：回火马氏体、马氏体和下部贝氏体的合计面积分数超过85％，且平均晶体粒径为12.0μm以下。

Description

热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及热轧钢板及其制造方法。更具体而言，本发明涉及拉伸凸缘性和低温韧性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。

背景技术

为了减低来自汽车的二氧化碳排放量，通过使用高强度钢板来推动汽车车身的轻量化。另外，为了确保乘客的安全性，汽车车身除了软钢板以外也逐渐大量使用高强度钢板。此外，为了今后逐步推进汽车车身的轻量化，必须将高强度钢板的强度水平提高到现有水平以上，但钢板的高强度化一般伴有成形性(加工性)等的材料特性的劣化。因此，对于高强度钢板的开发来说重要的是如何实现高强度化但不使材料特性劣化。尤其是作为导板部件、结构部件、悬挂部件等汽车部件的原料使用的钢板根据其用途要求具有拉伸凸缘加工性、翻边加工性、延性、疲劳耐久性、耐冲击性或耐蚀性等，重要的是如何高水平且均衡良好地确保这些材料特性和高强度性。

另外，对于作为这种部件的原料使用的钢板，为了在成形后作为部件安装于汽车之后即使受到冲撞等产生的冲击也不容易破坏，尤其是为了确保在寒冷地区的耐冲击性，还有必要提高低温韧性。该低温韧性由vTrs(夏比断面转变温度)等规定。因此，还有必要考虑上述钢板的耐冲击性本身。

即，对于作为以上述部件为代表的部件的原料使用的钢板，作为非常重要的特性要求有优异的加工性以及低温韧性。

关于高强度钢板的低温韧性的提高方法，例如在专利文献1、2中公开了高强度钢板的制造方法，通过以调整了长径比的马氏体相作为主相的方法(专利文献1)或在平均粒径为5～10μm的铁素体中使碳化物微细地析出的方法(专利文献2)来提高低温韧性。

然而，在专利文献1和2中，对拉伸凸缘性没有任何言及，担心应用于进行翻边加工的部件时出现成形不良。另外，虽然在钢管领域、厚板领域中也有提高低温韧性的认识，却不需要薄板程度的成形性，因此存在同样的担忧。

对于高强度钢板的拉伸凸缘性的提高方法，还公开了改善局部延性的钢板的金相组织控制法，非专利文献1中公开了夹杂物控制、单一组织化、降低组织间的硬度差对于弯曲性、拉伸凸缘性是有效的。另外，非专利文献2中公开了下述方法：通过控制热轧的最终温度、精轧的压下率和温度范围，促进奥氏体的再结晶，抑制轧制织构的发达，使晶体取向随机化，从而提高强度、延性、拉伸凸缘性。

非专利文献1、2考虑了通过将金相组织、轧制织构均一化来提高拉伸凸缘性，但没有考虑兼顾低温韧性和拉伸凸缘性。

专利文献3提到了兼顾拉伸凸缘性和低温韧性，并公开了在控制了硬度和粒径的铁素体相中适量分散残留奥氏体和贝氏体的技术。然而，由于是含有50％以上软质铁素体的组织，因此难以应对近年来的进一步高强度化的要求。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2011-52321号公报

专利文献2：日本特开2011-17044号公报

专利文献3：日本特开平7-252592号公报

非专利文献

非专利文献1：K.Sugimoto等人，“ISIJInternational”(2000)第40卷，第920页

非专利文献2：岸田，“新日铁技报”(1999)第371号，第13页

发明内容

发明要解决的问题

本发明是鉴于上述问题而想出的，其目的是提供热轧钢板、尤其是具有高强度且拉伸凸缘性和低温韧性也优异的热轧钢板以及能够稳定地制造该钢板的制造方法。

用于解决问题的方案

本发明人等通过优化高强度热轧钢板的化学组成和制造条件、控制钢板的织构和显微组织，成功制造了拉伸凸缘性和低温韧性优异的钢板。其要旨如下所述。

(1)一种热轧钢板，其特征在于，其具有

化学组成：按质量％计C：0.01～0.2％、Si：0.001～2.5％、Mn：0.10～4.0％、P：0.10％以下、S：0.030％以下、Al：0.001～2.0％、N：0.01％以下、Ti：(0.005+48/14[N]+48/32[S])％≤Ti≤0.3％、Nb：0～0.06％、Cu：0～1.2％、Ni：0～0.6％、Mo：0～1％、V：0～0.2％、Cr：0～2％、Mg：0～0.01％、Ca：0～0.01％、REM：0～0.1％、B：0～0.002％、余量由Fe和杂质组成；

织构：在板厚中心部，板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值为6.5以下，且{332}<113>的晶体取向的X射线随机强度比为5.0以下，所述板厚中心部是由距钢板表面为板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置划分的钢板部分；

显微组织：回火马氏体、马氏体和下部贝氏体的合计面积分数超过85％，且平均晶体粒径为12.0μm以下。

(2)根据上述第(1)项所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成含有按质量％计含有选自由Nb：0.005～0.06％、Cu：0.02～1.2％、Ni：0.01～0.6％、Mo：0.01～1％、V：0.01～0.2％和Cr：0.01～2％组成的组中的一种或两种以上。

(3)根据上述第(1)或(2)项所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有选自由Mg：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％和REM：0.0005～0.1％组成的组中的一种或两种以上。

