CN107429362B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种热轧钢板及其制造方法，该热轧钢板形成预定的成分组成，并且形成如下组织：回火贝氏体相和回火马氏体相的面积率的总和为70％以上，并且粗大珠光体相、马氏体相和残余奥氏体相的面积率的总和为10％以下，回火贝氏体相和回火马氏体相具有平均宽度为1.0μm以下的板条作为亚组织，在板条内部和板条边界析出的Fe系碳化物中长径比为5以下的Fe系碳化物的比例为80％以上，并且在该板条内部和板条边界分散析出有平均粒径为20nm以下的MC型碳化物，此外，将该热轧钢板的平均位错密度设定为1.0×1014m‑2以上且5.0×1015m‑2以下。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及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、具有拉伸强度(TS)为780MPa以上的高强度、兼具优良的延伸凸缘性和冲裁性、并且制造稳定性也优良的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，为了减少CO2排放量，在维持汽车车身的强度的同时实现其轻量化、改善汽车的燃料效率在汽车产业中经常被视为重要的课题。在维持汽车车身的强度的同时实现车身的轻量化方面，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。例如，对于大多使用厚壁钢板的汽车的行走部件而言，通过基于高强度化的薄壁化能够期待大幅的轻量化。
通常，下臂等汽车行走部件通过翻边加工来成形，因此，要求具有优良的延伸凸缘性的钢板。关于兼具强度和加工性的热轧钢板，进行了大量研究开发，提出了各种技术。例如已知有：使金属组织实质上为铁素体单相，使铁素体相的晶粒内析出微细碳化物，由此能够兼顾高拉伸强度和优良的延伸凸缘性。
作为这样的技术，在专利文献1中公开了一种钢板，其通过使钢板组织为位错密度低的加工性优良的铁素体单相组织，此外使微细碳化物在铁素体中分散析出而进行析出强化，由此，在维持了热轧钢板的延伸凸缘性的状态下提高了强度。
另一方面，通常翻边加工使用冲裁为预定形状的钢板进行。在实际的部件量产制造时，由于连续冲压导致的模具温度升高、模具的磨损使得部件冲裁的间隙变化经常发生，存在间隙变动的情况下有时在冲裁端面产生裂纹、缺口等不良情况。由于这样的原因，要求对于冲裁条件的变动而始终具有优良的冲裁性的钢板。
作为这样的钢板，例如在专利文献2中公开了一种高强度热轧钢板，其通过使贝氏体相以体积分数计大于92％、并且使贝氏体板条的平均间隔为0.60μm以下、并且使全部Fe系碳化物中在晶粒内析出的Fe系碳化物的个数比率为10％以上，由此使得量产冲裁性提高。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-26034号公报
专利文献2：日本特开2014-205888号公报
发明内容
发明所要解决的问题
对于专利文献1中记载的钢板而言，兼顾高强度和优良的延伸凸缘性。但是，由于使钢板组织实质上为铁素体单相，因此，在钢板的冲裁时，几乎不存在成为空隙的起点的夹杂物。因此，对于专利文献1中记载的钢板而言，在间隙、压板等条件发生变动时有可能在冲裁端面产生粗糙。
另外，对于专利文献2中记载的钢板而言，通过控制热轧条件而形成预定的以贝氏体为主体的钢板组织，由此得到优良的冲裁性。但是，这样的贝氏体组织具有拉伸强度等机械特性对于卷取温度的变动容易发生变动的特征。通常，在热轧后的冷却中，使钢板温度在卷材的整个长度和整个宽度上均匀并非易事。因此，对于专利文献2中记载的钢板而言，有可能钢板的机械特性的不均增大从而制造稳定性降低。
本发明是鉴于上述现状而开发的，其目的在于提供一种具有拉伸强度(TS)为780MPa以上的高强度、兼具优良的延伸凸缘性和冲裁性、并且制造稳定性也优良的热轧钢板及其有利的制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人们对在维持加工性、特别是延伸凸缘性的同时使钢板高强度化、此外冲裁性优良、并且能够抑制机械特性对于制造条件的变动产生不均的方法进行了深入研究。
如上所述，为了提高钢板的延伸凸缘性，使金属组织内的强度均匀化是有效的。作为这样的方法，可考虑形成铁素体单相组织而通过固溶强化、析出强化进行高强度化的方法；形成贝氏体单相组织而通过组织强化进行高强度化的方法。但是，对于铁素体单相组织的钢板而言，对钢板进行冲裁时，几乎不存在成为空隙的起点的夹杂物，因此，在间隙、压板等条件发生变动时有可能在冲裁端面产生粗糙。
另一方面，贝氏体单相组织的钢板具有优良的延伸凸缘性。另外，贝氏体单相组织的钢板在贝氏体组织中存在大量Fe系碳化物，其在冲裁时成为空隙的起点，因此还兼具优良的冲裁性。但是，贝氏体组织根据相变温度而使强度等机械特性大幅变动，因此，担心机械特性对于卷取温度等热轧条件的变动产生的不均增大。
因此，本发明人们考虑了对以贝氏体、此外的马氏体为主体的组织施加回火处理由此来缓和热轧条件的变动的影响。
通常，通过对贝氏体或马氏体组织施加回火处理由此使得因热轧条件变化导致的机械特性的不均大幅降低，但同时钢板强度也大幅降低。另外，回火贝氏体或回火马氏体相中的Fe系碳化物的形态根据退火条件而发生变化，因此，根据退火条件未必形成冲裁性优良的钢板。
