CN104395490A - 高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强度热轧钢板，按质量％计，其含有C：0.050～0.200％、Si：0.01～1.5％、Mn：1.0～3.0％、B：0.0002～0.0030％、Ti：0.03～0.20％，P被限制在0.05％以下，S被限制在0.005％以下，Al被限制在0.5％以下，N被限制在0.009％以下，且含有Nb：0.01～0.20％、V：0.01～0.20％、Mo：0.01～0.20％中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，晶体取向角5°以上且小于15°的界面即小角晶界的长度与晶体取向角15°以上的界面即大角晶界的长度的比率为1:1～1:4，所述大角晶界处的C的偏析量和B的偏析量合计为4～20原子/nm2，拉伸强度为850MPa以上，扩孔率为25％以上。

Description

高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及可实施翻边加工、拉伸凸缘加工的，例如适合为汽车等的高强度结构用部件的，钢板的冲孔时端面不容易发生损伤的热轧钢板及其制造方法。本申请要求2012年6月26日在日本提交的日本特愿2012-142692号的优先权，将其内容援用至此。
背景技术
最近的汽车用构件从节能的观点出发重视轻量化，除此以外，也趋向于重视安全性、耐久性，高强度化比以往更快速地进展。作为这种趋向的一个例子，不仅汽车的蒙皮，而且结构用构件也要应用高强度钢板。
应用于该结构用构件的钢板除了压制成形性以外，还要求有扩孔性等加工性。因此，着手开发了翻边加工、拉伸凸缘加工等加工性优异的高强度热轧钢板(例如参照专利文献1、2)。
然而，随着热轧钢板的高强度化，所带来的问题是，在冲孔加工钢板而形成的孔的端面发生剥离或翘起状的缺陷。这些缺陷不仅显著损害制品端面的美观性，而且还有成为应力集中部而对疲劳强度等造成影响的危险性。
针对以上的问题，提出了限制硬质第2相和渗碳体的面积分数，抑制冲孔端面的损伤的热轧钢板(例如参照专利文献3、4)。然而，即使抑制硬质第2相和渗碳体的生成，在将冲孔加工的间隙设定为对于端面的损伤性而言最严格的条件的情况下，也有在孔的端面发生缺陷的情况。
对此，为了抑制加工时的晶界处的破坏，通过添加B或者限制P的添加量，开发了抑制冲孔端面的损伤发生的高强度热轧钢板(参照专利文献5、6)。此外开发了如下的高强度热轧钢板，通过控制铁素体的大角晶界处的C或者C和B的偏析量，即使采用极其严格的条件进行冲孔加工的情况下，也能防止冲孔端面发生损伤(参照专利文献7、8)。然而，专利文献5～8的钢板由以铁素体相为主体的组织构成，难以达成850MPa以上的高强度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平10-36917号公报
专利文献2：日本特开2001-172745号公报
专利文献3：日本特开2004-315857号公报
专利文献4：日本特开2005-298924号公报
专利文献5：日本特开2004-315857号公报
专利文献6：日本特开2005-298924号公报
专利文献7：日本特开2008-261029号公报
专利文献8：日本特开2008-266726号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明是为了解决上述问题而做出的，其目的是提供兼有优异的拉伸凸缘性和延性，尤其具有拉伸强度850MPa以上的高强度，即使在极其严格的条件下进行冲孔加工也能防止端面损伤的、冲孔加工性优异的高强度热轧钢板。
用于解决问题的方案
