CN104884654B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种热轧钢板，其中，以质量％计，C：超过0.050％且0.10％以下、Si：0.1～2.0％、Mn：1.0～3.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.05％、N：0.01％以下、Ti：0.10～0.20％、Nb：0～0.06％、B：0～0.03％、Ca：0～0.005％、余量由Fe和杂质构成，平均晶体粒径为7.0μm以下，与轧制面平行、与轧制方向平行的{211}＜011＞方位的X射线随机强度比为2.5以下，拉伸强度为900MPa以上。

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。更详细而言，本发明涉及低温韧性和扩孔性优异的拉伸强度为900MPa以上的热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年，为了提高汽车燃耗率等，以车身的轻量化为目的，推进将高强度钢板用于悬架部件。另外，由于撞击安全性的法规的强化，有将高强度钢板应用涉及到至今为止只能使用低强度钢板的具有复杂形状的部件的需求。然而，一般钢板越为高强度，延性越低、成形性越差。所以，将高强度钢板应用为具有复杂形状的构件时，需要制造满足成形性和高强度这两者的钢板。尤其，对于汽车悬架部件来说，对热轧高强度钢板进行延伸凸缘成形，因此强度和作为延伸凸缘成形的指标的冲压扩孔性是重要的。钢板的冲压扩孔性可以依据ISO16630规定的评价方法进行评价。
专利文献1中公开了如下方法：在“Ar3点+100℃”以下的温度下进行精轧后立即以平均冷却速度400℃/s以上冷却至“Ar3-100℃”，使铁素体粒极度微细化并使＜111＞织构强烈残留的方法。通过该方法，延性和延伸凸缘性得到改善、机械特性的面内各向异性得到改善。
专利文献2中，通过在B添加的基础上使热轧的最终温度高温化从而抑制轧制织构、且使具有轧制织构的集落(colony)微细化。于是，提出如下方法：于输出辊道(runout table)以通过B量规定的下限冷却速度以上进行骤冷，从而促进奥氏体的再结晶，使轧制织构的{110}面强度降低，抑制夹杂物、铁素体晶粒伸长，扩孔性优异、抑制偏差。
另外，作为同样谋求钢板的高强度化并且提高扩孔性的技术，例如专利文献3公开有如下的技术：对铁素体、贝氏体等钢组织的分率、铁素体组织中的析出物进行优化，从而改善强度和扩孔性的平衡。然而，对于专利文献3的技术，扩孔值说不上充分，难以说是具有充分的强度、扩孔性平衡。对此，专利文献4涉及热轧钢板的扩孔性，发现以V为必须元素、降低与轧制面平行的{211}面的X射线随机强度比则可以改善扩孔性。另外，专利文献4还发现，热轧工序的精轧结束温度越是高温，该{211}面的X射线随机强度比越是降低。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-137565号公报
专利文献2：日本特开2009-24226号公报
专利文献3：日本特开2004-339606号公报
专利文献4：日本特开2010-90476号公报
发明内容
发明要解决的问题
然而，近年来，对于在寒冷地带等使用的汽车部件，更高地要求改善机械特性的各向异性、提高低温韧性。
本发明的目的在于提供一种扩孔性优异并且低温韧性也优异的拉伸强度为900MPa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方案
即，本发明的要旨如下。
[1]
一种热轧钢板，其中，以质量％计，C：超过0.050％且0.10％以下、Si：0.1～2.0％、Mn：1.0～3.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.05％、N：0.01％以下、Ti：0.10～0.20％、Nb：0～0.06％、B：0～0.03％、Ca：0～0.005％、余量由Fe和杂质构成，
