CN1088119C - 具有超细晶粒的加工用热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明是提出用一般的带材热轧机就能容易实施的、而且机械性能的各向异性小、而实现以现有技术不能达到的最终铁素体粒径不到2μm的超细晶粒的加工用热轧钢板及其制造方法。本发明是以铁素体为主相的热轧钢板，铁素体的平均粒径不到2μm，铁素体晶粒的纵横比不到1.5的热轧钢板，此热轧钢板，在施加热精轧时通过以5架轧机以上的压下进行动态再结晶区的压下，就可获得。

Description

具有超细晶粒的加工用热轧钢板及其制造方法
发明领域
本发明是关于适合用于汽车用、家电用、机械结构用、建筑用等用途，在热轧的状态下，仍具有平均粒径不到2μm的超细铁素体晶粒，延性、韧性、疲劳强度等优良，并且，这些特性的各向异性小的热轧钢板及其制造方法。另外，也是关于以上述热轧钢板作为原材料的加工性优异的冷轧钢板。
发明背景
使用于汽车用材料、结构材料等的钢材，要求具有优异的强度、加工性、韧性的机械性能。为了综合地提高这些机械性能，将组织细化是有效的，因此，正在探索许多以细化组织为目的的制造方法。另外，对于高强度钢板而言，近年来，兼具低成本与高机能特性的高强度钢板的需求日益增强，并且，目标正在移至适合于此需求的钢板开发，以抑制伴随高强度化的延性、韧性、耐久比等发生劣化为目的，高强度钢的组织细化已成为重要课题。进而，在同样使用于汽车用材料等的冷轧钢板中，作为原材料的热轧钢板的晶粒细化对提高加工性，尤其r值(兰克福特值)是有效的，而作为冷轧母材的热轧钢板的组织的晶粒细化也成为重要的课题。
概括现有技术中的组织细化的手段，有大压下量轧制法、控制轧制法、控制冷却法等。
其中，作为由大压下量轧制而产生的组织细化法，例如有特开昭58-123823号公报等所代表的建议。这些方法中的细化机制的要点，在于促进对奥氏体晶粒施加大压下量而引起的γ→α应变诱发相变，借助这种方法可达成某程度的细化。但是，每一道次的压下量若为40％以上时，就具有一般带材热轧机很难实现的制造上的问题。并且，在这种很难实现的制造条件下所获得的最终组织的细化有其界限，平均晶粒直径最多降至5μm程度而已。另外，由于大压下量轧制其晶粒会变成扁平，因此在机械性能上发生各向异性，或由于分离也有破坏吸收能量降低的问题。
另一方面，作为适用属于控制轧制法或控制冷却法的晶粒细化法的钢板，有含有Nb或Ti的沉淀强化型钢板。这些钢板，在利用Nb、Ti的沉淀强化作用达到高强度化的同时，利用Nb、Ti所具有的奥氏体晶粒的再结晶抑制作用，通过从施加低温精轧时的未再结晶变形奥氏体晶粒的γ→α应变诱发相变，使铁素体晶粒细化。但是，这些钢板具有机械性能的各向异性大的问题，例如，进行冲压成形的汽车用钢板等，由于其成形极限由延性最差方向的特性水准来决定，因此象这种各向异性大的钢板，使组织微细化的效果作为特性往往不能完全体现。在用于结构材料等的场合也是同样的，在结构材料中重要的韧性、疲劳强度等的各向异性变大，因而使组织细化的效果作为特性往往不能完全体现。并且，在这些任一方法中，所获得的粒径至多降至2μm程度而已。
另外，也已知通过热轧后立即进行急冷处理，来抑制晶粒长大的手段(例如，特公平4-11608号公报)，但是，即使使用此方法，细晶粒的限度也是4μm程度。
如上所述，在现有技术中，可达到的最终铁素体粒径的界限为2μm。由晶粒细化而产生机械性能的改善效果，与晶粒直径的平方根成反比，因此，其改善效果，在粒径为2μm以上的领域只见到缓慢的提高，但是，若实现不到2μm的晶粒直径，就可达到大幅度的性能提高。
发明的公开
本发明的目的在于解决现有技术存在的问题，提供用一般带材热轧机能容易实施，而且机械性能的各向异性少，并且达到以现有技术不能达到的最终铁素体粒径不到2μm的超细晶粒的加工用热轧钢板或冷轧钢板用母材，及其有利的制造方法。
本发明是具有超细晶粒的加工用热轧钢板，是以铁素体作为主相的热轧钢板，其特征在于，铁素体的平均粒径不到2μm，铁素体晶粒的纵横比不到1.5。
另外，本发明是具有超细晶粒的加工用热轧钢板，是以铁素体作为主相的热轧钢板，铁素体的平均粒径不到2μm，铁素体晶粒的纵横比不到1.5，铁素体的平均粒径dm(μm)与第2相的平均晶粒直径ds(μm)满足下式：0.3＜dm/ds＜3。