因此，对于对以贝氏体、此外的马氏体为主体的组织施加回火处理时抑制如上所述的钢板强度的降低、并且兼顾优良的延伸凸缘成形性和冲裁性的方法，本发明人们反复进行了深入研究。
其结果发现，通过使TiC等MC型碳化物在板条内部和板条边界分散析出，由此，抑制了退火时的板条的粗大化、进一步抑制了因恢复导致的板条的消失，在退火后也能够维持高的钢板强度。除此以外，还发现：通过确保板条内部和板条边界析出的Fe系碳化物中长径比为5以下的Fe系碳化物的比例为一定以上，可以得到优良的冲裁性。
并且，本发明人们进一步进行研究，得出了如下见解：特别是通过添加0.03％以上的Ti、优化退火工序中的热历程，由此能够稳定地使钢板组织为上述组织。
需要说明的是，MC型碳化物是指M元素(作为M元素，可以列举Ti、Nb、V、Mo等)与C的原子比约为1：1的、TiC、NbC、VC、(Ti,Mo)C等碳化物。在此，M元素无需仅为一种，可以为包含多种金属元素的复合碳化物。另外，也可以为含有N的碳氮化物和复合碳氮化物。
另外，本发明人们进一步反复进行了深入研究，得出了如下见解：通过适当地控制退火工序中的从最高加热温度冷却至室温时的热历程，抑制了回火马氏体相和回火贝氏体相以外的余量组织、特别是马氏体相、粗大珠光体相和残余奥氏体相的生成，由此，在高强度和优良的冲裁性的基础上还能够兼具优良的延伸凸缘性。
本发明是基于上述见解进一步加以研究而完成的。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种热轧钢板，其具有如下组成：以质量％计含有C：0.03％以上且0.20％以下、Si：0.4％以下、Mn：0.5％以上且2.0％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下和Ti：0.03％以上且0.15％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：回火贝氏体相和回火马氏体相的面积率的总和为70％以上，并且粗大珠光体相、马氏体相和残余奥氏体相的面积率的总和为10％以下，上述回火贝氏体相和回火马氏体相具有平均宽度为1.0μm以下的板条作为亚组织，在该板条内部和板条边界析出的Fe系碳化物中长径比为5以下的Fe系碳化物的比例为80％以上，并且在该板条内部和板条边界分散析出有平均粒径为20nm以下的MC型碳化物，
上述热轧钢板的平均位错密度为1.0×1014m-2以上且5.0×1015m-2以下。
2.如上述1所述的热轧钢板，其中，作为上述组成，以质量％计还含有V：0.01％以上且0.3％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下和Mo：0.01％以上且0.3％以下中的至少一种或两种以上。
3.如上述1或2所述的热轧钢板，其中，作为上述组成，以质量％计还含有B：0.0002％以上且0.010％以下。
4.如上述1～3中任一项所述的热轧钢板，其中，作为上述组成，以质量％计还含有合计为1.0％以下的REM、Zr、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn和Cs中的一种或两种以上。
5.如上述1～4中任一项所述的热轧钢板，其中，在其表面具有镀层。
6.一种热轧钢板的制造方法，其具有：
热轧工序，将具有上述1～4中任一项所述的组成的钢原材加热至奥氏体单相区，实施包含粗轧和精轧的热轧，精轧结束后，对所得到的钢板进行冷却、卷取；和
连续退火工序，在上述热轧工序后对上述钢板进行酸洗，然后进行连续退火，
在上述热轧工序中，将精轧温度设定为850℃以上且1000℃以下，将上述精轧结束后直到500℃为止的平均冷却速度设定为30℃/秒以上，将卷取温度设定为500℃以下，
在上述连续退火工序中，
将上述钢板的最高加热温度设定为700℃以上且(A3点+A1点)/2以下，
在对上述钢板进行加热直至上述最高加热温度时，将钢板温度为600℃以上且700℃以下的时间设定为20秒以上且1000秒以下，
将钢板温度超过700℃的时间设定为200秒以下，
在对上述钢板从最高加热温度进行冷却时，将直到530℃为止的平均冷却速度设定为8℃/秒以上且25℃/秒以下，在该冷却停止后，将在470℃以上且530℃以下的温度范围内的保持时间设定为10秒以上。
7.如上述6所述的热轧钢板的制造方法，其中，在上述连续退火工序后进一步具备实施镀敷处理的工序。
发明效果
根据本发明，可以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、具有拉伸强度(TS)为780MPa以上的高强度、兼具优良的延伸凸缘性和冲裁性、并且抑制了机械特性对于制造条件的变动出现不均的热轧钢板。由此，能够进一步扩展热轧钢板的用途，在产业上发挥显著的效果。
附图说明
图1是示出回火贝氏体相和回火马氏体相具有板条作为亚组织、在该板条内部和板条边界有Fe系碳化物析出、并且分散析出有MC型碳化物的组织的一例的示意图。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
首先，对本发明的热轧钢板中的成分组成进行说明。需要说明的是，成分组成中的元素的含量的单位均为“质量％”，但只要没有特别声明，以下简记为“％”。