平均晶体粒径为7.0μm以下，
与轧制面平行、与轧制方向平行的{211}＜011＞方位的X射线随机强度比为2.5以下，
拉伸强度为900MPa以上。
[2]
根据[1]所述的热轧钢板，其中，以质量％计，包含选自由Nb：0.001～0.06％、B：0.0005～0.03％和Ca：0.0005～0.005％组成的组中的1种或2种以上。
[3]
根据[1]或[2]所述的热轧钢板，其表面具有Zn镀层或Fe-Zn合金镀层。
[4]
一种热轧钢板的制造方法，其中，使具有[1]或[2]所述的化学组成的板坯为1200～1350℃，实施热轧，在960℃以上且1100℃以下结束热轧，热轧结束后1.0秒以内开始冷却，以80℃/秒以上的平均冷却速度冷却至比热轧的结束温度低50～200℃的温度，在400～600℃下进行卷取。
[5]
根据[4]所述的热轧钢板的制造方法，其中，在卷取后，通过酸洗去除氧化皮，实施Zn镀覆而形成Zn镀层。
[6]
一种热轧钢板的制造方法，其中，将通过[4]所述的制造方法制造的热轧钢板卷取后，通过酸洗去除氧化皮，在还原气氛中加热至500℃以上且650℃以下使表面活化，使浸渍时的温度为420℃以上且500℃以下、在浴温430℃以上且490℃以下的熔融Zn浴中浸渍，通过气体吹扫来调节Zn镀覆附着量，该热轧钢板的拉伸强度为900MPa以上。
[7]
一种热轧钢板的制造方法，其中，将通过[4]所述的制造方法制造的热轧钢板卷取后，通过酸洗去除氧化皮，通过电解实施0.05g/m2以上且3g/m2以下的Ni镀覆，在还原气氛中加热至420℃以上且500℃以下，在浴温430℃以上且490℃以下的熔融Zn浴中浸渍，通过气体吹扫来调节Zn镀覆附着量，该热轧钢板的拉伸强度为900MPa以上。
[8]
根据[6]或[7]所述的热轧钢板的制造方法，其中，在前述气体吹扫后，在500℃以上且650℃以下进行加热，形成Fe-Zn合金镀层。
发明的效果
根据本发明，对于拉伸强度为900MPa以上的高强度热轧钢板，通过使热轧温度高温化来使钢板的织构随机化从而良好地保持扩孔性。另外，根据本发明，热轧结束后1.0秒以内开始急速冷却，从而实现晶粒微细化、良好的低温韧性。
具体实施方式
本发明以拉伸强度为900MPa以上的高强度热轧钢板作为对象。并且，目的在于使该高强度热轧钢板兼顾ISO16630所规定的钢板的冲压扩孔率：λ(％)与钢板的拉伸强度：TS(MPa)的关系为TS×λ≥60000、钢板的伸长率：El(％)与拉伸强度：TS(MPa)的关系为TS×El≥14000这样高的扩孔性和伸长率。
为了实现高强度钢板的扩孔性的提高，如专利文献4所记载，降低与轧制面平行的{211}面的X射线随机强度比是有效的。然而发现，作为改善扩孔性的机制，不仅需要降低与轧制面平行的{211}面的X射线随机强度比，严格来说，还需要降低{211}面中与轧制方向＜011＞平行的{211}＜011＞方位的X射线随机强度比。具体而言，本发明通过使作为对象的拉伸强度为900MPa以上的高强度热轧钢板中{211}＜011＞方位的X射线随机强度比为2.5以下，从而能够实现良好的扩孔性。另外，该X射线随机强度比通过使热轧工序的最终热轧温度高温化为960℃以上、促进奥氏体的再结晶而得到。
然而，作为使最终热轧温度高温化的结果，发现虽然扩孔性得到改善，但招致晶粒的粗大化、低温韧性恶化的现象。一般，在热轧后通过将钢板骤冷而使晶粒微细化。但是，若最终热轧温度为960℃以上的高温，则即使在热轧生产线的输出辊道(ROT)中采用通常的水冷将钢板骤冷，也不能实现足以改善低温韧性程度的晶粒微细化。
本发明通过最终热轧结束后1.0秒以内开始骤冷而解决了该问题。即，对于拉伸强度为900MPa以上的高强度热轧钢板，即使最终热轧温度为960℃以上的高温，通过最终热轧结束后1.0秒以内开始骤冷，晶粒也可微细化至7.0μm以下。由此可以改善低温韧性、使延性脆性转变温度为-40℃以下。