再者，本发明是具有超细晶粒的加工用热轧钢板，是以铁素体作为主相的热轧钢板，铁素体的平均粒径不到2μm，铁素体晶粒的纵横比不到1.5，铁素体的平均粒径dm(μm)与第2相的平均晶粒直径ds(μm)满足下式：0.3＜dm/ds＜3，而且具有第2相，其邻近的第2相粒子相互的间隔成为不到该第2相的晶粒半径2倍的比例，不到10％。
本发明的加工用热轧钢板的合适成分组成范围，含有C：0.01～0.3重量％、Si：3.0重量％以下、Mn：3.0重量％以下、P：0.5重量％以下，而且含有Ti：0～1.0重量％、Nb：0～1.0重量％、V：0～1.0重量％、Cr：0～1.0重量％、Cu：0～3.0重量％、Mo：0～1.0重量％、Ni：0～1.0重量％的1种或2种以上，Ca、REM、B的1种或2种以上合计为0～0.005重量％，其余实质上是铁的组成。另外，上述合适的成分组成中，在含有Mn量0.5重量％以上时的第2相中，存在含有马氏体、贝氏体、残留奥氏体、珠光体及针状铁素体的1种或2种以上的组织。
进而，本发明是具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于，熔炼热轧钢板用原材料，直接或一旦冷却后，加热至1200℃以下施加热轧时，以5台轧机以上的压下道次，进行在动态再结晶区的压下。
另外，本发明的加工用热轧钢板，烘烤硬化量为100MPa以上更佳。
本发明的加工用热轧钢板的制造方法，利用设置在精轧设备的轧机机架间的加热手段，可以进行轧辊或钢板的加热。
并且，本发明的加工用热轧钢板，可以作为具有超细晶粒的冷轧钢板用的母材，为了制造具有这种超细晶粒的冷轧钢板，有对该冷轧钢板用母材施加压下率50～90％的冷轧，接着在600℃～Ac3相变点以下进行退火的方法。
再者在本发明中，所谓铁素体晶粒的纵横比，是指铁素体晶粒的长径与短径之比。实际上，铁素体晶粒沿轧制方向伸长，因而可用轧制方向断面上的长径与短径之比代替。
另外，在本发明中，铁素体晶粒的平均粒径，是按照一般常规方法，在轧制方向断面上的平均粒径。
所谓第2相的平均晶粒直径，是利用结晶组织照片求出是主相的铁素体以外的组织面积与结晶数目，换算成具有该面积的圆等效的径(直径)进行测定的。在求出各个第2相粒径时，也换算成圆等效直径。
本发明的钢板，所谓以铁素体作为主相，是指铁素体相以体积百分率具有50％以上。
另外，在本发明的钢板中，在成分组成范围，Ti等的含量下限为0％，意味着不添加这些成分。
发明人必须解决上述问题反复进行了研究开发，结果发现，在热轧时，在动态再结晶区，反复进行压下，就可将铁素体变成超细晶粒。并且，在这种动态再结晶区的压下不必在大压力下进行，由此可获得铁素体晶粒的纵横比不到1.5的良好组织，因此发现了也同时消除其机械性能的各向异性。
如上述的铁素体平均粒径不到2μm、铁素体晶粒的纵横比不到1.5的钢板，其晶粒是细，因此不仅强度、韧性、延性等机械性能特别优良，而其各向异性也小。并且，与粒径为2μm以上的钢板相比，晶界面积大，因而固溶C大多被捕集在晶界。因此，在烤漆时这样的固熔C向晶粒内扩散而钉扎位错，因此能具备烤漆硬化量为100MPa以上的优良的烤漆硬化能。因此，除了成形加工时可容易加工之外，通过其后的烤漆等热处理就可获得高强度，因而特别适合作为汽车用钢板等。
并且，主相是铁素体，尤其在铁素体平均粒径不到2μm、铁素体晶粒的纵横比不到1.5的热轧钢板中，铁素体平均粒径dm(μm)与第2相的平均粒径ds(μm)满足下式0.3＜dm/ds＜3的钢板，特别因其晶粒径的差小，所以均匀地发生变形，不容易发生缩颈、皱折、表面性状不良。因此，加工性良好，尤其适合于施行扩孔之类的加工方法。并且，疲劳性能、断裂韧性也极良好。
按照具备以上特征的本发明的热轧钢板，是软钢板，因而可适合作为汽车结构用钢板、加工用汽车高强度用钢板、家电用钢板、结构用钢板等广泛领域、用途的钢板(以下，在本说明书中的所谓加工用钢板，是指完全包括这些用途而使用。)。