C：0.03％以上且0.20％以下
C使钢的强度提高、在热轧时促进贝氏体和马氏体的生成。因此，在本发明中，需要将C含量设定为0.03％以上。另一方面，C含量超过0.20％时，碳当量过度增大，使钢板的焊接性变差。因此，将C含量设定为0.03％以上且0.20％以下。优选为0.04％以上且0.18％以下、更优选为大于0.05％且0.15％以下。
Si：0.4％以下
Si作为在不导致延展性(伸长率)降低的情况下提高钢板强度的有效元素通常在高强度钢板中主动地含有。但是，Si含量超过0.4％时，热处理时在钢板表面形成氧化物，导致镀层粘附性变差。因此，将Si含量设定为0.4％以下。优选为0.3％以下、更优选为0.2％以下。需要说明的是，对于Si而言，可以将添加量削减至杂质水平，也可以为0％。
Mn：0.5％以上且2.0％以下
Mn是发生固溶而有助于钢的强度增加的元素。另外，Mn是通过提高淬透性而在热轧时促进贝氏体和马氏体的生成的元素。为了得到这样的效果，需要将Mn含量设定为0.5％以上。另一方面，Mn含量超过2.0％时，奥氏体变得过于稳定，在钢板中形成过度地含有马氏体、残余奥氏体的组织。因此，延伸凸缘性变差。因此，将Mn含量设定为0.5％以上且2.0％以下。需要说明的是，优选为0.8％以上且1.8％以下、更优选为1.0％以上且1.7％以下。
P：0.03％以下
P是在晶界发生偏析而使得伸长率降低、在加工时诱发裂纹、进而使耐冲击性变差的有害元素。因此，将P含量设定为0.03％以下。但是，过度的脱P导致精炼时间的增加、成本的升高，因此，优选将P含量设定为0.002％以上。
S：0.03％以下
S在钢中以MnS、TiS的形式存在而在热轧钢板的冲裁加工时助长空隙的产生。另外，S在加工中也成为产生空隙的起点，因此，使延伸凸缘性降低。因此，优选尽可能地降低S含量，设定为0.03％以下。优选为0.01％以下。但是，过度的脱S导致精炼时间的增加、成本的升高，因此，S含量优选设定为0.0002％以上。
Al：0.1％以下
Al是作为脱氧材料发挥作用的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.01％以上的Al。但是，Al超过0.1％时，在钢板中以Al氧化物的形式残留，Al氧化物发生聚集而容易粗大化，使延伸凸缘性变差。因此，将Al含量设定为0.1％以下。
N：0.01％以下
N在钢中以粗大的TiN的形式存在，在热轧钢板的冲裁加工时助长粗大的空隙的产生。另外，N在加工中也成为产生粗大的空隙的起点，因此，使得延伸凸缘性降低。因此，优选尽可能地降低N含量，设定为0.01％以下。优选为0.006％以下。但是，过度的脱N导致精炼时间的增加、成本的升高，因此，N含量优选设定为0.0005％以上。
Ti：0.03％以上且0.15％以下
Ti形成MC型碳化物而实现抑制退火工序中的板条粗大化，在使钢板高强度化方面是必要不可欠缺的元素。另外，MC型碳化物通过析出强化来提高钢板的强度。在此，Ti含量小于0.03％时，不能充分地得到这些效果。因此，因板条的粗大化和析出量降低使钢板强度降低，难以得到期望的钢板强度(拉伸强度：780MPa以上)。另一方面，Ti含量超过0.15％时，中央偏析变得显著，导致冲裁性变差。因此，将Ti含量设定为0.03％以上且0.15％以下。优选为0.04％以上且0.14％以下、进一步优选为0.05％以上且0.13％以下。
以上，对基本成分进行了说明，但是，在本发明的热轧钢板中，以进一步高强度化为目的，可以根据需要含有V：0.01％以上且0.3％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下和Mo：0.01％以上且0.3％以下中的至少一种或两种以上。
V：0.01％以上且0.3％以下
V形成MC型碳化物，与Ti同样地通过抑制退火工序中的板条粗大化和析出强化而有助于钢板的高强度化。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上的V。另一方面，V含量超过0.3％时，中央偏析变得显著，导致冲裁性变差。因此，优选将V含量设定为0.01％以上且0.3％以下。另外，更优选为0.01％以上且0.2％以下、进一步优选为0.01％以上且0.15％以下。需要说明的是，V有时单独形成MC型碳化物，也有时形成与Ti、Nb、Mo的复合碳化物。这些碳化物组成对发明效果没有带来任何影响。
Nb：0.01％以上且0.1％以下
Nb形成MC型碳化物，与Ti同样地通过抑制退火工序中的板条粗大化和析出强化而有助于钢板的高强度化。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上的Nb。另一方面，即使超过0.1％过量地添加Nb，热轧时在加热炉中不发生固溶，因此，效果饱和，导致合金成本白白地提高。因此，优选将Nb含量设定为0.01％以上且0.1％以下。需要说明的是，更优选为0.01％以上且0.08％以下、进一步优选为0.01％以上且0.06％以下。需要说明的是，Nb有时单独形成MC型碳化物，也有时形成与Ti、V、Mo的复合碳化物。这些碳化物组成对发明效果没有带来任何影响。
Mo：0.01％以上且0.3％以下