(4)根据上述第(1)～(3)项的任一项所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有B：0.0002～0.002％。

(5)根据上述第(1)～(4)项的任一项所述的热轧钢板，其特征在于，其具有如下的显微组织：将测定100个点以上的负载0.098N的维氏硬度时的硬度的平均值表示为E(HV0.01)、将标准偏差表示为σ(HV0.01)时，σ(HV0.01)/E(HV0.01)为0.08以下。

(6)根据上述第(1)～(5)项的任一项所述的热轧钢板，其特征在于，其具有如下的机械特性：与轧制方向成直角的方向的r值(rC)为0.70以上以及与轧制方向成30°的方向的r值(r30)为1.10以下。

(7)根据上述第(1)～(6)项的任一项所述的热轧钢板，其特征在于，其具有如下的机械特性：轧制方向的r值(rL)为0.70以上以及与轧制方向成60°的方向的r值(r60)为1.10以下。

(8)根据上述第(1)～(7)项的任一项所述的热轧钢板，其特征在于，在钢板的表面具有镀层。

(9)一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，其通过对具有上述第(1)～(7)项的任一项所述的化学组成的板坯依次实施热粗轧、热精轧、一次冷却和二次冷却后卷取，从而制成热轧钢板，

其中，上述热精轧为：相对于由下述式(1)规定的温度T1，在(T1+30)℃以上且(T1+200)℃以下的第一温度区的每一道次的最大压下率为30％以上，所述第一温度区的合计压下率为50％以上，在T1℃以上且低于(T1+30)℃的第二温度区的合计压下率为0～30％，并且在所述第一温度区或所述第二温度区结束轧制，

所述一次冷却是满足下式(2)、并且冷却量为40℃以上且140℃以下的水冷却，

所述二次冷却是在所述一次冷却后3秒以内开始冷却、以30℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的水冷却，

所述卷取在满足下述式(3)的温度CT下卷取，

T1(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V···(1)

1≤t/t1≤2.5···(2)

CT(℃)≤max[Ms，350]···(3)

t1＝0.001×{(Tf-T1)×P1/100}²-0.109×{(Tf-T1)×P1/100}+3.1···(4)

Ms(℃)＝561-474×C-33×Mn-17×Ni-21×Mo···(5)

其中，

式(1)和式(5)中的各元素符号是各元素在钢中的含量(质量％)，

式(2)中的t是从所述第一温度区的一道次30％以上的压下中的最终压下到一次冷却开始的时间(秒)，t1是根据上述式(4)决定的时间(秒)，

式(3)中的max[]是取自变量中最大值的函数，Ms是由所述式(5)确定的温度，

式(4)中的Tf和P1分别是所述第一温度区的一道次30％以上的压下中的最终压下时的钢板温度和压下率(％)。

(10)根据上述第(9)项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热粗轧是：1000℃以上且1200℃以下的温度区的每一道次的最大压下率为40％以上，并使奥氏体的平均粒径为200μm以下。

(11)根据上述第(9)或(10)项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热精轧的在(T1+30℃)以上且(T1+150℃)以下的温度区的最大加工发热量为18℃以下。

(12)一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，在由上述第(9)～(11)项的任一项所述的热轧钢板的制造方法获得的热轧钢板的表面实施镀敷处理。

发明的效果

根据本发明，可以提供热轧钢板、尤其是拉伸凸缘性和低温韧性优异的高强度钢板。如果使用该钢板，加工高强度钢板变得容易，可以耐受极寒冷地区的使用，因此在产业上的贡献是极其显著的。

具体实施方式

以下详细说明本发明的内容。

在板厚中心部，具有板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值为6.5以下且{332}<113>的晶体取向的X射线随机强度比为5.0以下的织构，所述板厚中心部是由距钢板表面为板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置划分的钢板部分，

这些X射线随机强度比的规定在本发明中是特别重要的。

自钢板表面进行测定，在由板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置划分的钢板部分、即板厚中心部进行板面的X射线衍射，求出各取向相对于没有特定的晶体取向、而具有随机的晶体取向的标准试样(随机试样)的强度比时，通过将{100}<011>～{223}<110>取向群的平均值设定为6.5以下，可以确保良好的拉伸凸缘性、即对于强度590MPa级的材料来说满足扩孔率≥140％且拉伸强度×扩孔率≥100000MPa·％、对于强度780MPa级的材料来说满足扩孔率≥90％且拉伸强度×扩孔率≥70000MPa·％、而对于强度980MPa级以上的材料来说满足扩孔率≥40％且拉伸强度×扩孔率≥50000MPa·％。另外，板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值优选为4.0以下。

板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值超过6.5时，钢板的机械特性的各向异性变得极强，虽然特定方向的拉伸凸缘性提高，但与其不同的方向的拉伸凸缘性显著降低，难以获得满足上述扩孔率的机械特性。另一方面，虽然用现行的普通连续热轧工序难以实现，但板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值低于0.5时，担心扩孔性劣化。因此，板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值优选为0.5以上。

其中，板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值是将{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>和{223}<110>的各取向的X射线随机强度比算术平均得到的。

这些各取向的X射线随机强度比是使用X射线衍射、EBSD(ElectronBackScatteringDiffraction，电子背散射衍射)等装置测定的。可以由基于{110}极点图通过矢量法计算的三维织构求出，或者由使用{110}、{100}、{211}、{310}极点图中的多个极点图(优选3个以上)用级数展开法计算的三维织构求出。