因此，作为如DP(双相)钢或TRIP(相变诱发塑性)钢等的第2相，可适用于含有马氏体、贝氏体、残留奥氏体、珠光体及针状铁素体的1种或2种以上的复合组织钢板，并且，也可以形成铁素体单相或第2相含有少量的珠光体或渗碳体组织的钢板。进而，将S量减低到0.002重量％以下，以提高扩孔性与防止疲劳龟裂的传播性能，也可作为汽车车轮用的钢板使用。
在图1中表示调查热轧钢板的铁素体平均粒径与机械性能关系的结果。该调查是对含有C：0.03重量％、Si：0.1重量％、Mn：0.2重量％、P：0.01重量％、S：0.003重量％、Al：0.04重量％的钢，加热到1100℃之后，在通常条件下进行粗轧后，利用由7架轧机构成的精轧设备，在种种精轧条件下进行压下而形成所得到的各种铁素体晶粒直径的热轧钢板进行的。
粒径不到2μm的钢板是在精轧时，第1架轧机入口侧的钢板温度与最终(第7)架轧机出口侧的钢板温度的温度差为60℃以下得到的，粒径1μm以下的钢板同样地在温度差约为30℃以下得到的。另外，调查纵横比时，在以上述方法所获得的粒径不到2μm的钢板中，全部是不到1.5。
再者，在该图中的烘烤硬化量(BH量)是在施加2％预应变后，在170℃加热20分钟，此后再进行拉伸试验，从负荷上升部分求出的。
由该图可知，通过使铁素体平均晶粒直径成为不到2μm，与2μm以上的钢板相比，格外提高各种性能。这种倾向，不仅所实验的成分组织的钢板，而且其他成分系的钢板也是相同的。另外，通过使铁素体平均晶粒直径达到1μm以下，更加提高各种性能。因此，本发明，铁素体的平均粒径限定在不到2μm，将铁素体晶粒的纵横比限定在不到1.5。再者，关于平均铁素体粒径不到2μm者，调查其第2相的粒径时，dm/ds全部都在超过0.5～不到2的范围内。
以本发明的铁素体作为主相的钢板，铁素体的平均粒径dm(μm)与第2相的平均晶粒直径ds(μm)满足下式0.3＜dm/ds＜3是更合适的。这是因为主相的铁素体与第2相的结晶，若在晶粒直径上发生大的差异，就有机械性能劣化的危险。这被认为在晶粒直径差大时，加工时的变形会成为不均匀。发明人就主相与第2相的晶粒直径之比的合适范围进行了研讨，结果已知道，在大于0.3，小于3时，机械性能是良好的，产生均匀的变形。最合适的是0.5＜dm/ds＜2的范围。
另外，本发明的钢板，合适的是保持有第2相的超细晶粒，关于第2相，其邻近的第2相颗粒相互的间隔为该第2相的晶粒半径的2倍以下之比例成为不到10％。发明人等就第2相的分布状态进行了种种研讨，结果已清楚，若第2相分布成带状或列状(层状)时，机械性能，尤其延伸凸缘性不能得到充分改善，因而希望没有第2相的密集、第2相互相间较孤立地存在的所谓岛状分布形态。象这样，作为表示岛状地分布形态的评价手段，关于第2相，其邻近的第2相颗粒相互的间隔为不到该第2相的晶粒半径2倍的比例若不到10％，特性就提高。
再者，对于第2相的全体的体积率，以3～30％的范围为佳。
本发明钢板的合适成分组成范围如下。C：0.01～0.3重量％
C是廉价的强化成分，根据所需要的钢板强度含有必要量。若C量低于0.01重量％，晶粒就粗化，而不能达到在本发明中作为目的的铁素体平均晶粒直径2μm以下，而超过0.3重量％的多量添加，在加工性劣化的同时，焊接性也劣化，因此以达到0.01～0.3重量％程度为佳。再者，在铁素体单相或作为第2相是含有少量(10％以下)的渗碳体或珠光体的组织时，以C为0.01～0.1重量％程度为佳。Si：3.0重量％以下
Si作为固溶化成分既改善强度-延伸率均衡，又有效地有助于提高强度，并且，抑制铁素体相变，在得到具有所期望的第2相体积率上有效地发挥作用，但是，过剩的添加，会劣化延性或表面性状，因此将上限定为3.0重量％程度。更佳是0.05～2.0重量％的范围。再者，是铁素体单相或作为第2相是含有少量(10％以下)的渗碳体或珠光体组织时，以Si是1.0重量％以下为佳。Mn：3.0重量％以下
Mn通过降低Ar3相变态点的作用，有助于晶粒的细化，另外，通过进行第2相的马氏体化及残留奥氏体相化的作用，具有提高强度-延性均衡、强度-疲劳强度延性均衡的作用。进而，虽然使有害的固溶S形成MnS具有无害化的作用，但是，过多量的添加钢会硬化，反而会劣化强度-延性均衡，因此上限定为3.0重量％。作为第2相在成为含有马氏体、贝氏体、珠光体、残留奥氏体和针状的铁素体的1种或2种以上的组织时，为了获得这种组织，以含有0.5重量％以上为佳。最佳是1.0～2.0重量％的范围。另外，在是铁素体单相或作为第2相成为含有少量(10％以下)的渗碳体或珠光体的组织时，Mn为2.0重量％以下，更佳为0.1～1.0重量％是令人满意的。P：0.5重量％以下