Mo通过与Ti复合添加而形成MC型复合碳化物，与Ti同样地通过抑制退火工序中的板条粗大化和析出强化而有助于钢板的高强度化。为了得到这样的效果，需要含有0.01％以上的Mo。另一方面，Mo含量超过0.3％时，中央偏析变得显著，导致冲裁性变差。因此，优选将Mo含量设定为0.01％以上且0.3％以下。需要说明的是，Mo有时形成与Nb、V的复合碳化物，但这些碳化物组成对发明效果没有带来任何影响。
另外，对于本发明的热轧钢板而言，以提高热轧时的淬透性为目的，可以根据需要含有B：0.0002％以上且0.010％以下。
B：0.0002％以上且0.010％以下
B是在奥氏体晶界发生偏析、抑制铁素体的生成长大由此提高淬透性、促进贝氏体和马氏体的生成的元素。为了得到这些效果，优选将B含量设定为0.0002％以上。但是，B含量超过0.010％时，形成硬质的铁硼化物，导致延伸凸缘性变差。因此，含有B的情况下，优选将其含量设定为0.0002％以上且0.010％以下。另外，更优选设定为0.0002％以上且0.0050％以下、进一步优选设定为0.0004％以上且0.0030％以下。
此外，本发明的热轧钢板在上述组成的基础上可以进一步含有合计为1.0％以下的REM、Zr、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn和Cs中的一种或两种以上。
另外，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。
接着，对本发明的热轧钢板中的组织的限定原因进行说明。
回火贝氏体相和回火马氏体相的面积率的总和：70％以上
对于本发明的热轧钢板而言，形成兼具高强度和优良的冲裁性的以回火贝氏体和回火马氏体为主体的组织。在此，回火贝氏体相和回火马氏体相的面积率的总和小于70％时，无法得到兼具期望的高强度和冲裁性的热轧钢板。需要说明的是，没有对回火贝氏体相和回火马氏体的分率单独进行定义是因为退火后的回火贝氏体和回火马氏体形成无法区别开的组织。另外，这是在热轧时的制造条件发生变动时也能够抑制退火后的机械特性的不均的重要因素。因此，回火贝氏体相和回火马氏体相的面积率的总和设定为70％以上。优选为75％以上、更优选为80％以上。另外，回火贝氏体相和回火马氏体相的面积率的总和可以为100％。
粗大珠光体相、马氏体相和残余奥氏体相的面积率的总和：10％以下
如上所述，对于本发明的热轧钢板而言，形成以回火贝氏体和回火马氏体为主体的组织，作为回火贝氏体和回火马氏体以外的余量组织，可以列举Fe系碳化物、粗大珠光体、微细珠光体、退化珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体等。这些组织中，特别是在金属组织中存在粗大珠光体、马氏体和残余奥氏体的情况下，延伸凸缘性显著变差。因此，粗大珠光体相、马氏体相和残余奥氏体相的面积率的总和设定为10％以下。需要说明的是，优选为8％以下、更优选为5％以下。另外，也可以为0％。
在此，粗大珠光体是指片层间隔为0.2μm以上的珠光体，微细珠光体是指片层间隔小于0.2μm的珠光体，退化珠光体是指没有清楚地观察到珠光体片层的珠光体。需要说明的是，片层间隔可以通过利用扫描电子显微镜的组织观察来求出。
另外，作为回火贝氏体相、回火马氏体相、粗大珠光体相、马氏体相和残余奥氏体相以外的余量组织，可以列举例如：铁素体相、退化珠光体相、微细珠光体相。需要说明的是，这样的余量组织以合计的面积率计为30％以下是能够允许的。
回火贝氏体相和回火马氏体相所具有的作为亚组织的板条的平均宽度：1.0μm以下
为了得到基于回火贝氏体相和回火马氏体相的高强度化，作为它们的亚组织，具有平均宽度为1.0μm以下的微细的板条是重要的。图1表示示出回火贝氏体相和回火马氏体相具有板条作为亚组织、在该板条内部和板条边界有Fe系碳化物析出、并且分散析出有MC型碳化物的组织的一例的示意图。在此，在板条因恢复而消失、或者板条的平均宽度超过1.0μm的情况下，无法实现预定的高强度。因此，回火贝氏体相和回火马氏体相所具有的作为亚组织的板条的平均宽度设定为1.0μm以下。优选为0.8μm以下、更优选为0.6μm以下。另外，对于下限没有特别限定，通常为约0.1μm。
在板条内部和板条边界析出的Fe系碳化物中，长径比为5以下的Fe系碳化物的比例：80％以上
如图1所示，在板条内部和板条边界析出的Fe系碳化物在冲裁时成为空隙的起点由此有助于冲裁性的改善。特别是长径比为5以下的Fe系碳化物的上述效果大，通过将其比例设定为80％以上能够表现出优良的冲裁性。因此，在板条内部和板条边界析出的Fe系碳化物中，将长径比为5以下的Fe系碳化物的比例设定为80％以上。优选为85％以上。需要说明的是，对于上限没有特别限定，可以为100％。
在此，Fe系碳化物是指θ碳化物(渗碳体)、ε碳化物。在碳化物中可以固溶有合金元素。另外，长径比设定为在板条内部和板条边界析出的Fe系碳化物的长径与短径的长度之比。
在板条内部和板条边界分散析出的MC型碳化物的平均粒径：20nm以下
如图1所示在板条内部和板条边界微细地分散析出的MC型碳化物在钢板的退火时通过钉扎效应抑制板条的粗大化、此外抑制因恢复引起的板条的消失，由此有助于高强度化。但是，MC型碳化物的平均粒径超过20nm的情况下，有助于钉扎的MC型碳化物的粒子数不足而使钉扎效应不充分，钢板强度降低。另一方面，MC型碳化物的平均粒径为20nm以下的情况下，充分数量的MC型碳化物发挥钉扎效应，抑制钢板强度的降低。因此，在回火贝氏体相和回火马氏体相的板条内部和板条边界分散析出的MC型碳化物的平均粒径设定为20nm以下。优选为15nm以下。对于下限没有特别限定，通常为约1nm。但是，粒径超过50nm的MC型碳化物的比例优选设定为10％以下。