本发明人等将冲孔加工的间隙设定为最严格的条件，对冲孔端面的损伤的发生频率与晶界处的偏析元素种类和偏析量的关系进行了研究。结果发现，主要利用贝氏体组织，且将钢板的晶界角度为15°以上的大角晶界与晶界角度5°以上且小于15°的小角晶界的比率设定为适当的范围，使适当量的C和B在大角晶界偏析，从而减少了冲孔端面的损伤。
本发明是基于这种认识而做出的，其要旨如下所述。
(1)一种高强度热轧钢板，按质量％计，其含有C：0.050～0.200％、Si：0.01～1.5％、Mn：1.0～3.0％、B：0.0002～0.0030％、Ti：0.03～0.20％，P被限制在0.05％以下，S被限制在0.005％以下，Al被限制在0.5％以下，N被限制在0.009％以下，且含有Nb：0.01～0.20％、V：0.01～0.20％、Mo：0.01～0.20％中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
晶体取向角5°以上且小于15°的界面即小角晶界的长度与晶体取向角15°以上的界面即大角晶界的长度的比率为1:1～1:4，所述大角晶界处的C的偏析量和B的偏析量合计为4～20原子/nm2，拉伸强度为850MPa以上，扩孔率为25％以上。
(2)根据(1)所述的高强度热轧钢板，其中，按质量％计，P被限制在0.02％以下，所述大角晶界处的P的偏析量为1原子/nm2以下。
(3)一种高强度热轧钢板的制造方法，该方法将钢坯加热至1200℃以上，于910℃以上的温度结束精轧，在所述精轧结束后进行0.5～7秒的空冷，以40℃/s以上的冷却速度一次冷却到550～450℃，于所述一次冷却的停止温度以下且450℃以上的温度保持或空冷7.5～30秒钟，接着以15℃/s以上的冷却速度二次冷却到200℃以下，进行卷取；
按质量％计，所述钢坯含有C：0.050～0.200％、Si：0.01～1.5％、Mn：1.0～3.0％、B：0.0002～0.0030％、Ti：0.03～0.20％，P被限制在0.05％以下，S被限制在0.005％以下，Al被限制在0.5％以下，N被限制在0.009％以下，且含有Nb：0.01～0.20％、V：0.01～0.20％、Mo：0.01～0.20％中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
(4)根据(3)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，按质量％计，所述钢坯的P被限制在0.02％以下。
发明的效果
根据本发明，可提供拉伸凸缘性和延性的平衡良好，尤其具有拉伸强度至少850MPa的高强度，且不论冲孔加工的间隙的条件均可抑制端面的损伤发生的冲孔加工性优异的热轧高强度钢板。本发明对产业上的贡献是极其显著的。
附图说明
图1所示为通过三维原子探针测定法获得的、晶界位置的三维原子分布图像(a)和梯形图分析(b)的一个例子。
图2所示为C偏析量、以及大角晶界与小角晶界的长度比率与冲孔端面损伤发生率的关系图。
图3所示为P偏析量与冲孔端面损伤发生率的关系图。
具体实施方式
本发明人等使用延性和扩孔性优异的拉伸强度为850MPa以上的高强度热轧钢板，按照各种间隙进行冲孔加工，定量调查其端面性状。
具体而言，用日本钢铁联盟标准JFS T 1001-1996中记载的扩孔试验方法，使间隙变化，冲孔直径10mm的孔，在冲孔为圆形的整个端面中，通过目视测定确有损伤的范围的角度，进行合计，将该值除以360°，求出整个冲孔端面的损伤发生比率(称为冲孔端面损伤发生比率)。
结果可知，增加间隙时，在以通常的扩孔试验方法中推荐的12.5％左右的间隙冲孔的情况下，发生了不能确认的剥离或翘起状的损伤，16％的间隙为最严格的条件。
因此，以下使用16％的间隙进行调查。
接着，研究组织对钢板的冲孔加工性的影响以及冲孔端面的损伤的发生频率，即冲孔端面损伤发生比率与大角晶界处偏析的元素的种类和偏析量、以及同小角晶界与大角晶界的比率的关系。需要说明的是，在本发明中，大角晶界被定义为相互邻接的晶粒的晶体取向的角度差为15°以上的晶界。另外，本发明中，小角晶界被定义为相互邻接的晶粒的晶体取向的角度差为5°以上且小于15°的晶界。