P也作为钢的强化成分是有用的，可依据所需要的钢板强度而添加，但是，过剩的添加，会偏析于晶界，成为脆性劣化的原因，因此上限规定为0.5重量％，最佳是0.005～0.2重量％的范围。
Ti、Nb、V、Mo形成碳氮化物而使晶粒细化，因此在获得称为2μm以下的超细组织的本发明中是有用的成分，并且，也具有利用沉淀强化提高强度的作用。因此，本发明根据需要添加Ti、Nb、V、及Mo的1种或2种以上。尤其，Ti即使在较低温也形成碳氮化物而安定地存在于钢中，因此即使在低温的扁坯加热温度，也容易发挥上述作用。在本发明中，为了发挥这些作用，含有0.01重量％以上为佳，过多量的添加，除了作用饱和之外成为成本上升的要因，因此上限为1.0重量％，更佳为0.5重量％以下。再者，在是铁素体单相或是作为第2相含有少量(10％以下)的渗碳体或珠光体的组织时，这些成分是0.3％以下，更佳是0.1重量％以下是令人满意的。
Cr、Cu、Ni也与Mn同样作为强化成分，可根据需要含有，但是，太多量的添加反而会劣化强度-延性均衡，因此上限Cu为3.0重量％，Ni或Cr为1.0重量％程度。再者，为了充分发挥其作用效果，以含有0.01重量％为佳。
Ca、REM、B具有通过硫化物的形状控制或提高晶界强度而改善加工性的效果，可根据需要含有，但是，过剩的添加有对纯净性和再结晶性带来恶劣影响的危险，因此以50ppm程度以下为佳。再者，B系在以连续退火得到冷轧钢板时，也具有减低时效性的效果。
本发明的钢板，在上述合适的成分组成范围，含有Mn0.5重量％以上，第2相可成为含有马氏体、贝氏体、残留奥氏体、珠光体及针状铁素体的1种或2种以上的复合组织。并且，不限于此，也可成为铁素体单相、或作为第2相含有少量珠光体或渗碳体组织的钢板。
下面，说明本发明的钢板的制造方法。
将调整成规定成分组成范围的钢水，由连续铸造或铸锭-开坯作为轧制坯料，对该轧制坯料施加热轧，但在供给轧制时，一旦冷却，可以再加热至1200℃以下，另外，也可以是不进行中间加热的轧制或热送轧制(HCR)。另外，象薄扁坯连续铸造法那样，也可直接热轧由连续铸造得到的扁坯。在进行再加热时，1200℃以下的低温加热，因晶粒不粗化是有利的。不进行中间加热的轧制时，冷却到1200℃以下后开始轧制可期望抑制轧制中的晶粒粗大化。为了铁素体的平均粒径dm(μm)与第2相的平均晶粒直径ds(μm)尤其满足下式0.3＜ds/ds＜3，希望扁坯加热温度是1150℃以下。另外，为了使第2相分散成岛状，扁坯加热温度是110℃以下为佳。任何情况下，下限只要能确保精轧温度就可以，现状为900℃程度。
热轧是本发明的最重要之点。即，以动态再结晶区的压下，在5架轧机以上的压下道次进行热轧，这对为了获得具有本发明所期望的铁素体平均晶粒直径不到2μm、纵横比不到1.5，铁素体的平均粒径dm(μm)与第2相的平均晶粒直径ds(μm)满足下式0.3＜dm/ds＜3的超细晶粒组织是非常必要的。
为了施加这种动态再结晶区的压下，例如，一边尽量防止精轧中轧制坯料的温度降低，一边以连续5架轧机以上施加压下是有效的，此时，其最初的轧机入侧与最后的轧机出侧的钢板温度之温度差为60℃以下，最好是30℃以下。再者，所谓连续的5架轧机，表示实际进行轧制的轧机，即使在开放状态下插入不进行压下的轧机当然也没有问题。
在包括后段的精轧中，为了在动态再结晶区施加轧制时，获得良好的纵横比，动态再结晶区的压下最好包括最终轧机。并且，为了容易实现动态再结晶区的压下，希望在Ar3相变点之上施加压下。
在动态再结晶区进行轧制的各轧机的压下率，不需要大压下，而大压下使晶粒的纵横比劣化，因而是不令人满意的。即使最高，有20％就可以了。再者，压下率的下限，若是发生动态再结晶的范围，就不特别加以限定，但以4％以上为佳。
再者，在动态再结晶区为更高温时，也可以从粗轧后段到精轧前段进行动态再结晶区辊轧。优选的轧条件与包括精轧后段的情况相同。