另外，对于本发明的热轧钢板而言，重要的是将平均位错密度设定为下述范围。
平均位错密度：1.0×1014m-2以上且5.0×1015m-2以下
对于本发明的热轧钢板而言，通过对具有贝氏体和马氏体组织的钢板进行回火，降低了由热轧条件的变动引起的不均。在此，在退火后的钢板的平均位错密度超过5.0×1015m-2的情况下，钢板的回火不充分，不能充分地缓和热轧条件的变动的影响。另一方面，在充分地进行了回火的情况下，通常平均位错密度为1.0×1014m-2以上。因此，平均位错密度设定为1.0×1014m-2以上且5.0×1015m-2以下。优选为1.0×1014m-2以上且2.0×1015m-2以下。
接着，对本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的热轧钢板的制造方法具有：
热轧工序，其中，将具有上述成分组成的钢原材加热至奥氏体单相区，实施包含粗轧和精轧的热轧，精轧结束后，对所得到的钢板进行冷却、卷取；和
连续退火工序，其中，在上述热轧工序后，对上述钢板进行酸洗，然后进行连续退火，
在上述热轧工序中，将精轧温度设定为850℃以上且1000℃以下，将上述精轧结束后到500℃的平均冷却速度设定为30℃/秒以上，将卷取温度设定为500℃以下，
在上述连续退火工序中，
将上述钢板的最高加热温度设定为700℃以上且(A3点+A1点)/2以下，
在对上述钢板进行加热直至上述最高加热温度时，将钢板温度为600℃以上且700℃以下的时间设定为20秒以上且1000秒以下，
将钢板温度超过700℃的时间设定为200秒以下，
在对上述钢板从最高加热温度进行冷却时，将直到530℃为止的平均冷却速度设定为8℃/秒以上且25℃/秒以下，在该冷却停止后，将在470℃以上且530℃以下的温度范围内的保持时间设定为10秒以上。另外，在上述连续退火工序后也可以进一步具备实施镀敷处理的工序。
另外，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。
另外，对如上所述得到的钢原材实施包括粗轧和精轧的热轧，但在粗轧之前将钢原材在奥氏体单相区进行加热。如果粗轧前的钢原材不在奥氏体单相区进行加热，则钢原材中存在的Ti碳化物等的再溶解不会进行，在热轧后的退火中不进行MC型碳化物的微细析出。因此，在粗轧之前，将钢原材加热至奥氏体单相区、优选为1150℃以上。对于加热温度的上限没有特别规定，但是，如果加热温度提高至所需以上，则因钢坯表面的氧化引起的成品率降低变得显著，因此，通常，加热温度为1350℃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)变为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者短时间加热后进行直送轧制。
接着，对热轧工序中的制造条件的限定原因进行说明。
精轧温度：850℃以上且1000℃以下
精轧温度降低时，在轧制后的冷却中铁素体相变得以促进，因此，热轧后得到的热轧钢板的贝氏体和马氏体分率降低。其结果是在退火后无法得到预定的回火贝氏体和回火马氏体分率。因此，精轧出口侧的温度需要设定为850℃以上、优选为880℃以上。另外，精轧温度超过1000℃时，钢板的表面性状变差。因此，精轧温度的上限设定为1000℃以下。优选为970℃以下。需要说明的是，包括上述精轧温度、卷取温度等各温度为钢板表面的温度。
精轧结束后到500℃为止的冷却速度：30℃/秒以上
精轧后对钢板进行冷却时，冷却速度不充分的情况下不能充分地抑制铁素体，热轧后得到的热轧钢板的贝氏体和马氏体分率降低。其结果是在退火后不能得到预定的回火贝氏体和回火马氏体分率。因此，精轧结束后到500℃为止的冷却速度需要设定为30℃/秒以上。优选为50℃/秒以上。需要说明的是，对于冷却速度的上限没有特别限定，通常为约300℃/秒。
卷取温度：500℃以下
卷取温度的优化在控制热轧后的钢板组织方面很重要。卷取温度超过500℃时，贝氏体的板条宽度增大，因此，不能使退火后的回火贝氏体的板条宽度为预定的值。另一方面，卷取温度的下限没有特别限定，过度降低卷取温度的情况下冷却成本白白地增大。因此，卷取温度优选设定为0℃以上。更优选为200℃以上。
上述热轧工序后，进行续退火工序，即，对热轧钢板进行酸洗、连续退火。以下，对该连续退火工序中的制造条件的限定原因进行说明。
钢板的最高加热温度：700℃以上且(A3点+A1点)/2以下
连续退火工序中的钢板的最高加热温度的优化在充分减少因退火引起的热轧时的制造条件变动的影响、且实现期望的高强度方面是重要的。钢板的最高加热温度低于700℃时，难以将贝氏体和马氏体中的位错密度控制为适当范围，因此不能充分地降低热轧时的制造条件变动的影响。除此以外，钢板的加热温度低于700℃的情况下，板条内部和板条间的Fe系碳化物的长径比容易增大，难以使长径比为5以下的Fe系碳化物的比例为期望的范围。另一方面，钢板的最高加热温度超过(A3点+A1点)/2时，MC型碳化物的粗大化显著发生，因此，不能充分地抑制贝氏体和马氏体中的板条的粗大化。另外，由于奥氏体化被促进，因此贝氏体和马氏体分率降低，不能形成期望的回火贝氏体和回火马氏体分率。因此，连续退火工序中的钢板的最高加热温度设定为700℃以上且(A3点+A1点)/2以下。另外，优选为700℃以上且{(A3点+A1点)/2}-10℃以下。