将如下的钢坯熔炼，进行热轧，以各种热处理条件制造钢板，按质量％计，所述钢坯含有C：0.050～0.200％、Si：0.01～1.5％、Mn：1.0～3.0％、B：0.0002～0.0030％、Ti：0.03～0.20％，P被限制在0.05％以下，S被限制在0.005％以下，Al被限制在0.5％以下，N被限制在0.009％以下，且含有Nb：0.01～0.20％、V：0.01～0.20％、Mo：0.01～0.20％中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
由这些钢板获取JIS Z 2201的5号试验片，根据JIS Z 2241评价拉伸特性。另外，根据日本钢铁联盟标准JFS T 1001-1996中记载的试验方法进行扩孔试验，评价钢板的拉伸凸缘性。其中，在冲孔加工后、扩孔试验前，评价冲孔端面损伤发生比率。
接着，测定各钢材中的5个位置以上的大角晶界的B、C、P的偏析量，求出平均值。
在本发明的钢板中，为了积极地利用贝氏体，除了大角晶界以外，还包括角度小于15°的小角晶界。在小角晶界中，由于偏析元素的捕集位点数等的不同，与大角晶界相比，偏析量显示减少的倾向。然而，由于确认了与大角晶界的偏析量有关，所以在此测定大角晶界处的偏析量。晶体取向的角度通过分析由试样的透射电子显微镜观察获得的菊池图样来求出。
本发明中以贝氏体为主体的组织理想地含有按截面观察时的面积分数计超过50％的贝氏体，也可以含有少于50％的铁素体或第二相。
虽然是偏析元素量的测定方法，但为了严密地比较这种微小区域的偏析元素的分布，适合使用三维原子探针法如下所述地求出超额量(Excessamount)。即，通过切断和电解研磨法，由测定对象的试样的晶界部分制作针状的试样。需要说明的是，此时，可以与电解研磨法组合利用聚焦离子束(focused ion beam)加工法。采用FIM以比较宽的视场观察包括晶界的区域和晶界角，进行三维原子探针测定。
在三维原子探针测定中，可以再构筑累计的数据，以真实空间中的实际原子的分布图像形式求出。由于晶界位置的原子面是不连续的，因此可以将其认作为晶界面，另外，可以视觉观察各种元素偏析的形态。
接着，为了估计各元素的偏析量，从包括晶界的原子分布图像中垂直于晶界地切出长方体，获得梯形图。分别在图1的(a)、(b)示出了晶界的观察例和梯形图分析的一个例子。
根据梯形图分析，使用以每单位晶界面积偏析的即超出固溶量的追加部分的原子个数表示的超额量来评价各原子的偏析量。该评价参照高桥等人发表的“塗装焼付硬化型鋼板の粒界偏析炭素量の定量観察”，新日铁技报，第381号，2004年10月，26～30页。
另外，晶界本来是面，但在本发明中，以如下述地评价的长度为指标。
将以获得与钢板的轧制方向和板厚方向平行的截面的方式切出的试样研磨，进一步电解研磨。接着，使用EBSP-OIMTM(Electron Back ScatterDiffraction Pattern-Orientation Imaging Microscopy)法，在倍率2000倍、面积40μm×80μm、测定步长0.1μm的测定条件下，实施EBSP测定。
EBSP-OIMTM法由如下的装置和软件构成，在扫描电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscope)内将电子束照射于高度倾斜的试样上，用高灵敏度摄像机拍摄背散射而形成的菊池图样，通过计算机图像处理从而短时间内测定照射点的晶体取向。
在EBSP测定中，可以定量分析块体试样表面的晶体取向，分析区域是能够用SEM观察的区域。经数小时测定，将想要分析的区域映射为数万点的等间隔的格栅状，可以了解试样内的晶体取向分布。