例如，后一种方法中的上述各晶体取向的X射线随机强度比可以直接使用三维织构的φ2＝45°截面中的(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]、(223)[1-10]的强度即可。(表示“负1”的带有高杠的1用“-1”表示。)

如上所述，板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值是上述各取向的X射线随机强度比的算术平均，在不能获得上述所有取向的X射线随机强度比的情况下，可以用{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>和{223}<110>的各取向的X射线随机强度比的算术平均来代替。

此外，基于同样的理由，在由距钢板表面为板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置划分的钢板部分、即板厚中心部，如果板面的{332}<113>的晶体取向的X射线随机强度比为5.0以下(优选为3.0以下)，则满足最近要求的悬挂部件的加工所需的拉伸强度×扩孔率≥50000。此外，上述{332}<113>的晶体取向的X射线随机强度比优选为3.0以下。

上述{332}<113>的晶体取向的X射线随机强度比超过5.0时，钢板的机械特性的各向异性变得极强，虽然特定方向的拉伸凸缘性提高，但与其不同方向的拉伸凸缘性显著降低、扩孔率降低。另一方面，虽然在现行的普通连续热轧工序中难以实现，但上述{332}<113>的晶体取向的X射线随机强度比低于0.5时，担心扩孔性劣化。因此，上述{332}<113>的晶体取向的X射线随机强度比优选为0.5以上。

上述晶体取向的X射线随机强度比对于扩孔性的改善而言很重要，其理由并不明确，推测与扩孔加工时的晶体的滑动行为有关系。

关于供给X射线衍射的试样，通过机械研磨等将钢板从表面减厚至规定的板厚，接着通过化学研磨、电解研磨等除去应变，同时在板厚的3/8～5/8的范围内以适当的面作为测定面按照上述方法调整试样，然后进行测定即可。

理所当然，上述X射线强度的限定不仅是在板厚1/2附近，通过使尽可能多的厚度满足，扩孔性变得更加良好。然而，因为通过在由距钢板表面为板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置划分的钢板部分、即板厚中心部进行测定，可以大体代表钢板整体的材质特性，因此对其进行规定。

其中，{hkl}<uvw>所示的晶体取向是指，板面的法线方向与<hkl>平行、轧制方向与<uvw>平行。

与轧制方向成直角的方向的r值(rC)为0.70以上，且与轧制方向成30°的r值(r30)为1.10以下：

在上述织构的基础上，通过满足以下的机械特性，可以确保更加良好的拉伸凸缘性。因此，优选满足以下的机械特性。

与轧制方向成直角的方向的r值(rC)：

rC优选是0.70以上。其中，对该r值的上限没有特别规定，通过设定为1.10以下，可以获得更优异的扩孔性，因此是优选的。

与轧制方向成30°的方向的r值(r30)：

r30优选是1.10以下。其中，对该方向的r值的下限没有特别限定，通过设定为0.70以上，可以获得更优异的扩孔性，因此是优选的。

轧制方向的r值(rL)为0.70以上，且与轧制方向成60°的r值(r60)为1.10以下：

轧制方向的r值(rL)：

rL优选是0.70以上。其中，对rL值的上限没有特别限定，通过将rL设定为1.10以下，可以获得更加优异的扩孔性，因此是优选的。

与轧制方向成60°的方向的r值(r60)：

r60优选是1.10以下。对r60值的下限没有特别规定，通过将r60设定为0.70以上，可以获得更加优异的扩孔性。

上述各r值通过使用JIS5号拉伸试验片的拉伸试验来评价。拉伸应变通常在高强度钢板的情况下在5～15％的范围内、在均一伸长率的范围内评价即可。

钢板的显微组织：

首先，描述平均晶体粒径和组织的鉴定方法。

在本发明中，使用EBSP-OIM(ElectronBackScatterDiffractionPattern-OrientationImageMicroscopy，商标)法来定义平均晶体粒径和铁素体以及残留奥氏体。

EBSP-OIM法由如下的装置和软件构成：对扫描电子显微镜(SEM)内高倾斜的试样照射电子束，用高灵敏度照相机拍摄背散射而形成的菊池图样，通过计算机图像处理在短时间内测定照射点的晶体取向。用EBSP法可以定量分析块状试样表面的微细结构以及晶体取向，分析区域是SEM所能观察的区域，虽然也取决于SEM的分辨率，仍能够以最小20nm的分辨率来分析。分析耗费数小时，将想要分析的区域以等间隔的网格状地映射数万个点来进行。

除了能够根据晶体取向的结构鉴定相以外，对于多晶材料，可以见到试样内的晶体取向分布、晶粒的尺寸。由测定信息可以计算相邻的测定点间的取向差，其平均值称为KAM(Kernelaveragemisorientation)值。

在本发明中，将该晶粒的取向差定义为一般作为晶界认识的大倾角晶界的阈值15°，通过映射图像将晶粒可视化，求出平均晶体粒径。此外，将被15°的大角晶界包围的晶粒内的平均KAM值在1°以内者定义为铁素体。这是因为铁素体是高温相变相，相变应变小。此外，将通过EBSP法鉴定为奥氏体者定义为残留奥氏体。