以下，对本发明进行详细说明。
首先，对本发明的钢板的化学组成进行说明。需要说明的是，化学组成的％是指质量％。
本发明的热轧钢板为，以质量计，C：超过0.050％且0.10％以下、Si：0.1～2.0％、Mn：1.0～3.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.05％、N：0.01％以下、Ti：0.10～0.20％、Nb：0～0.06％、B：0～0.03％、Ca：0～0.005％、余量由Fe和杂质构成。
C为提高强度的有效元素。C含量为0.050％以下则难以确保目标强度。因此，C含量设定为超过0.050％。优选为0.06％以上。另一方面，若C含量超过0.10％，则生成碳化物而导致加工性劣化。因此，C含量设定为0.10％以下。
Si为预脱氧所必要的元素，并且作为固溶强化元素对于提高强度有效。Si含量不足0.1％则难以确保目标强度。因此，Si含量设定为0.1％以上。另一方面，Si含量超过2.0％，则相变点过度变为高温，因而即使应用后述制造方法也变得难以抑制奥氏体未再结晶状态的轧制织构残留。因此，Si含量设定为2.0％以下。
Mn作为固溶强化元素对于提高强度有效。Mn含量不足1.0％则难以确保目标强度。因此，Mn含量设定为1.0％以上。另外，除Mn以外，在未充分添加抑制S造成的热裂纹的产生的Ti等元素时，理想的是，含有以质量％计为Mn/S＞20的Mn量。另一方面，Mn含量超过3.0％，则有时产生板坯裂纹。因此，Mn含量设定为3.0％以下。
P为一般作为杂质含有的元素。P含量超过0.1％，则对加工性、焊接性产生不良影响的同时疲劳特性也降低。因此，P含量设定为0.1％以下。用于承受严格的成形、且还要求疲劳特性的汽车悬架部件时，优选设定为0.02％以下。本发明中，P含量可以为0％，但现行的一般的精炼(包括二次精炼)中难以降低至不足0.001％，因此下限为0.001％即可。
S为作为杂质含有的元素。S含量超过0.01％，则形成MnS等粗大的夹杂物而使成形性劣化。因此，S含量设定为0.01％以下。为了供于受到严格加工的部件用途、制成能耐受严格成形的材质，优选设定为0.005％以下。本发明中，S含量可以为0％，但现行的一般的精炼(包括二次精炼)中难以降低至不足0.0005％，因此下限为0.0005％即可。
Al为钢水的脱氧所必须的元素。Al含量不足0.005％，则难以得到脱氧的效果。因此，Al含量设定为0.005％以上。另一方面，Al含量超过0.05％，则相变点过度变为高温，因而即使应用后述制造方法也变得难以抑制奥氏体未再结晶状态的轧制织构残留。因此，Al含量设定为0.05％以下。
N为作为杂质含有的元素。N先于C在高温下与Ti和Nb形成析出物、晶化产物而消耗这些元素，这些元素通过与C键合形成析出物从而具有提高强度作用。另外，与在固溶状态下具有增加晶界强度、提高韧性的作用的B键合形成BN，从而不仅减少对固定消耗(consumption)有效的Ti和B，还形成使扩孔率的偏差增大的大尺寸的Ti氮化物。因此，优选极力减少N，若为0.01％以下则为可以允许的范围。N含量优选设定为0.005％以下。本发明中，N含量可以为0％，但现行的一般的精炼(包括二次精炼)中难以降低至不足0.0005％，因此下限为0.0005％即可。
Ti是本发明中最重要的元素之一。即，Ti不仅通过析出强化有助于提高钢板强度，还通过TiS的析出使MnS等延伸夹杂物无害化，提高低温韧性、扩孔性。Ti含量不足0.10％，则难以确保目标强度。因此，Ti含量设定为0.10％以上。另一方面，Ti含量超过0.20％则基于上述作用的效果饱和的同时还招致合金成本的升高。因此，Ti的含量设定为0.20％以下。
本发明的热轧钢板在以上基本的成分组成的基础上，以质量％计，还可以包含Nb：0～0.06％、B：0～0.03％、Ca：0～0.005％中的1种以上。