根据测定结果，晶粒的取向差为15°以上的区域出现在线上，将其认作为大角晶界，用软件求出大角晶界的长度。同样地，将晶粒的取向差为5°以上且小于15°的区域认作为小角晶界，用软件求出小角晶界的长度。
C和B的偏析量的合计同大角晶界的长度与小角晶界的长度的比率以及钢材的冲孔端面损伤发生比率的关系示于图2。
如图2所示，认识到冲孔端面损伤发生比率小的钢板的大角晶界处C和B的偏析多。
在本发明的钢板中，通过使Ti、Nb、V、Mo的碳化物在晶粒中部分分散析出，在晶粒内确保固溶C，使Ti、Nb、V的氮化物析出而抑制BN的析出，在晶粒内残留固溶B，从而可以将晶界处的C和B的偏析量的合计控制在适当的范围。由此，可以将钢板冲孔时的端面的耐损伤性维持良好。
作为如此使钢板的端面耐损伤性提高的理由，认为是由于偏析的C和B使晶界强化，冲孔加工时晶界处的龟裂的进展被抑制。
另一方面，即使C和B大量地偏析在大角晶界，大角晶界的长度与小角晶界的长度的比率小时，钢板冲孔时的端面的耐损伤性也劣化。认为其理由与大角晶界的长度的比率降低时贝氏体组织的单位相对地变大、块体晶界趋向于减少、韧性劣化有关。另外，在大角晶界的长度的比率非常大的区域中，冲孔端面损伤的发生比率被压低，但由于形成以铁素体为主体的组织，因此强度降低。
另外，图3中示出了P的偏析量与冲孔端面损伤发生比率的关系。如图3所示，可知将晶界处的C和B的偏析量设定为一定以上，有意地添加P，使P的偏析量增加时，冲孔损伤发生比率增加。
从以上的结果可以判断，热轧后的冷却中，碳化物和BN过度析出时，固溶C和固溶B减低，在晶界偏析的C和B变少，冲孔端面发生损伤。因此，对于使比通常的钢材更多的C和B在大角晶界析出而提高冲孔加工性的方法进行了进一步的研究。
结果发现，抑制碳化物和BN在晶粒内析出时，冲孔端面的损伤被抑制。另一方面，还发现了不同于C和B、在晶界偏析时使晶界强化量降低的元素。
以下说明权利要求中规定的本发明的细节。
(偏析量)
如果在最严格条件的间隙下冲孔端面损伤发生比率在0.3以内，则是作为实用钢可允许的范围。在本发明的研究中，虽然16％的间隙是最严格的条件，但其根据钢板的材质、工具而变化，因此需要使间隙在12.5～25％之间变化，进行冲孔加工，确认端面的性状，从而确认最严格的间隙的条件。为了使最严格的间隙条件下进行钢板的冲孔加工时的端面损伤在0.3以内，需要如下地使晶界的晶界偏析元素量适当化。
如图2所示，如果大角晶界的C的偏析量和B的偏析量合计为4原子/nm2以上，则可以使最严格的间隙条件下进行钢板的冲孔加工时的冲孔加工端面损伤发生比率在0.3以内。C的偏析量和B的偏析量合计低于4原子/nm2时，晶界强化量不足，冲孔端面损伤的发生变得显著。
另一方面，晶界的C的偏析量和B的偏析量的合计优选没有上限，但认为在本发明的钢板中，实质上能够偏析的量的上限为20原子/nm2左右。晶界的C的偏析量和B的偏析量的合计的更优选的范围是基本上不会发生冲孔端面损伤的6～15原子/nm2。
此外，为了防止偏析的C此后因以渗碳体等碳化物形式析出而使C的晶界偏析量降低，通过热轧后的冷却，在达成规定的偏析后迅速冷却到200℃以下，从而可以使C的偏析量和B的偏析量合计为4～20原子/nm2。
另一方面，关于P，偏析量优选较少。认为其理由是P具有使晶界脆化的效果。另外是因为，P的偏析量增加时，助长冲孔加工时的龟裂的进展，提高损伤的发生率。另外，由于P占据偏析位点，因此还可能有使C、B的偏析量降低的效果。P的偏析量优选为1原子/nm2以下。为了使P的偏析量为1原子/nm2以下，将P的含量限制在0.02％以下即可。
(大角晶界与小角晶界的长度比率)
如图2所示，如果C的偏析量和B的偏析量合计为4～20原子/nm2，此外大角晶界的长度与小角晶界的长度的比率为1以上且4以下，则能够使最严格的间隙的条件下进行钢板的冲孔加工时的冲孔端面损伤发生比率在0.3以内。认为与大角晶界的长度与小角晶界的长度的比率小于1时贝氏体的块体粒径趋向于变大、韧性劣化有关，冲孔端面损伤发生比率增加。另外，大角晶界与小角晶界的长度比率大于4时，虽然将冲孔端面损伤发生比率压低，但由于形成以铁素体为主体的组织，因此强度降低，无法满足拉伸强度850MPa以上的本发明的钢板。