在本发明中定义的回火马氏体或下部贝氏体是在Ms点超过350℃的情况下在Ms点以下、在Ms点为350℃以下的情况下在350℃以下由奥氏体相变的组织，如果通过TEM观察该组织，渗碳体或亚稳态铁碳化物在同一板条(lath)内多元化析出。

另一方面，将渗碳体或亚稳态铁碳化物在同一板条内一元化析出者定义为上部贝氏体。认为这是因为，渗碳体析出的驱动力小于回火马氏体或下部贝氏体。

同样地用TEM观察组织时，将观察不到渗碳体或亚稳态碳化物析出的定义为马氏体。

其中，它们的组织分数是在20000倍的倍率下拍摄10个视场以上的TEM照片并用点算法求出的。

高强度钢板中，为了提高其强度，使用析出强化铁素体、贝氏体、马氏体等单相或复相组织，发明人等开展了深入研究，结果发现，形成回火马氏体、马氏体和下部贝氏体的合计面积分数超过85面积％且平均晶体粒径为12.0μm以下的组织时，进一步优选将这些组织间硬度差减低至一定以下时，组织界面上的应力集中减低，拉伸凸缘性和低温韧性提高。如果回火马氏体组织和下部马氏体的百分率之和超过85％，强度和伸长率的平衡良好，因此是进一步优选的。上述平均晶体粒径超过12.0μm时，难以确保满足vTrs≤-40℃的优异低温韧性。

其中，即使这些组织占钢板的100％，也不发生拉伸凸缘性和低温韧性的劣化，因此不指定组织分数的上限。

在重视提高延性的情况下，按面积分数计可以含有低于15％的铁素体。

关于组织间硬度差，将使用负载0.098N(10gf)的显微维氏硬度计测定100个点以上的维氏硬度时的硬度的平均值表示为E(HV0.01)、将硬度的标准偏差表示为σ(HV0.01)时，通过将σ(HV0.01)/E(HV0.01)设定为0.08以下、含有5面积％以上的铁素体，可获得拉伸强度980MPa级以上且满足拉伸强度×扩孔率≥55000MPa·％且拉伸强度×总伸长率≥14000MPa·％且vTrs≤-40℃、兼顾拉伸凸缘性和总伸长率的优异机械特性，因此是优选的。另外，通过将上述σ(HV0.01)/E(HV0.01)设定为0.06以下，可获得拉伸强度980MPa级以上且满足拉伸强度×扩孔率≥60000MPa·％且vTrs≤-40℃的拉伸凸缘性特别优异的机械特性，因此是优选的。通过将上述σ(HV0.01)/E(HV0.01)设定为0.08以下，观察夏比断面时的硬质组织与软质组织的界面成为龟裂起点的情况被减轻，推测这是改善了vTrs的缘故。

对σ(HV0.01)/E(HV0.01)的下限没有特别规定，通常是0.03以上。

钢板的化学组成：

接着，说明本发明的热轧钢板的化学组成的限定理由。其中，表示含量的“％”是指“质量％”。

C：0.01～0.2％

C(碳)是具有提高钢板强度的作用的元素。C含量低于0.01％时，难以获得上述作用产生的效果。因此，C含量设定为0.01％以上。另一方面，C含量超过0.2％时，导致延性降低，并且构成冲切加工时的二次剪切断面的开裂起点的渗碳体(Fe₃C)等铁系碳化物增加，导致拉伸凸缘性的劣化。因此，C含量设定为0.2％以下。

Si：0.001％～2.5％

Si(硅)是具有提高钢板强度的作用的元素，还具有作为钢水的脱氧剂的作用。Si含量低于0.001％时，难以获得上述作用产生的效果。因此，Si含量设定为0.001％以上。另外，Si抑制渗碳体等铁系碳化物的析出，由此还具有提高强度和扩孔性的作用。从这种观点考虑，Si含量优选为0.1％以上。另一方面，即使Si含量超过2.5％，提高钢板强度的作用产生的效果也已饱和。因此，Si含量设定为2.5％以下。其中，从通过抑制渗碳体等铁系碳化物的析出从而更有效提高强度和扩孔性的观点出发，Si含量适合为1.2％以下。

Mn：0.10～4.0％

Mn(锰)具有通过固溶强化和淬火强化而提高钢板强度的作用。Mn含量低于0.10％时，难以获得上述作用产生的效果。因此，Mn含量设定为0.10％以上。另外，Mn具有使奥氏体区温度向低温侧扩大、提高淬火性、容易形成翻边性优异的马氏体、下部贝氏体等低温相变组织的作用。从这种观点出发，Mn含量优选为1％以上，更优选为2％以上。此外，Mn还具有抑制S导致产生热裂纹的作用。从这种观点出发，Mn含量([Mn])与S含量([S])优选含有满足[Mn]/[S]≥20的Mn量。另一方面，即使Mn含量超过4.0％，提高钢板强度的作用所产生的效果也已饱和。因此，Mn含量设定为4.0％以下。

P：0.10％以下

P(磷)是一般作为杂质含有的元素。P含量超过0.10％时，热轧时引起开裂，另外在晶界偏析使低温韧性下降，而且还使加工性、焊接性降低。因此，P含量设定为0.10％以下。从扩孔性、焊接性的观点出发，P含量优选为0.02％以下。