Nb为具有通过析出强化提高钢板强度的作用的元素。因此，也可以含有Nb。但是，Nb含量超过0.06％则其效果饱和。因此，Nb的含量设定为0.06％以下。需要说明的是，为了更可靠地得到基于上述作用的效果，Nb含量优选设定为0.001％以上。
B具有增加晶界强度、提高韧性的作用。因此，也可以含有B。但是，B的含量超过0.03％则其效果饱和。因此，B含量设定为0.03％以下。优选为0.003％以下。需要说明的是，为了更可靠地得到基于上述作用的效果，B含量优选设定为0.0005％以上。
Ca为具有在钢水脱氧时使微细的氧化物大量分散、使组织微细化的作用的元素。另外，其为具有在钢水脱硫时将钢中的S以球状的CaS的形式固定、抑制MnS等延伸夹杂物的生成、提高扩孔性的作用的元素。因此，也可以含有Ca。但是，Ca含量超过0.005％则基于上述作用的效果饱和。因此，Ca的含量设定为0.005％以下。需要说明的是，为了更可靠地得到基于上述作用的效果，Ca含量优选设定为0.0005％以上。
余量为Fe和杂质。
接着，说明本发明的钢板的显微组织。
对于本发明的钢板，与轧制面平行、与轧制方向平行的{211}＜011＞方位的X射线随机强度比为2.5以下是必要的。X射线随机强度比是指：在X射线衍射测定中，作为测定对象的热轧钢板试样的X射线衍射强度(与轧制面平行、与轧制方向平行的{211}＜011＞方位的X射线衍射强度)相对于具有随机方位分布的粉末试样(无在特定方位的聚集的粉末试样)的X射线衍射强度的比值。热轧钢板的扩孔性随着与轧制面平行、与轧制方向平行的{211}＜011＞方位的X射线随机强度比增大而劣化。若该X射线随机强度比为2.5以下，则ISO16630规定的扩孔率：λ(％)与钢板的拉伸强度：TS(MPa)的关系为TS×λ≥60000、钢板的伸长率：El(％)与拉伸强度：TS(MPa)的关系为TS×El≥14000，从而实现高扩孔性和伸长率。
X射线随机强度比通过使用适当的X射线管的衍射仪法等进行与轧制面平行、与轧制方向平行的{211}＜011＞方位的X射线衍射强度的测定，基于与随机样品(粉末试样)的X射线衍射强度的比较进行测定。难以进行X射线衍射的测定时，使用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern)法，以像素的测定间隔为平均晶体粒径的1/5以下对可以测定5000个以上的晶粒的领域进行测定，可以由极图或ODF(Orientation Distribution Function)的分布测定随机强度比。
对于热轧钢板，与轧制面平行、与轧制方向平行的{211}＜011＞方位的X射线随机强度比高，则钢材的各向异性增大。尤其，在将轧制方向、相对于轧制方向的45°方向以及90°方向(板宽方向)的塑性应变比(r值)分别定义为r0、r45、r90时，此时r0与r45之差和r0与r90之差增大，并且r90大幅降低。由此，在扩孔成形时，在板宽方向受到拉伸应变的轧制方向端面，板厚减少变大，端面产生高应力而发生龟裂、变得易传播。因此认为与轧制面平行、与轧制方向平行的{211}＜011＞方位的X射线随机强度比高时扩孔率劣化。
另外，本发明的钢板的平均晶体粒径为7.0μm以下。通过使钢板的晶粒微细化、平均晶体粒径为7.0μm以下，从而可以使延性脆性转变温度为-40℃以下。
本发明所规定的“平均晶体粒径”是通过EBSD(Electron Back ScatteringDiffraction Pattern：电子背散射衍射法(扫描电镜-晶体取向分析))分析并如下确定的。即，对于深度为板厚的1/4的部位，用EBSD法测定的邻接的像素间的晶体取向的角度差为5°以上时，将该像素间的边界视为晶界。如此确定晶界，将被晶界包围的区域认定为晶粒。于是，将与被认定为晶粒的部分的面积(被晶界包围部分的面积)相同面积的圆的直径作为晶体粒径。“平均晶体粒径”为晶体粒径的平均值，通过Area Fraction法算出平均值而求出的。