需要说明的是，A1点和A3点可以通过下式计算出。
A1点＝751-26.6×[％C]+17.6×[％Si]-11.6×[％Mn]+22.5×[％Mo]+
233×[％Nb]-39.7×[％V]-57×[％Ti]-895×[％B]-169×[％Al]
A3点＝937-476.5×[％C]+56×[％Si]-19.7×[％Mn]+38.1×[％Mo]+
124.8×[％V]+136.3×[％Ti]-19×[％Nb]+3315×[％B]
其中，[％X]是指X元素的钢中含量(质量％)。
将钢板加热至最高加热温度时的钢板温度为600℃以上且700℃以下的时间：20秒以上且1000秒以下
将钢板加热至最高加热温度时，适当地控制加热热历程在对钢板赋予期望的高强度和优良的冲裁性方面很重要。如上所述，为了抑制板条的粗大化，利用基于MC型碳化物的钉扎效应。为了发挥该钉扎效应，在板条开始粗大化之前，需要使MC型碳化物充分地分散在贝氏体和马氏体中。依据本发明人们的研究发现，MC型碳化物的析出在600℃以上显著地开始发生。另一方面，板条的粗大化和消失在超过700℃时显著地发生。因此，通过在钢板温度为600℃以上且700℃以下的温度范围内保持一定时间、使MC型碳化物充分地析出，由此能够抑制板条的粗大化和消失。在此，为了使MC型碳化物充分地析出，需要在该温度范围内保持20秒以上。另外，该温度范围内的保持时间不足时，在MC型碳化物充分析出之前板条开始粗大化，因此，钉扎效应无法充分发挥，板条变得粗大。优选为35秒以上、更优选为50秒以上。
另一方面，钢板温度为600℃以上且700℃以下的温度范围内的保持时间超过1000秒时，在板条内部和板条间析出的Fe系碳化物发生再固溶而移动至原始奥氏体晶界、板条束晶界、板条块晶界等，有效地有助于改善冲裁性的板条内部和板条间的Fe系碳化物变得不存在。因此，为了得到具有优良的冲裁性的钢板，需要将钢板温度为600℃以上且700℃以下的温度范围内的保持时间设定为1000秒以下。优选为800秒以下、更优选为500秒以下。需要说明的是，此处所说的钢板温度是指钢板表面的温度。
钢板温度超过700℃的时间：200秒以下
在钢板温度超过700℃的温度范围内，板条的粗大化显著地发生。如上所述，在本发明中，通过由微细地分散析出的MC型碳化物带来的钉扎效应来抑制板条边界的移动，抑制板条的粗大化。并且，由此维持钢板强度。但是，该温度范围内的保持时间变得过长时，不能完全地抑制板条的粗大化。因此，从防止板条的粗大化的观点出发，钢板温度超过700℃的温度范围内的保持时间设定为200秒以下。优选为180秒以下、更优选为150秒以下。但是，钢板温度超过700℃的时间小于10秒时，钢板的延展性略微变差，因此，优选设定为10秒以上。
将钢板从最高加热温度冷却时的直到530℃为止的平均冷却速度：8℃/秒以上且25℃/秒以下
在连续退火工序中将钢板加热至最高加热温度后进行冷却时，适当地控制冷却速度在得到优良的延伸凸缘性方面很重要。特别是在直到530℃为止的平均冷却速度低于8℃/秒的情况下，在冷却过程中无法抑制珠光体相变，生成预定量以上的粗大的珠光体。因此，延伸凸缘性降低。另一方面，该平均冷却速度过快的情况下，难以在后述的470℃以上且530℃以下的温度范围内保持预定时间。因此，将钢板从最高加热温度进行冷却时的直到530℃为止的平均冷却速度设定为25℃/秒以下。
470℃以上且530℃以下的温度范围内的保持时间：10秒以上
在连续退火工序中，如上所述对钢板进行控制冷却后，在470℃以上且530℃以下的温度范围将钢板保持一定时间在得到优良的延伸凸缘性方面很重要。在此，上述冷却停止后的保持温度超过530℃时，生成粗大珠光体，因此延伸凸缘性降低。另一方面，冷却停止后的保持温度低于470℃时，从奥氏体向贝氏体的相变延迟。由此，C富集于未相变奥氏体区域而使奥氏体稳定化，因此，相变没有完成。并且，在之后的冷却中，未相变奥氏体相变为马氏体、或者以残余奥氏体的形式残留在钢板组织中，因此，延伸凸缘性降低。另外，在470℃以上且530℃以下的温度范围将钢板保持10秒以上的情况下，大部分的奥氏体向贝氏体的相变完成，能够将之后冷却时生成的马氏体分率降低至预定的范围。因此，控制冷却停止后，将470℃以上且530℃以下的温度范围内的保持时间设定为10秒以上。优选为20秒以上、更优选为30秒以上。另外，对于保持时间的上限没有特别限定，通常为300秒以下。
此外，通过该470℃以上且530℃以下的温度范围内的保持，钢板组织的控制完成，因此，之后的冷却条件没有特别限定，通过任选的冷却方法冷却至室温即可。
另外，470℃以上且530℃以下的温度范围内的保持后，即使将钢板再加热至700℃以下的温度，只要600℃以上且700℃以下的温度范围内的总计保持时间为1000秒以下就能够得到期望的钢板组织，没有任何问题。
例如，470℃以上且530℃以下的温度范围内的保持后，可以将钢板浸渍到锌罐中制成热镀锌钢板、也可以之后进一步进行加热处理由此制成合金化热镀锌钢板。另外，热镀敷中，除了锌以外，也可以镀敷铝或铝合金等。