S：0.030％以下

S(硫)是一般作为杂质含有的元素。S含量超过0.030％时，热轧时引起开裂，另外在钢中生成A系夹杂物使扩孔性劣化。因此，S含量设定为0.030％以下。从扩孔性的观点出发，S含量优选设定为0.010％以下，更优选设定为0.005％以下。

Al：0.001～2.0％

Al(铝)具有在钢精炼工序中使钢水脱氧、将钢健全化的作用。Al含量低于0.001％时，难以获得上述作用产生的效果。因此，Al含量设定为0.001％以上。Al与Si同样地也具有抑制渗碳体等铁系碳化物的析出、由此提高强度和扩孔性的作用。从该观点出发，Al含量优选为0.016％以上。另一方面，即使Al含量超过2.0％，上述脱氧作用产生的效果也已饱和，在经济上是不利的。另外，存在热轧时引起开裂的情况。因此，Al含量设定为2.0％以下。从抑制钢中的非金属夹杂物的生成、提高延性和低温韧性的观点出发，Al含量优选为0.06％以下。进一步优选为0.04％以下。

N：0.01％以下

N(氮)是一般作为杂质含有的元素。N含量超过0.01％时，热轧时引起开裂，另外使耐时效性劣化。因此，N含量设定为0.01％以下。从耐时效性的观点出发，N含量优选为0.005％以下。

Ti：(0.005+48/14[N]+48/32[S])％≤Ti≤0.3％：

Ti(钛)是具有通过析出强化或固溶强化提高钢板强度的作用的元素。Ti含量小于由N含量[N](单位：％)和S含量[S](单位：％)确定的(0.005+48/14[N]+48/32[S])％时，难以获得上述作用产生的效果。因此，Ti含量设定为(0.005+48/14[N]+48/32[S])％以上。另一方面，即使Ti含量超过0.3％，上述作用产生的效果也已饱和，在经济上是不利的。因此，Ti含量设定为0.3％以下。

Nb、Cu、Ni、Mo、V、Cr：

Nb(铌)、Cu(铜)、Ni(镍)、Mo(钼)、V(钒)和Cr(铬)是具有通过析出强化或固溶强化而提高钢板强度的作用的元素。因此，根据需要可以适当含有这些元素中的一种或两种以上。然而，即使Nb含量超过0.06％、Cu含量超过1.2％、Ni含量超过0.6％、Mo含量超过1％、V含量超过0.2％和Cr含量超过2％，上述作用产生的效果也已饱和，在经济上是不利的。因此，Nb含量设定为0～0.06％，Cu含量设定为0～1.2％，Ni含量设定为0～0.6％，Mo含量设定为0～1％，V含量设定为0～0.2％，Cr含量设定为0～2％。另外，为了更可靠地得到上述作用带来的效果，优选满足Nb：0.005％以上、Cu：0.02％以上、Ni：0.01％以上、Mo：0.01％以上、V：0.01％以上和Cr：0.01％以上中的任何一个。

Mg、Ca、REM：

Mg(镁)、Ca(钙)和REM(稀土元素)是控制形成破坏起点、构成加工性劣化原因的非金属夹杂物的形态、具有提高加工性的作用的元素。因此，可以根据需要适当含有这些元素中的一种或两种以上。然而，即使Mg含量超过0.01％、Ca含量超过0.01％、REM含量超过0.1％，上述作用产生的效果也已饱和，在经济上是不利的。因此，Mg含量设定为0～0.01％，Ca含量设定为0～0.01％，REM含量设定为0～0.1％。另外，为了更可靠地获得上述作用带来的效果，优选将Mg、Ca和REM中任一元素的含量设定为0.0005％以上。

B：

B(硼)是与C同样地在晶界偏析、具有提高晶界强度的作用的元素。即，与固溶C同样地作为固溶B在晶界偏析，由此有效作用于实现防止断裂面开裂的方面。而且，尽管C以碳化物形式在晶粒内析出而使晶界处的固溶C减少，由于B在晶界偏析，也可补偿C在晶界处的减少。因此，可以根据需要适当含有B。然而，B含量超过0.002％时，热轧中的奥氏体的再结晶被过度抑制，加强了来自未再结晶奥氏体的γ→α相变织构，有可能使各向同性劣化。因此，B含量设定为0～0.002％以下。B是有可能在连铸后的冷却工序中引起板坯开裂的元素，从这种观点考虑，优选将B含量设定为0.0015％以下。另外，为了更可靠地获得上述作用带来的效果，B含量优选为0.0002％以上。另外，B还具有提高淬火性、容易形成对于翻边性来说优选的显微组织的连续冷却相变组织的作用。

余量是铁(Fe)和杂质。

作为杂质，有时含有Zr、Sn、Co、Zn、W，如果这些元素的含量合计为1％以下，则没有问题。

表面处理：

在上述钢板的表面上，为了提高耐蚀性等，可以具有镀层，制成表面处理钢板。镀层可以是电镀层，也可以是热浸镀层。作为电镀层，可例示出电镀锌、电镀Zn-Ni合金等。作为热浸镀层，可例示出热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、热浸镀Zn-Al合金、热浸镀Zn-Al-Mg合金、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金等。对镀层附着量没有特别限制，可以与以往相同。另外，在镀敷后实施适当的转化处理(例如硅酸盐系的无铬转化处理液的涂布和干燥)，还可以进一步提高耐蚀性。另外，还可以实施有机覆膜形成、薄膜层叠、有机盐类/无机盐类处理。