需要说明的是，通过EBSD的分析中，例如以1500倍的倍率、0.5μm以下的测定步进进行晶体取向的测定，将相邻的测定点(像素间)的取向差超过5°的位置视为晶粒的边界(晶界)。于是，将被该晶界包围的区域视为晶粒。
另外，在深度为板厚的1/4的部位求取平均晶体粒径的理由如下。不仅是深度为板厚的1/4的部位，通过使尽量多的厚度位置的平均晶体粒径为7.0μm以下，从而更进一步提高低温韧性。但是，通过在距离钢板表面的深度1/4部位测定平均晶体粒径，从而可以大致代表钢板总体的材质特性。因此，将深度为板厚的1/4的部位规定为测定位置。
本发明的钢板也可以在表面具有Zn镀层、或Fe-Zn合金镀层。Zn镀层可以是通过电解形成的接近纯Zn的镀层，也可以是在熔融Zn浴中浸渍形成的包含0.1～0.5质量％的Al的镀层。Fe-Zn合金层是在熔融Zn浴中浸渍后进行加热，使Fe在镀层中扩散从而包含7～15质量％的Fe的镀层。
接着，说明本发明的热轧钢板的制造方法。
对具有上述本发明的化学组成的板坯进行热轧时，使板坯为1200℃以上且1350℃以下。供于热轧的板坯的温度不足1200℃时，包含Ti、Nb的析出物在板坯中未充分固溶、粗大化，得不到Ti、Nb的析出物产生的析出强化能。此外，它们在钢材中以粗大的析出物的形式残留到最后，因此扩孔性劣化。另一方面，为了避免组织的粗大化，将供于热轧的板坯的温度设定为1350℃以下。
使板坯为1200℃以上且1350℃以下，然后实施热轧。本发明中，为了避免作为增加{211}＜011＞方位的X射线随机强度比的原因的未再结晶状态的轧制织构残留，在960℃以上结束热轧。优选为1000℃以上。另一方面，为了避免由于组织的粗大化而使平均晶体粒径超过7.0μm，在1100℃以下结束热轧。
热轧工序的热轧的结束温度越为高温，{211}＜011＞方位的X射线随机强度比越低。在热轧后，未发生再结晶而钢板中轧制应变蓄积时，{211}＜011＞方位的X射线随机强度比增大。由此认为，热轧的结束温度为高温时，促进热轧结束后的再结晶，从而降低{211}＜011＞方位的X射线随机强度比。
结束热轧后1.0秒以内开始骤冷，以80℃/秒以上的平均冷却速度继续骤冷直至比热轧结束时的温度低50～200℃的温度。本发明中，热轧的最终温度为960℃以上的高温，因此即使热轧结束后在经过超过1.0秒的时间后开始骤冷，也不能使晶粒充分晶粒细化。通过结束热轧后1.0秒以内开始骤冷，从而可以实现改善低温韧性所需的晶粒的微细化。
本发明中，结束热轧后1.0秒以内开始骤冷。该骤冷以80℃/秒以上的平均冷却速度进行，继续前述骤冷直至比热轧的结束温度低50～200℃的温度。
该骤冷的冷却速度过慢则不能冻结奥氏体的再结晶后的组织，冷却中还会发生晶粒生长。骤冷的平均冷却速度为80℃/秒以上则不发生这样的问题。另外，若结束骤冷的温度过高，则结束骤冷后钢板仍暴露在可以晶粒生长的高温域，因而形成粗大晶粒、韧性值恶化。相反，若结束骤冷的温度过低，则急速通过相变点，从而形成硬质相、得不到优异的扩孔性。结束骤冷的温度若处于比热轧结束温度低50～200℃的温度的范围，则不会产生这些问题。
通过结束热轧后尽早开始骤冷，从而可以优先抑制晶粒的生长。另一方面，热轧结束后经过一定时间开始骤冷，则促进再结晶引起的晶体取向的随机化。热轧结束后1.0秒以内的范围内，根据使晶粒的生长的抑制、晶体取向的随机化哪一者优先，从而适宜确定骤冷的开始时间为佳。
需要说明的是，热轧结束后的骤冷为了促进再结晶引起的晶体取向的随机化，理想的是，热轧结束后经过0.01秒后开始。优先为热轧结束后经过0.05秒后开始骤冷。更优选为热轧结束后经过0.1秒后开始骤冷。
另外，对骤冷的平均冷却速度的上限没有特别的规定，基于设备制约，实际上1000℃/秒左右为上限。
结束骤冷后，在输出辊道进行冷却，在钢板温度400～600℃下将钢板卷取。需要说明的是，虽然没有特别的限制，但在骤冷结束后直至卷取的冷却的平均冷却速度优选为20℃/秒以上。
本发明中，通过控制Ti析出物的形态来实现高强度化。将卷取温度设定为600℃以下从而实现高强度化。需要说明的是，卷取温度过低则不进行析出物的生成、不能得到充分的强度上升，因此将卷取温度设定为400℃以上。