(成分)
在本发明中，作为钢板组织，为了具有上述晶界偏析量和大角晶界与小角晶界的长度比率、使钢板的伸长率为15％以上、扩孔率为25％以上、拉伸强度为850MPa以上、在最严格的间隙的条件下进行钢板的冲孔加工时的冲孔端面损伤发生比率为0.3以内，优选如以下所述地规定钢板的成分组成。其中，以下所示的“％”是指“质量％”，除非另有规定。
另外，虽然采用以下说明的基本成分就可以充分发挥本发明的目标效果，但在不妨碍本发明目标的上述钢板特性的范围内，容许含有其他成分。例如，可以含有低于0.2％的Cr、低于0.15％的Cu。
C：C是有助于提高强度的元素，为了获得本发明的以贝氏体为主体的组织并充分确保晶界处的C偏析量，需要含有0.050％以上。另一方面，C含量超过0.200％时，以渗碳体的生成、珠光体、马氏体等相变组织的形成被促进而为所需以上，伸长率、扩孔性降低。因此，C含量设定为0.050～0.200％。
B：B是本发明中的重要元素，在晶界的C偏析不足时，通过B的偏析，可防止冲孔端面的损伤。为了获得该效果，需要含有0.0002％以上B。另一方面，含有超过0.0030％B时，导致延性等加工性的降低。因此，B的含量设定为0.0002～0.0030％。
Si：Si作为固溶强化元素对于提高强度是有效的，为了获得效果，需要含有0.01％以上。另一方面，Si含量超过1.5％时，加工性劣化。因此，Si含量设定为0.01～1.5％的范围。
Mn：Mn对于脱氧、脱硫是必要的，另外作为固溶强化元素也是有效的。另外，为了使奥氏体稳定化，容易获得贝氏体组织，需要将Mn含量设定为1.0％以上。另一方面，Mn含量超过3.0％时，容易发生偏析，使加工性劣化。因此，Mn含量需要设定为1.0～3.0％。
Ti：Ti是让碳化物和氮化物在铁素体、贝氏体晶粒内析出，通过析出强化而使钢板的强度升高的元素。为了充分生成碳化物和氮化物，将Ti的含量设定为0.03％以上。另一方面，Ti的含量超过0.20％时，碳化物和氮化物有可能粗大化。因此，将Ti含量设定为0.03～0.20％。
P：P是杂质，P含量需要限制在0.05％以下。另外，为了抑制P在晶界偏析，防止晶界开裂，优选限制在0.02％以下。
此外，在本发明中，为了钢板的高强度化，作为晶粒内的碳化物析出元素，可含有V、Nb、Mo中的一种或两种以上。另外，为了促进B的晶界偏析，优选含有属于氮化物析出元素的V、Nb中的一种或两种，从而抑制BN的析出。
V、Nb：V、Nb是在铁素体、贝氏体晶粒内析出碳化物和氮化物，通过析出强化而使钢板的强度升高的元素。为了充分地生成碳化物和氮化物，优选将V、Nb的含量各自设定为0.01％以上。另一方面，V、Nb各自的含量超过0.20％时，碳化物和氮化物有时粗大化。因此，优选将V、Nb的含量各自设定为0.01～0.20％。
Mo：Mo是碳化物形成元素，为了在晶粒内析出碳化物，有助于析出强化而含有。为了充分生成碳化物，优选含有0.01％以上的Mo。另一方面，Mo的添加量超过0.20％时，有时生成粗大的碳化物。因此，优选将Mo的含量设定为0.01～0.20％。
进一步，优选如下地限制N、S和Al的含量的上限。
N：N形成氮化物，使钢板的加工性降低，因此优选将含量限制在0.009％以下。
S：S作为MnS等夹杂物，使拉伸凸缘性劣化，此外在热轧时引起开裂，因此优选极力降低。尤其，为了防止热轧时开裂，使加工性变得良好，优选将S含量限制在0.005％以下。
Al：Al由于形成氮化物等析出物而损害钢板的加工性，因此优选限制在0.5％以下。另外，为了钢水脱氧，优选添加0.002％以上。
另外，在本发明中，除了上述基本成分以外，为了提高钢板的强度，可以添加作为固溶强化元素的W。
(制造条件)