热轧钢板的制造方法：

接着描述本发明的热轧钢板的制造方法。

为了实现优异的拉伸凸缘性和低温韧性，重要的是，形成规定的织构，以及形成以回火马氏体、马氏体和下部贝氏体为主体的组织。此外，优选的是，组织间硬度差小、各方向的r值满足规定的条件。以下描述用于满足这些的制造条件的细节。

对热轧之前的制造方法没有特别限制。即，在利用高炉、电炉等熔炼之后，进行各种二次冶炼，调整成为上述化学组成，接着除了通常的连铸、利用铸锭法的铸造以外，还可以用薄板坯铸造等方法铸造成钢锭或板坯。连铸的情况下，可以在先冷却至低温之后，再次加热而后进行热轧，也可以将铸造板坯连续地热轧。原料可以使用废料。

本发明的拉伸凸缘性和低温脆性优异的高强度钢板在满足以下必要条件时获得。

为了将位于距钢板表面为板厚的5/8～3/8厚度位置间的板厚中心部的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值和{332}<113>的晶体取向的X射线随机强度比设为上述值的范围，在粗轧后的精轧中，以根据钢板成分由下述式(1)确定的T1温度为基准，在(T1+30)℃以上且(T1+200)℃以下的第一温度区以大的压下率进行大压下轧制的加工，在T1℃以上且低于(T1+30)℃的第二温度区不进行轧制或者以小的压下率进行轻压下轧制的加工，在上述第一温度区或上述第二温度区结束轧制，从而可以确保最终制品的局部变形能力。

T1(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V···式(1)

即，通过(T1+30)℃以上且(T1+200)℃以下的第一温度区的高压下轧制和在上述第一温度区结束轧制，或者通过上述第一温度区的高压下轧制、此后的在T1以上且低于(T1+30)℃的第二温度区的低压下轧制和在上述第二温度区结束轧制，如在后述表2、3中所见到的，可以控制板厚中心部的板面的{100}<011>～{223}<110>取向群的X射线随机强度比的平均值和{332}<113>的晶体取向的X射线随机强度比，由此飞跃性改善了最终制品的扩孔性，所述板厚中心部是由距钢板表面为板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置划分的。

T1温度自身可以通过上述式(1)所示的经验式来求出。发明人等通过实验而经验性地认识到以T1温度为基准能够促进各钢在奥氏体区的再结晶。

为了获得更良好的扩孔性，重要的是在第一温度区利用大压下蓄积应变，需要使第一温度区的每一道次的最大压下率为30％以上、换而言之在第一温度区进行至少一次以上一道次压下率30％以上的压下，且使压下率的合计为50％以上。此外，更优选压下率的合计为70％以上。另一方面，上述压下率的合计为超过90％的压下率时，需要确保温度、施加过大的轧制负荷，因此上述压下率的合计优选为90％以下。

此外，为了通过释放蓄积的应变来促进均一的再结晶，在(T1+30℃)以上且(T1+200)℃以下的第一温度区的大压下之后，需要尽可能压低在T1℃以上且低于(T1+30)℃的第二温度区的加工量，将在T1℃以上且低于(T1+30)℃的第二温度区的压下率的合计设定为0～30％。第二温度区的压下率的合计大于30％时，好不容易再结晶的奥氏体晶粒伸展，停留时间短时再结晶没有充分进行，会使扩孔性劣化。另外，从确保良好的板形状的观点出发，10％以上的压下率是理想的，在更重视扩孔性的情况下，理想的是压下率为0％、即不进行第二温度区的低压下轧制。

这样，本发明的制造方法是通过在精轧中使奥氏体均一且微细地再结晶来控制制品的织构、改善扩孔性的方法。

在比第二温度区低的温度下进行轧制或者在第二温度区进行大压下率的轧制时，奥氏体的织构发达，最终获得的钢板难以获得上述规定的织构。另一方面，在比第一温度区高的温度下结束轧制或在第一温度区进行轻压下率的轧制时，容易发生粗粒化、混粒。

其中，是否进行上述规定的轧制，轧制率可以根据轧制负荷、板厚测定等由实际结果或计算求出，而温度可以设置机架间温度计即可实测或根据线速度、压下率等利用考虑了加工发热的计算模拟得到或者通过这两者获得。

从第一温度区的一道次30％以上的压下中的最终压下到属于水冷却的一次冷却开始的时间对拉伸凸缘性和低温韧性有很大影响。

从第一温度区的一道次30％以上的最终压下道次到一次冷却开始的时间t(秒)相对于第一温度区的一道次30％以上的最终压下的钢板温度Tf(℃)和压下率P1(％)要满足下述式(2)。

t/t1不足1时，再结晶被抑制，得不到规定的织构，t/t1超过2.5时，发生粗粒化，伸长率和低温脆性显著降低。

1≤t/t1≤2.5···(2)

其中，t1是由下述式(4)确定的时间(秒)。

t1＝0.001×{(Tf-T1)×P1/100}²-0.109×{(Tf-T1)×P1/100}+3.1···(4)