另外，上述连续退火工序后，可以按照常规方法在退火生产线内连续地或者利用其它生产线对钢板实施表面光轧。
另外，对于如上所述制造的热轧钢板可以另外实施电镀锌处理、或者可以实施热镀锌。本发明的热轧钢板除了适合作为汽车行走部分用钢板以外，也适合于通常的常温下进行的冲压成形，具有优良的耐热处理特性。因此，如上所述制造的热轧钢板也适合作为将冲压前的钢板从400℃加热至700℃后立即进行冲压成形的温热成形的原材钢板。
实施例
将表1所示组成的钢水通过通常公知的方法进行熔炼、连续铸造而制成壁厚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，以表2所示的温度结束精轧，精轧结束后，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3.2mm的热轧钢板。进一步对这些热轧钢板通过通常公知的方法实施酸洗，通过连续退火生产线在表2所示的条件下实施退火处理。另外，对于一部分钢板在连续退火生产线内实施热镀锌处理、进一步实施合金化处理，制成热镀锌钢板和合金化热镀锌钢板。
Figure BDA0001426341830000211
Figure BDA0001426341830000221
从由此得到的热轧钢板裁取试验片，进行组织观察、平均位错密度的测定、拉伸试验、扩孔试验、冲裁试验、制造稳定性的评价。将评价结果示于表3中。需要说明的是，试验方法如下所述。
(i)组织观察
从所得到的热轧钢板裁取试验片，对与试验片的轧制方向平行的截面(L截面)进行研磨，利用硝酸乙醇溶液进行腐蚀后，使用利用扫描电子显微镜(倍率：1000、3000、5000倍)拍摄的组织照片，通过图像解析装置求出回火贝氏体相和回火马氏体相的面积率的总和、粗大珠光体相的面积率、马氏体相和残余奥氏体相(MA)的面积率的总和以及它们以外的相的面积率。需要说明的是，难以利用扫描电子显微镜照片区别开马氏体相和残余奥氏体相的区别，但在此，重要的是粗大珠光体相、马氏体相和残余奥氏体相的面积率的总和，因此，在不特别地区别开马氏体相和残余奥氏体相的情况下求出马氏体相和残余奥氏体相(MA)的总和的面积率。
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，测定回火贝氏体和回火马氏体的板条宽度，同时求出板条内部和板条边界析出的Fe系碳化物中长径比为5以下的Fe系碳化物的比例、进而求出在板条内部和板条边界析出的MC型碳化物的平均粒径。
在此，在回火贝氏体和回火马氏体的板条宽度的测定中，对于以30000倍的倍率进行了10个视野拍摄的120mm×80mm的尺寸的透射电子显微镜照片，与3个以上连续排列的板条的长轴成直角地以10mm的间隔划5根直线，分别测定该直线与板条边界交叉的线段的长度，将所得到的线段的长度的平均值作为板条的平均宽度。
另外，对于在板条内部和板条边界析出的Fe系碳化物中长径比为5以下的Fe系碳化物的比例，通过使用以165000倍的倍率拍摄的照片针对在板条内部和板条边界析出的5个视野合计最低100个的Fe系碳化物测定长径和短径的长度并计算出长径比，由此求出长径比为5以下的Fe系碳化物的比例。
进而，对于MC型碳化物的平均粒径，使用以300000倍的倍率拍摄的照片针对5个视野合计最低100个TiC等MC型碳化物测定其直径，以算术平均值(平均粒径ddef)的方式求出。需要说明的是，所测定的粒径的下限为2nm。
(ii)平均位错密度的测定
从所得到的热轧钢板裁取试验片，测定板厚1/4部的位错密度，认为板厚1/4部的位错密度示出了钢板的平均位错密度，将该测定值作为平均位错密度。对裁取的试验片施加机械磨削然后实施利用0.1mm的草酸的研磨，由此以板厚1/4部在表面露出的方式进行试样调整。在此，实施利用草酸的研磨是为了除去基于磨削的加工层。
对于如上所述调整后的试样，利用X射线衍射装置测定钢板的应变。测定中使用X射线衍射装置，利用CoKα射线对板厚1/4部的α铁的(110)面、(211)面和(220)面的衍射强度进行测定，由其测定图表求出各结晶面的反射强度的峰值的半宽度，通过下式(1)和(2)来决定对钢板赋予的局部应变ε’。
βcosθ/λ＝0.9/D+2ε’sinθ/λ……(1)
其中，
β：峰值的半宽度(其中，使用通过式(2)修正后的值)
θ：衍射角
λ：CoKα射线的波长(0.1790nm)
D：微晶尺寸(位错胞、晶粒的尺寸)
ε’：局部应变
β2＝βm 2-β0 2……(2)
其中，
βm：对位错密度进行测定的试样的峰的半宽度
β0：无应变的试样的峰的半宽度。
需要说明的是，相对于sinθ/λ对βcosθ/λ进行绘图，根据其斜率和截距求出ε’和D。根据求出的局部应变ε’通过下式(3)来决定位错密度ρ。
ρ＝14.4ε’2/b2……(3)
其中，b：伯格斯矢量(0.248nm)。
(iii)拉伸试验
从所得到的热轧钢板裁取将相对于轧制方向为直角方向(C方向)作为拉伸方向的JIS5号拉伸试验片(JIS Z 2001)，进行依据JIS Z 2241的规定的拉伸试验，测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、伸长率(El)。
(iv)扩孔试验