如以上所述的精轧，即使在通常的精轧设备上以极大减低热轧时的钢板及设备的冷却也能够实施，但是，在精轧机间设置加热手段，来加热被轧制材或轧辊，可以更简单地防止精轧中的钢板温度降低。
在图2中表示这种加热手段的一例。在该图(a)所示的例子，是高频加热装置，通过对钢板外加交变磁场，产生感应电流来加热钢板。本发明的加热手段不限于该图(a)的高频加热装置，也可以是如该图(b)的电热加热器加热(表示加热轧辊的情况)，进而，也可以是直接通电加热器。
另外，热轧时当然也可以一边施加润滑一边进行压下。
经如上述的精轧过的钢板卷取成板卷。卷取温度或卷取后的冷却速度没有特别的限制，根据想要制造的钢板，适当地确定。是DP钢、TRIP钢那样的复合组织钢板时，经过冷却曲线上的铁素体区的鼻部，在各自的马氏体或贝氏体区进行急冷，以象卷取那样的条件就可获得所期望的复合组织，成为铁素体单相或作为第2相含有少量珠光体或渗碳体组织的钢板，只要进行回避生成第2相组织的冷却曲线的轧制，卷取及冷却就可以。另外，为了获得具有岛状分布的第2相，其邻近的第2相粒子相互的间隔不到该第2相的晶粒半径2倍的比例小于10％的组织，即使扁坯加热温度达到1100℃以下，又在刚精制后就进行冷却，希望以30℃/s以上的冷却速度冷却。
再者，精轧后，立即进行冷却的急冷可防止结晶粒的粗化，所以为了得到具有超细晶粒的本发明的钢板而言是更合适的。较佳急冷条件，是在轧制后0.5秒以内，以30℃/s以上进行冷却。
满足本发明的铁素体粒径、纵横比的钢板，除了作为热轧钢板用于种种用途之外，也可用作冷轧钢板用的母材。由于晶粒细小，而且均质，尤其适合作为加工用冷轧钢板等，可获得优异r值的钢板。
为了制造这种加工用冷轧钢板，进行压下率50～90％的冷轧，在600～Ac3相变点的退火。压下率不到50％，不能获得良好的加工性，即使施加超过90％的压下，其特性也已饱和。在退火温度不到600℃及超过Ac3相变点的任一种情况，都不能获得良好的加工性。
也可以在退火后实行急冷后进行过时效处理。另外，不仅是连续退火处理，也可以是卷取成板卷，进行装箱退火的方法。
附图的简单说明
图1表示热轧钢板的铁素体平均粒径和机械性能的关系曲线。
图2是表示在精轧设备中的钢板加热手段的图。
图3是说明扩孔率的测定方法的图。
图4是表示钢板的S量和扩孔率的关系图。
实施本明的最佳方式
实施例1
对成为表1所示成分组成的钢坯料，以表2所示的种种条件进行加热、热轧，得到热轧钢板。各钢板在精轧后，在0.3秒内以50℃/s开始冷却。另外，对钢种B为施加润滑轧剂。对这些钢板的机械性能的调查结果示于表3。另外，以这些热轧钢板作为母材，以表4所示的冷轧压下率，退火温度进行冷轧和退火，得到冷轧钢板。这些冷轧钢板的机械性能一并记于表4中。再者，本发明的热轧钢板都具有40kgf/mm2以上的抗拉强度。由表3可清楚，按照本发明，铁素体平均粒径不到2μm的本发明钢，与比较钢相比，其强度-延伸均衡、耐久比、韧性优异，而且各向异性小，具有良好的BH量。
                                      表1
                                                                                  (重量％)
钢种 C Si Mn P Al S 其它
ABCDEFGHIJKL  0.0400.0450.0900.0600.0150.0600.0600.0030.0200.0080.1000.015 0.020.050.081.21.51.51.21.51.53.41.30.01 0.20.21.251.51.01.71.20.51.51.35.20.3 0.030.020.010.010.010.010.010.020.010.010.020.01 0.010.040.040.050.040.040.030.030.030.030.030.01 0.0100.0070.0100.0030.0050.0050.0040.0030.0050.0080.0100.008 B：0.0005Ti：0.02、 Nb：0.01Ti：0.045、Nb：0.025、Ca：0.0004Cr：1.0Cr：0.2Ti：0.12-REM：0.0010Ti：1.5Ti：0.06Ti：0.5、Nb：2-