一次冷却中冷却开始时的钢板温度与冷却结束时的钢板温度之差即一次冷却量(冷却温度变化)为40℃以上且140℃以下。一次冷却量低于40℃时，难以抑制奥氏体晶粒的粗大化，结果低温韧性劣化。另一方面，一次冷却量超过140℃时，再结晶变得不充分，难以获得规定的织构。另外，从抑制奥氏体晶粒的粗大化的观点出发，一次冷却的平均冷却速度优选为30℃/秒以上。对于一次冷却的平均冷却速度的上限不必特别限制，优选为2000℃/秒以下。

进行一次冷却之后，实施在3秒以内开始冷却、以30℃/秒以上的平均冷却速度进行水冷却的二次冷却。其中，二次冷却是从二次冷却开始到卷取开始之间实施的水冷却，二次冷却的平均冷却速度是上述水冷却的平均冷却速度，如下所述，在二次冷却的途中中断水冷却时，扣除中断水冷却的期间来计算。

从一次冷却结束到二次冷却开始之间，由于没有进行水冷却，因而保持在高温区，进行一次冷却之后超过3秒开始二次冷却，或者进行一次冷却之后在3秒以内以低于30℃/秒的平均冷却速度进行二次冷却时，从精轧结束到卷取开始的二次冷却中，铁素体、珠光体、上部贝氏体等高温相变相的组织分数超过15％，没有获得所需的组织分数和组织间硬度差，尤其是低温韧性劣化。对二次冷却中的平均冷却速度的上限没有特别限定，从冷却设备的能力来看，300℃/秒以下是妥当的平均冷却速度。

重视提高延性、含有按面积分数计15％以下的铁素体时，在二次冷却的途中，从500℃到800℃的温度区(铁素体和奥氏体的二相区)可以在15秒以下的范围内中断水冷却。

此处的水冷却的中断是为了在二相区中促进铁素体相变而进行的，水冷却的中断时间超过15秒时，铁素体面积分数超过15％，组织间硬度差会增大，结果拉伸凸缘性和低温韧性有可能劣化。因此，在二次冷却的途中中断水冷却时，该时间理想的是15秒以下。另外，理想的是，中断水冷却的温度区为了易于促进铁素体相变而设定为500℃以上且800℃以下，中断水冷却的时间设定为1秒钟以上。另外，从生产率的观点出发，中断水冷却的时间更理想的是10秒以下。

进行上述二次冷却之后，在满足下述式(3)的卷取温度CT(℃)下进行卷取。在超过下述式(3)的右边的温度下卷取时，铁素体、珠光体、上部贝氏体等高温相变相的组织分数达到15％以上，得不到所需的组织分数和组织间硬度差，导致拉伸凸缘性和低温韧性劣化。在满足vTrs≤-40℃的基础上，对于强度590MPa级的材料来说使扩孔率≥140％且拉伸强度×扩孔率≥100000MPa·％、对于强度780MPa级的材料来说使扩孔率≥90％且拉伸强度×扩孔率≥70000MPa·％、而对于强度980MPa级以上的材料来说使扩孔率≥40％且拉伸强度×扩孔率≥50000MPa·％时，理想的是在低于300℃的温度下卷取。

CT(℃)≤max[Ms，350]···(3)

其中，Ms由下述式(5)确定，下述式(5)中的元素符号表示各元素在钢中的含量(质量％)。

Ms(℃)＝561-474×C-33×Mn-17×Ni-21×Mo···(5)

其中，关于rC、r30，为了满足上述优选值，热粗轧后、即热精轧前的奥氏体粒径是重要的，热精轧前的奥氏体粒径小是理想的，具体而言，通过将奥氏体的平均粒径(当量圆平均直径)设定为200μm以下，获得了上述优选值。

而且，在热精轧前，为了将奥氏体平均粒径设定为200μm以下，可以在热粗轧中将1000℃以上且1200℃以下的温度区的每一道次的最大压下率设定为40％以上、换而言之进行至少一次以上的一道次压下率40％以上的压下。

因此，热粗轧优选是：1000℃以上且1200℃以下的温度区的每一道次的最大压下率为40％以上，并使奥氏体的平均粒径为200μm以下。

其中，压下率越大或该压下的次数越多，越是能够将奥氏体晶粒细粒化。另外，奥氏体平均粒径优选为100μm以下，为此理想的是进行2次以上一道次压下率40％以上的压下。然而，超过10道次的热粗轧有温度降低、氧化皮过量生成的担忧，而一道次压下率超过70％的压下有时成为夹杂物延伸、使扩孔性劣化的原因。因此，理想的是一道次压下率40％以上的压下为10道次以下，最大压下率为70％以下。

这样，通过减小热精轧前的奥氏体粒径，能够促进热精轧工序中的奥氏体的再结晶、使rC值和r30值为优选值从而实现扩孔性的改善。推测这是因为，热粗轧后的(即热精轧前的)奥氏体晶界作为热精轧中的再结晶核之一起作用。

其中，热粗轧后的奥氏体粒径的确认如下进行：将进入热精轧之前的板坯尽可能地骤冷，具体而言，以10℃/秒以上的冷却速度将板坯冷却，此后将板坯断面的组织蚀刻，使奥氏体晶界浮起，用光学显微镜进行测定。此时，在50倍以上的倍率下通过图像分析、计点法测定20个视场以上。

另外，关于轧制方向的rL以及与轧制方向成60°的方向的r60，为了满足上述优选范围，理想的是将属于第一温度区的(T1+30℃)以上且(T1+150℃)以下的温度区的最大加工发热量、即压下导致的钢板温度上升部分(℃)抑制在18℃以下。照此，为了抑制最大加工发热量，理想的是使用机架间冷却等。