从所得到的热轧钢板裁取试验片(尺寸：100mm×100mm)，通过冲裁加工(间隙：试验片板厚的12.5％)在试验片上形成初始直径d0：10mmφ的孔。使用这些试验片实施扩孔试验。即，对初始直径d0：10mmφ的孔从冲裁时的冲头侧插入顶角：60°的圆锥冲头，使该孔扩大，测定裂纹贯通钢板(试验片)时的孔的直径d(mm)，通过下式计算出扩孔率λ(％)。
扩孔率λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100
需要说明的是，在此，将拉伸强度(TS)×{扩孔率(λ)}0.5为6200·MPa％0.5以上的情况判断为延伸凸缘性良好。
(v)冲裁试验
从所得到的热轧钢板裁取试验片(尺寸：30mm×30mm)，通过冲裁加工(间隙：试验片板厚的20％、30％)在试验片上形成直径d0：10mmφ的孔。冲裁后，在冲孔的整个圆周利用显微镜(倍率50倍)观察冲裁端面的断面状况，观察裂纹、缺口、脆性断面的有无。将无裂纹、缺口、脆性断面的情况设为○(合格)、将除此以外的情况设为×(不合格)来评价冲裁性。
Figure BDA0001426341830000271
由表3可知，本发明例均得到具有拉伸强度(TS)为780MPa以上的高强度、兼具优良的延伸凸缘性和冲裁性的热轧钢板。
另外，为了对钢板的机械特性的不均进行评价，从作为本发明例的热轧钢板的整个长度整个宽度上任意地裁取100个以直角方向(C方向)作为拉伸方向的JIS 5号拉伸试验片(JIS Z 2001)，进行依据JIS Z 2241的规定的拉伸试验，测定拉伸强度(TS)，求出它们的标准偏差σ。其结果是本发明例的拉伸强度(TS)的标准偏差均为10MPa以内。
由此可以说，对于本发明例而言，拉伸强度(TS)这样的钢板的机械特性的不均均小、制造稳定性也均优良。

Claims (11)

1.一种热轧钢板，其具有如下组成：以质量％计含有C：0.03％以上且0.20％以下、Si：0.4％以下、Mn：0.5％以上且2.0％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下和Ti：0.03％以上且0.15％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：回火贝氏体相和回火马氏体相的面积率的总和为70％以上，并且粗大珠光体相、马氏体相和残余奥氏体相的面积率的总和为10％以下，所述回火贝氏体相和回火马氏体相具有平均宽度为1.0μm以下的板条作为亚组织，在该板条内部和板条边界析出的Fe系碳化物中长径比为5以下的Fe系碳化物的比例为80％以上，并且在该板条内部和板条边界分散析出有平均粒径为20nm以下的MC型碳化物，
所述热轧钢板的平均位错密度为1.0×1014m-2以上且5.0×1015m-2以下。
2.如权利要求1所述的热轧钢板，其中，作为所述组成，以质量％计还含有V：0.01％以上且0.3％以下、Nb：0.01％以上且0.1％以下和Mo：0.01％以上且0.3％以下中的至少一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的热轧钢板，其中，作为所述组成，以质量％计还含有B：0.0002％以上且0.010％以下。
4.如权利要求1或2所述的热轧钢板，其中，作为所述组成，以质量％计还含有合计为1.0％以下的REM、Zr、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn和Cs中的一种或两种以上。
5.如权利要求3所述的热轧钢板，其中，作为所述组成，以质量％计还含有合计为1.0％以下的REM、Zr、As、Cu、Ni、Sn、Pb、Ta、W、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn和Cs中的一种或两种以上。
6.如权利要求1或2所述的热轧钢板，其中，在其表面具有镀层。
7.如权利要求3所述的热轧钢板，其中，在其表面具有镀层。
8.如权利要求4所述的热轧钢板，其中，在其表面具有镀层。
9.如权利要求5所述的热轧钢板，其中，在其表面具有镀层。
10.一种热轧钢板的制造方法，其具有：
热轧工序，将具有权利要求1～9中任一项所述的组成的钢原材加热至奥氏体单相区，实施包含粗轧和精轧的热轧，精轧结束后，对所得到的钢板进行冷却、卷取；和
连续退火工序，在所述热轧工序后对所述钢板进行酸洗，然后进行连续退火，
在所述热轧工序中，将精轧温度设定为850℃以上且1000℃以下，将所述精轧结束后直到500℃为止的平均冷却速度设定为30℃/秒以上，将卷取温度设定为500℃以下，
在所述连续退火工序中，
将所述钢板的最高加热温度设定为700℃以上且(A3点+A1点)/2以下，
在对所述钢板进行加热直至所述最高加热温度时，将钢板温度为600℃以上且700℃以下的时间设定为20秒以上且1000秒以下，
将钢板温度超过700℃的时间设定为200秒以下，
在对所述钢板从最高加热温度进行冷却时，将直到530℃为止的平均冷却速度设定为8℃/秒以上且25℃/秒以下，在该冷却停止后，将在470℃以上且530℃以下的温度范围内的保持时间设定为10秒以上。
11.如权利要求10所述的热轧钢板的制造方法，其中，在所述连续退火工序后进一步具备实施镀敷处理的工序。
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