                                     表2
 No 钢种 SRT(℃) 精轧入侧温度(℃) 在动态再结晶区的热轧时的温度差 在动态再结晶区的压下轧机数
 12345678910111213141516171819   AAAABBCDDDDEFGHIJKL   1150110011001250105011001050110010001250110011001050110011001050105011001150     950100092095095095010001000950950100095010001000900950900900950   55℃29℃*80℃70℃46℃28℃42℃24℃51℃53℃*80℃46℃28℃32℃55℃57℃32℃29℃16℃     7746776753257757677
*包括动态再结晶区压下的5台轧机中的温度差。此时，动态再结晶区外的轧制在入侧附加1台轧机(No.3的钢)、3台轧机(No.11的钢)。
                                       表3
No 钢种 铁素体平均粒径(μm) 纵横比 铁素体体积率 第2相的组织 dm/ds TS×E1MPa％ 各向异性ΔE1(％) 耐久比(FL/TS) BH量(MPa) vTrs(℃) 备注
12345678910111213 AAAABBCDDDDEF 1.80.83.52.71.70.71.30.51.54.65.81.40.7 1.41.41.92.41.31.21.21.31.43.12.51.31.4 ＞90％＞90％＞90％＞90％＞90％＞90％＞70％＞70％＞70％＞70％＞70％＞70％＞70％ 渗碳体渗碳体渗碳体渗碳体珠光体珠光体贝氏体+马氏体马氏体马氏体马氏体马氏体残留γ马氏体+残留γ 1.91.30.60.10.51.51.80.80.90.23.22.01.9 21200234001840017900218002450024700237002410015700162002280023700 -2.5-1.0-5.0-6.0-2.3-1.4-2.4-1.4-2.5-4.6-4.2-2.3-1.2 0.530.610.450.420.550.600.610.580.540.420.410.550.62 11013080901221321201301255070110136 -140-140-95-80-140-140-140-140-140-60-55-140-140 发明钢发明钢比较钢比较钢发明钢发明钢发明钢发明钢发明钢比较钢比较钢发明钢发明钢
                                            表3(续)
No 钢种 铁素体平均粒径(μm) 纵横比 铁素体体积率 第2相的组织 dm/ds TS×E1MPa％ 各向异性ΔE1(％) 耐久比(FL/TS) BH量(MPa) vTrs(℃) 备注
141516171819 GHIJKL 0.95.43.17.22.80.9 1.42.41.82.21.91.2 ＞90％＞90％＞70％＞90％＞70％＞99％ 渗碳体渗碳体马氏体+珠光体珠光体+贝氏体残留γ- 0.65.30.50.21.51.8 245001510016010157001620025300 -1.3-7.2-6.4-8.9-6.8-1.0 0.600.410.420.460.400.67 12540155056110 -140-60-45-50-70-140 发明钢比较钢比较钢比较钢比较钢发明钢
Figure C9880171300161
                                     表4
No 钢种 SRT(℃) 精轧入侧温度(℃) 在动态再结晶区的热轧时的温度差 在动态再结晶区的压下轧机数 冷轧压下率(％) 退火温度(℃) 冷轧板r值