本发明中，在钢板的表面形成Zn镀层或Fe-Zn合金镀层时，可以通过公知的方法进行镀覆。例如，形成Zn镀层时，可以将卷取的钢板冷却至常温，然后通过酸洗去除氧化皮，在硫酸浴中进行电解镀覆Zn。另外，也可以在包含0.1～0.5质量％Al的熔融锌镀浴中浸渍进行Zn镀覆。Zn镀覆的附着量通过气体吹扫来调节。
通过在熔融锌镀浴中浸渍而形成Zn镀层时，需要确保镀覆的润湿性。因此，一般将用酸洗去除了氧化皮的钢板在还原气氛中加热，使表面活化，其后，在熔融锌镀浴中浸渍。此时，为了维持钢板的材质直接进行Zn镀覆，将还原气氛中的加热设为650℃以下。另一方面，还原气氛中的加热温度不足500℃则不能确保充分的润湿，因此设定为500℃以上。
另外，通过酸洗去除氧化皮后，通过电解实施Ni镀覆时，在还原气氛中将钢板加热至熔融锌镀浴温附近，在熔融锌镀浴中浸渍，从而可以确保润湿性。此时，Ni镀覆量不足0.05g/m2则难以确保充分的润湿性。另外，超过3g/m2则润湿性提高的效果饱和。所以，Ni镀覆量优选为0.05g/m2以上且3g/m2以下。
Ni镀覆后的加热与不进行Ni镀覆时同样地超过650℃则不能维持母材的材质，因此保持在650℃以下为佳。在镀浴中浸渍时，钢板的温度低于Zn的熔点时，浴面瞬间凝固而不能得到均匀的外观。所以，在镀浴中浸渍的瞬间，钢板的温度优选为420℃以上。另外，在超过500℃的温度下浸渍钢板时，镀浴中进行合金化反应，镀层密合性降低。所以，在浸渍的瞬间，钢板的温度优选为500℃以下。
镀浴的浴温不足430℃则接近Zn的熔点，因此与外界气体接触的部分存在凝固的可能性，难以稳定地制造。所以，镀浴温优选为430℃以上。钢板在镀浴中浸渍期间，钢板被保持为镀浴温，因此与侵入板温相比，镀浴温对浴中合金化的影响更大，镀浴温超过490℃时，浴中的合金化变得容易进行。浴中的合金化进行则镀层密合性降低，因此镀浴温优选为490℃以下。
在熔融的Zn浴中浸渍，进行气体吹扫后加热，使Fe扩散到Zn镀层中，从而可以形成Fe-Zn合金镀层。该合金化热浸镀锌中，Fe向锌镀层中的扩散量优选为7～15质量％。其所需的合金化条件根据钢板的成分、晶体粒径、镀浴中的Al浓度等条件而不同，不足500℃的加热则合金化需要较长时间，因此考虑到生产率而优选为500℃以上。另外，在超过650℃的温度下进行加热时，母材的材质会发生变化，因此加热温度设定为650℃以下。加热时间不足4秒时，难以均匀地进行合金化，因此优选为4秒以上。另外，考虑到连续钢板生产线的生产率，超过60秒的加热是不现实的，因此优选为60秒以下。
实施例
(实施例1)
将含有表1所示的成分的钢进行熔炼，采用连铸制成厚度230mm的板坯。其后，将板坯加热至1250～1280℃的温度，通过连续热轧装置进行粗轧、精轧，以规定条件进行水冷冷却，其后放冷，再次进行水冷冷却，然后进行卷取，制造热轧钢板。表2中示出使用的钢种符号和热轧条件、钢板的板厚。表2中，“FT”为精轧的结束温度、“冷却开始时间”为从结束精轧到开始水冷冷却为止的时间、“冷却速度”为该水冷冷却的平均冷却速度、“冷却量”为该水冷冷却的冷却结束时钢板温度与最终精轧结束温度之差。“CT”为卷取温度。
对于钢板的拉伸试验，沿钢板的宽度方向(C方向)采取JIS5号试验片，评价屈服强度：YP(MPa)、拉伸强度：TS(MPa)、伸长率：El(％)。对于兰克福特值(r值)，将相对于轧制方向为0°方向、45°方向、90°方向(板宽方向)的塑性应变比(r值)分别记为r0、r45、r90，进而基于下述式评价Δr。
Δr＝(r0+r90-2×r45)/2
延性脆性转变温度的测定使用JISZ2242规定的2.5mm小尺寸的V型缺口试验片，进行夏比冲击试验，将脆性断裂率为50％的温度作为延性脆性转变温度。另外，对于钢板的最终板厚不足2.5mm的钢板测定总厚。延性脆性转变温度为-40℃以下为合格。