按照常法将具有上述成分组成的钢熔炼、铸造，将所得钢坯热轧。从生产率的观点考虑，钢坯优选用连铸设备来制造。热轧的加热温度为了使碳化物形成元素和碳在钢材中充分地分解熔解而设定为1200℃以上。将加热温度设定为过高温度在经济上是不优选的，因此加热温度的上限优选设定为1300℃以下。铸造后，可以将钢坯冷却，于1200℃以上的温度开始轧制。对冷却至1200℃以下的钢坯进行加热时，优选进行1小时以上的保持。
为了抑制粗大的碳化物的生成，热轧中的精轧的结束温度需要为910℃以上。为了获得本发明的效果，对于精轧的结束温度的上限不需要特别规定，但由于在操作中有可能发生氧化皮瑕疵，优选设定为1000℃以下。
其中，在精轧中，为了将奥氏体的晶体粒径微细化，优选使由最终轧机数起的3台轧机的压下率合计为60％以上。压下率优选尽可能高，但从生产性、设备负荷的观点出发，95％为实质性上限。
热轧结束后，优选进行0.5～7秒的空冷。这是因为，由于更容易获得本发明的以贝氏体为主体的组织，促进奥氏体的再结晶。低于0.5秒时，有可能因由未再结晶奥氏体晶粒发生相变而导致冷却中容易生成铁素体。超过7秒时，奥氏体中的TiC析出进行，贝氏体、铁素体中的有效析出有可能变少。
接着，为了极力抑制奥氏体域中的粗大碳化物的析出、铁素体相变、珠光体相变，需要将一次冷却的冷却速度设定为40℃/s以上，将一次冷却的结束温度设定为550℃以下且450℃以上。
一次冷却的冷却速度低于40℃/s时，冷却途中可能有粗大的碳化物析出、在晶界偏析的C减少、冲孔端面的损伤增加。一次冷却的冷却速度的上限没有特别限定，从冷却设备的能力来看，300℃/s以下为适当的冷却速度。另外，一次冷却的结束温度超过550℃时，高温下生成贝氏体，大角晶界的长度的比率降低，此外超过600℃时，铁素体相变被促进而强度降低，或者由于生成珠光体而使扩孔率降低。另一方面，低于450℃时，马氏体大量生成，扩孔率降低。
接着，为了实现贝氏体相变，需要于一次冷却的停止温度以下且450℃以上的温度保持或空冷7.5秒以上的时间。少于7.5秒时，贝氏体相变不充分，此后的冷却导致马氏体大量生成，加工性劣化。优选为10秒以上，更优选为15秒以上。从生产率的观点出发，空冷是优选的，其上限为30秒。
接着，以15℃/s以上二次冷却到200℃以下的温度。其理由是因为，若在贝氏体相变之后在高于200℃的温度下保持，渗碳体等碳化物析出而使本应偏析的C不足，难以获得本发明的C的晶界偏析量。二次冷却的冷却速度的上限没有特别限定，从冷却设备的能力来看，200℃/s以下为适当的冷却速度。通过冷却到200℃以下且室温以上、进行卷取，不容易引起渗碳体等的析出，贝氏体的大角晶界处偏析的C被保持。更优选在100℃以上卷取，从而可以使晶粒内的固溶C移动到更稳定的晶界、使偏析量增加。
实施例
一同说明本发明的实施例以及比较例。
将具有表1所示的成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的材料各自熔解。表的成分值为化学分析值，单位为质量％。表1的“-”表示不有意添加。
[表1]
-表示不有意添加。
接着，按照表2所示的制造条件进行热轧，制造热轧钢板。一次冷却是热轧刚结束之后的冷却，二次冷却是卷取前的冷却。
[表2]
由这些钢板加工JIS Z 2201中记载的5号试验片，根据JIS Z 2241中记载的试验方法，评价拉伸特性。作为拉伸凸缘性之一，扩孔试验根据日本钢铁联盟标准JFS T 1001-1996记载的试验方法进行评价。另外，冲孔端面损伤发生比率的损伤发生比率如下获得：与扩孔试验同样地冲孔直径10mm的孔，目视观察其端面形状，测定冲孔为圆形的端面中确有损伤的范围的角度，求出冲孔端面损伤发生比率。另外，扩孔率按照JIS Z 2256中记载的金属材料的扩孔试验方法来进行试验，将扩孔率25％以上评价为合格。