1467911121415161819 AABCDDEGHIKL 115012501100105010001100110011001100105011001050 950950950100095010009501000900950900950 55℃70℃28℃42℃51℃80℃46℃32℃55℃57℃29℃16℃ 767652575777 807030758040807070708085 800750500750800600750400800500800820 2.11.31.22.42.31.52.11.41.11.01.32.5
实施例2
使用C：0.06重量％、Si：0.9重量％、Mn：1.3重量％、P：0.01重量％，而将S在0.0008～0.006重量％范围内做各种变化的试料，制造成平均晶粒直径7μm(6.0～8.0μm)，和不到2μm(0.7～1.0μm)的热轧钢板。再者，作为此钢板的第2相生成珠光体，铁素体与珠光体的平均晶粒直径之比，在平均晶粒直径不到2μm时是0.5～2，在平均晶粒直径为7mm时是0.1～4。平均晶粒直径不到2μm的热轧钢板是利用按照本发明的方法制造成的热轧钢板，控制扁坯加热温度等，得到使第2相颗粒的分布以其邻近的第2相粒子相互的间隔为不到该第2相的晶粒半径2倍之比达到小于10％的群束和10～30％的群束。对这些钢板，如图3所示，以φ20mm直径(do)将其冲孔后，使用圆锥形冲头(顶角60°)进行扩孔，测定直到在钢板上发生裂纹时的扩孔率(d-do)/do)。
其结果示于图4。该图的曲线A表示铁素体的平均晶粒直径不到2μm、纵横比为1.3、dm/ds为1.8、邻近的第2相粒子互相的间隔为不到该第2相的晶粒半径2倍之比例是10％以下(平均8％)的群束。曲线B表示铁素体的平均晶粒直径不到2μm、纵横比为1.3、dm/ds为1.8、邻近的第2相粒子互相的间隔为不到该第2相的晶粒半径2倍之比例是10～30％(平均23％)的群束。而且，曲线C表示铁素体的平均晶粒直径为7μm、纵横比为2.5的群束。以曲线A、B所示的群束是本发明的热轧钢板，以曲线C所示的群束是比较的热轧钢板。
从该图可知，按照本发明的热轧钢板得到良好的扩孔率，尤其将S量减低到0.002重量％以下时，得到优良的性能。另外，通过使第2相分布成岛状，更加提高扩孔率。因此，按照本发明的热轧钢板，在汽车的车轮等，要求扩孔性的用途中都是适合的。
实施例3
对成为表5所示成分组成的钢坯料，以表6所示的各种条件进行加热、热轧，得到热轧钢板。在此，动态再结晶区轧制从粗轧后段到精轧前段进行。各钢板在轧后，在0.3秒以内以50℃/s开始冷却。另外，关于钢种C(号码6、7)进行润滑轧制。对这些钢板的机械性能调查的结果示于表7。另外，以钢种B(号码4、5)及钢种D(号码8、9)所得到的热轧钢板作为母材，以冷轧压下率75％，在退火温度750℃进行冷轧及退火，得到冷轧钢板。这些冷轧钢板的机械性能一并记于表7。关于号码8(钢种D)，在1000℃加热，在800℃进行压下率80％的压下，接着，一旦放冷到600℃后，再升温到850℃，在850℃施加压下率90％的压下后放冷。在这些钢中，第2相的体积率是3～30％。由表7可知，按照本发明，铁素体平均粒径不到2μm的发明钢，与比较钢相比，强度-延伸均衡优良，尤其将主相的平均粒径与第2相的平均粒径之比dm/ds控制在超过0.3～不到3的钢，耐久性、韧性更加优异，而各向异性小，具有良好的BH量。
                           表5
                      化学成分/质量％
钢种 C Si Mn P S Al 其他
ABCDEFGHIJ 0.080.130.070.120.080.150.060.130.110.07 0.30.50.50.60.70.20.40.80.40.6 2.41.82.50.81.41.82.21.31.20.7 0.0100.0100.0110.0100.0120.0100.0110.0100.0120.011 0.0030.0040.0030.0020.0040.0030.0030.0020.0030.002 0.0200.0200.0220.0210.0200.0220.0240.0230.0220.024 Ti：0.105Ti：0.13Cr：0.33，Nb：0.04Ti：0.12，Cu：0.01Ni：0.31V：0.24，Ca：0.002Mo：0.41B：0.001Ti：0.15，REM：0.002