另外，为了矫正钢板形状、通过导入可动位错来提高延性，理想的是在所有工序结束后实施压下率0.1％以上且2％以下的轻压下的平整轧制。另外，在所有工序结束之后，为了除去所得热轧钢板的表面上附着的氧化皮，可以根据需要对所得热轧钢板进行酸洗。此外，在酸洗后对所得热轧钢板在线或离线地实施压下率10％以下的平整轧制或冷轧也无妨。

此外，根据需要可以使钢板的表面具有镀层，制成表面处理钢板。镀层可以是电镀层，也可以是热浸镀层，其处理方法可以是常法。

实施例

接着，举出本发明的实施例来说明本发明的技术内容。

作为实施例，使用具有表1所示化学组成的、钢A～P的满足本发明权利要求的适合钢和钢a～e的比较钢来进行研究。

将这些钢在铸造后直接或先冷却到室温之后再加热而达到900℃～1300℃的温度范围，然后按照表2-1和表2-2所示的条件实施热轧，按照表2-1和表2-2所示的条件进行冷却，制成2.3～3.4mm厚的热轧钢板。将这样获得的热轧钢板酸洗，此后进行压下率为0.5％的平整轧制，一部分实施热浸镀锌处理以及合金化处理，供于材质评价。其中，表2-1、表2-2、表3-1和表3-2中试验编号前头所带的字母表示表1中的钢种。

表1示出了各钢的化学成分，表2-1和表2-2示出了各热轧钢板的制造条件。另外，表3-1和表3-2示出了各热轧钢板的钢组织、粒径和机械特性(各方向的r值、拉伸强度TS、伸长率EL、扩孔率λ、脆性延性转变温度vTrs)。

其中，拉伸试验根据JISZ2241进行，扩孔试验根据日本铁钢联盟规格JFST1001进行。X射线随机强度比使用上述EBSD，对于轧制方向以及与板厚方向平行的断面，间隔0.5μm地测定距钢板表面为板厚的3/8～5/8厚度位置间的板厚中心部。另外，各方向的r值通过上述方法测定。维氏硬度使用显微维氏硬度试验机，在负载0.098N(10gf)下测定。夏比试验根据JISZ2242进行，将钢板加工成2.5mm小尺寸试验片来进行。

由表3-1和表3-2所示的评价结果可知，只有满足本发明中规定的条件才具有优异的拉伸凸缘性和低温韧性。

[表1]

[表2-1]

[表2-2]

[表3-1]

[表3-2]

Claims

1.一种热轧钢板，其特征在于，其具有：

2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有选自由Nb：0.005～0.06％、Cu：0.02～1.2％、Ni：0.01～0.6％、Mo：0.01～1％、V：0.01～0.2％和Cr：0.01～2％组成的组中的一种或两种以上。

3.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有选自由Mg：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％和REM：0.0005～0.1％组成的组中的一种或两种以上。

4.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成按质量％计含有B：0.0002～0.002％。

5.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，其具有如下的显微组织：将测定100个点以上的负载0.098N的维氏硬度时的硬度的平均值表示为E(HV0.01)、将标准偏差表示为σ(HV0.01)时，σ(HV0.01)/E(HV0.01)为0.08以下。

6.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，其具有如下的机械特性：与轧制方向成直角的方向的r值(rC)为0.70以上以及与轧制方向成30°的方向的r值(r30)为1.10以下。

7.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，其具有如下的机械特性：轧制方向的r值(rL)为0.70以上以及与轧制方向成60°的方向的r值(r60)为1.10以下。

8.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，在钢板的表面具有镀层。

9.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，其通过对具有权利要求1～7的任一项所述的化学组成的板坯依次实施热粗轧、热精轧、一次冷却和二次冷却后卷取，从而制成热轧钢板，

其中，所述热精轧为：相对于由下述式(1)规定的温度T1，在(T1+30)℃以上且(T1+200)℃以下的第一温度区的每一道次的最大压下率为30％以上，所述第一温度区的合计压下率为50％以上，在T1℃以上且低于(T1+30)℃的第二温度区的合计压下率为0～30％，并且在所述第一温度区或所述第二温度区结束轧制，

所述卷取在满足下述式(3)的温度CT下卷取，

1≤t/t1≤2.5···(2)

CT(℃)≤max[Ms，350]···(3)

t1＝0.001×{(Tf-T1)×P1/100}²-0.109×{(Tf-T1)×P1/100}+3.1···(4)

Ms(℃)＝561-474×C-33×Mn-17×Ni-21×Mo···(5)

其中，

式(2)中的t是从所述第一温度区的一道次30％以上的压下中的最终压下到一次冷却开始的时间(秒)，t1是由所述式(4)确定的时间(秒)，

10.根据权利要求9所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热粗轧是：1000℃以上且1200℃以下的温度区的每一道次的最大压下率为40％以上，并使奥氏体的平均粒径为200μm以下。

11.根据权利要求9所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热精轧的(T1+30℃)以上且(T1+150℃)以下的温度区的最大加工发热量为18℃以下。

12.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，在由权利要求9～11的任一项所述的热轧钢板的制造方法获得的热轧钢板的表面实施镀敷处理。