对于扩孔率：λ(％)，基于ISO16630规定的方法进行评价。扩孔率：λ(％)与钢板的拉伸强度：TS(MPa)的关系为TS×λ≥60000、并且钢板的伸长率：El(％)与拉伸强度：TS(MPa)的关系为TS×El≥14000为合格。
对于织构，在板厚的1/4部分评价与轧制面平行、与轧制方向平行的{211}＜011＞方位的X射线随机强度比。使用EBSD(Electron Back ScatteringDiffraction Pattern)法，以像素的测定间隔为平均粒径的1/5以下对可以测定5000个以上的晶粒的领域进行测定，根据ODF(Orientation DistributionFunction)的分布，随机强度比2.5以下为合格。
对于钢板的平均粒径，平均粒径是在深度为板厚的1/4的部位使用EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns)法，以像素的测定间隔为平均粒径的1/5以下对可以测定1000个以上的晶粒的领域进行测定，将邻接的像素间的晶体取向的角度差为5度以上的情况视为晶界时，以与晶粒相同面积的圆的直径来表示粒径，通过Area Fraction法算出平均值。
评价结果示于表2。落在本发明范围外的数值带有下划线。
[表1]
[表2]
本发明例均可以实现X射线随机强度比为2.5以下、扩孔性的评价中TS×λ的数值为60000以上且延性的评价中TS×El的数值为14000以上的良好的扩孔性和延性。另外，本发明例的钢板的平均晶体粒径均为7.0μm以下。由此，本发明例均可以实现延性脆性转变温度为-40℃以下的良好的低温韧性。
另外，本发明例均满足关于制造方法的本发明的优选条件，结果X射线随机强度比、晶体的平均粒径、延性脆性转变温度可以确保为本发明的优选值。
比较例1、2、8、9、22的最终温度不足960℃、X射线随机强度比超过2.5、扩孔性的评价为不良。比较例3、6、10、12、15、18、20的最终温度为960℃以上，但精轧后的冷却条件落在本发明范围外，晶体的平均粒径、延性脆性转变温度未落入本发明范围。比较例27的Ti含量落在本发明范围外，拉伸强度的评价为不良。
本发明例、比较例的钢板中均以本发明的范围含有Ti，并且卷取温度为400℃以上且600℃以下，因此拉伸强度为900MPa以上，本发明实现作为对象的高强度。
(实施例2)
对实施例1所示的发明例的热轧钢板，用如下两种方法I、II形成镀层。使用实施例1的发明例的哪一热轧钢板示于表3的镀覆原板(热轧钢板制造方法编号)。
方法I：酸洗去除热轧钢板的氧化皮，立即使其干燥，直接在4％H2-N2气氛中按照表3的活化条件所示的条件进行加热，从而还原钢板表面，提高镀层的润湿性。将该钢板在熔融的锌镀浴中浸渍，通过气体吹扫来调节附着量。
表3的活化条件所示的加热温度和保持时间如下定义。将在活化处理中的最高到达温度与最高到达温度-20℃之间保持的状态视为保持时间，将上述最高到达温度视为加热温度。使钢板侵入镀浴的温度按照表3的侵入板温来调节。
方法II：酸洗去除热轧钢板的氧化皮，立即使其干燥，按照表3所示的量通过电解实施Ni镀覆。将该板在4％H2-N2气氛中加热，在熔融的锌镀浴中浸渍，通过气体吹扫来调节附着量。本方法中，对于活化处理中的加热，有时钢板的温度到达最高到达板温后在尚未降低20℃时浸渍在镀浴中。此时，即使板温未从最高到达板温降低20℃，在镀浴中浸渍时也会结束保持。
用方法I、II进行Zn镀覆后，对一部分的钢板按照表3的合金化条件所示的加热条件实施合金化处理。合金化条件中的加热温度和保持时间如下定义。将在合金处理中的最高到达温度与最高到达温度-20℃之间保持的状态视为保持时间，将上述最高到达温度视为加热温度。对于表面形成Zn镀层或Fe-Zn合金镀层的钢板，进行与实施例1同样的评价，并且确认未镀覆部的有无。该评价中对无未镀覆的钢板可以期待具有高耐腐蚀性。表3示出所得到的镀覆钢板的特性。
[表3]