另外，从钢板切出0.3mm×0.3mm×10mm的柱状试样，通过电解研磨或聚焦离子束加工法将该目标晶界部分制成尖锐的针状形状，进行三维原子探针测定。为了估计晶界处的各元素的偏析量，从包括晶界的原子分布图像中垂直于晶界地切出长方体，获得梯形图。根据梯形图分析，使用超额量来评价各原子的偏析量。各钢材中，对于5处以上的晶界调查各元素的偏析量，将其平均值作为各钢材的各元素偏析量。
另外，将以获得与钢板的轧制方向和板厚方向平行的截面的方式切出的试样研磨，进一步电解研磨，使用上述EBSP-OIMTM法，在倍率2000倍、面积40μm×80μm、测定步长0.1μm的测定条件下实施EBSP测定。根据各钢材的测定结果，将晶粒的取向差达到15°以上的区域认作为大角晶界，将晶粒的取向差为5°以上且小于15°的区域认作为小角晶界，用软件求出长度。
表3示出了上述各试验结果。接着，对于表3的各数据，说明其概况。
试验编号2、4、7、9、10是钢板的成分和制造条件在本发明的范围内的例子，高强度下，扩孔性是良好的，冲孔端面的损伤比率也小。
另一方面，编号1是一次冷却的冷却速度慢的例子，编号6是卷取温度高、C和B的晶界偏析量的合计不足、冲孔端面发生损伤的例子。
编号5是一次冷却的结束温度低、马氏体大量生成、扩孔率降低的例子。
编号3是热轧后的空冷时间短的例子，编号8是一次冷却的结束温度高的例子，编号14是C的含量不足、强度降低的例子。
编号11是一次冷却的结束温度稍高、大角晶界的比率降低、冲孔端面发生损伤的例子。
编号13是B的含量不足、不能实现晶界偏析量、冲孔时发生端面损伤的例子。
编号12是P的含量高、冲孔端面发生损伤的例子。
[表3]

Claims (4)

1.一种高强度热轧钢板，按质量％计，其含有C：0.050～0.200％、Si：0.01～1.5％、Mn：1.0～3.0％、B：0.0002～0.0030％、Ti：0.03～0.20％，P被限制在0.05％以下，S被限制在0.005％以下，Al被限制在0.5％以下，N被限制在0.009％以下，且含有Nb：0.01～0.20％、V：0.01～0.20％、Mo：0.01～0.20％中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
晶体取向角5°以上且小于15°的界面即小角晶界的长度与晶体取向角15°以上的界面即大角晶界的长度的比率为1:1～1:4，所述大角晶界处的C的偏析量和B的偏析量合计为4～20原子/nm2，拉伸强度为850MPa以上，扩孔率为25％以上。
2.根据权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中，按质量％计，P被限制在0.02％以下，所述大角晶界处的P的偏析量为1原子/nm2以下。
3.一种高强度热轧钢板的制造方法，该方法将钢坯加热至1200℃以上，于910℃以上的温度结束精轧，在所述精轧结束后进行0.5～7秒的空冷，以40℃/s以上的冷却速度一次冷却到550～450℃，于所述一次冷却的停止温度以下且450℃以上的温度保持或空冷7.5～30秒钟，接着以15℃/s以上的冷却速度二次冷却到200℃以下，进行卷取；
按质量％计，所述钢坯含有C：0.050～0.200％、Si：0.01～1.5％、Mn：1.0～3.0％、B：0.0002～0.0030％、Ti：0.03～0.20％，P被限制在0.05％以下，S被限制在0.005％以下，Al被限制在0.5％以下，N被限制在0.009％以下，且含有Nb：0.01～0.20％、V：0.01～0.20％、Mo：0.01～0.20％中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
4.根据权利要求3所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，按质量％计，所述钢坯的P被限制在0.02％以下。
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