对于表面形成Zn镀层或Fe-Zn合金镀层的钢板，本发明例均可以实现X射线随机强度比为2.5以下、扩孔性的评价中TS×λ的数值为60000以上的良好的扩孔性。另外，本发明例的钢板的平均晶体粒径d均为7.0μm以下。由此，本发明例全部可以实现延性脆性转变温度为-40℃以下的良好的低温韧性。
另外，本发明例均满足有关制造方法的本发明的优选条件，结果X射线随机强度比、晶体的平均粒径、延性脆性转变温度可以确保为本发明的优选值。
另外，任意发明例无未镀覆，适用于具有高耐腐蚀性的用途。
比较例28、32、35、42的活化条件的加热温度超过650℃，钢板的平均晶体粒径d超过7.0μm，结果延性脆性转变温度超过-40℃，拉伸强度也低于900MPa，因此为不良。比较例33、43的合金化条件的加热温度超过650℃，钢板的平均晶体粒径d超过7.0μm，结果延性脆性转变温度超过-40℃，拉伸强度也低于900MPa，因此为不良。

Claims (8)

1.一种热轧钢板，其特征在于，以质量％计，C：超过0.050％且0.10％以下、Si：0.1～2.0％、Mn：1.0～3.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.05％、N：0.01％以下、Ti：0.10～0.20％、Nb：0～0.06％、B：0～0.03％、Ca：0～0.005％、余量由Fe和杂质构成，
平均晶体粒径为7.0μm以下，
与轧制面平行、与轧制方向平行的{211}＜011＞方位的X射线随机强度比为2.5以下，
拉伸强度为900MPa以上。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，以质量％计，包含选自由Nb：0.001～0.06％、B：0.0005～0.03％和Ca：0.0005～0.005％组成的组中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的热轧钢板，其特征在于，其表面具有Zn镀层或Fe-Zn合金镀层。
4.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，使具有权利要求1或权利要求2所述的化学组成的板坯为1200～1350℃，实施热轧，在960℃以上且1100℃以下结束热轧，热轧结束后1.0秒以内开始冷却，以80℃/秒以上的平均冷却速度冷却至比热轧的结束温度低50～200℃的温度，在400～600℃下进行卷取。
5.根据权利要求4所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在卷取后，通过酸洗去除氧化皮，实施Zn镀覆而形成Zn镀层。
6.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，将通过权利要求4所述的制造方法制造的热轧钢板卷取后，通过酸洗去除氧化皮，在还原气氛中加热至500℃以上且650℃以下使表面活化，使浸渍时的温度为420℃以上且500℃以下、在浴温430℃以上且490℃以下的熔融Zn浴中浸渍，通过气体吹扫来调节Zn镀覆附着量，该热轧钢板的拉伸强度为900MPa以上。
7.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，将通过权利要求4所述的制造方法制造的热轧钢板卷取后，通过酸洗去除氧化皮，通过电解实施0.05g/m2以上且3g/m2以下的Ni镀覆，在还原气氛中加热至420℃以上且500℃以下，在浴温430℃以上且490℃以下的熔融Zn浴中浸渍，通过气体吹扫来调节Zn镀覆附着量，该热轧钢板的拉伸强度为900MPa以上。
8.根据权利要求6或7所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述气体吹扫后，在500℃以上且650℃以下进行加热，形成Fe-Zn合金镀层。
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