                                 表6
 No 钢种 SRT(℃) 动态再结晶温度区(℃) 在动态再结晶区的热轧时的温度差 在动态再结晶区的压下轧机数
    12*34567*89101112131415   AAABBCCDDEFGHIJ  11201050110011001180100012501000105010301100108010501000950  950～1030920～1000940～1020920～1000920～1000850～930950～1040940～1000920～1000920～1000960～1040960～1020950～1050900～980840～930     50266035603680-38404540383536     8545976-5677756
*3：在动态再结晶温度区以最大40％/道次进行压下，在精轧最终道
次进行30％压下。*8：在1000℃加热→在800℃进行80％的压下→一旦放冷到600℃
→再升温到850℃→在850℃进行90％的压下→放冷
                               表7
号码  钢 铁素体                   第2相                                      机械性能  备注
  百分率％   粒径μm   纵横比  组织   平均粒径μm  铁素体粒径与第2相粒径之比 邻近第2相粒子的互相间隔为不到第2相粒半径的2倍之比例 Y.S.MPa T.S.MPa  E1.％ TS×E1MPa％   λ％   各向异性ΔE1 耐久比FL/TS vTrs℃ BH量MPa 冷轧退火板的r值
  1   A   85   1.8   1.3   B   2.0   0.90     25   453   545 42.0  22890  55 -2.4  0.5 -140   120   - 发明钢
  2   A   80   0.8   1.4   M+γ   1.8   0.78     8   524   640 37.8  24192  75 -1.5  0.6 -140   135   - 发明钢
  3   A   85   1.8   2.0   M+B   2.9   0.62     20   449   540 37.5  20250  40 -7.2  0.4 -90   100   - 比较钢
  4   B   75   1.7   1.4   P+B   2.5   0.68     7   487   655 35.5  23253  70 -1.1  0.6 -140   115   2.2 发明钢
  5   B   81   1.9   1.4   P   9.5   0.20     40   610   780 27.6  21528  40 -2.2  0.4 -110   100   2.0 发明钢
  6   C   76   1.6   1.3   B+γ   1.3   1.23     9   528   625 36.1  22563  65 -2.3  0.6 -140   120   - 发明钢
  7   C   94   8.5   3.0   P   8.5   1.00     75   493   580 32.0  18560  40 -8.8  0.4 -70   50   - 比较钢
  8   D   90   1.2   2.3   P   6.5   0.18     70   580   650 23.2  15080  30 -3.1  0.4 -70   95   1.4 以往钢
  9   D   80   1.6   1.4   P+B   1.2   1.33     7   627   740 30.2  22348  70 -1.4  0.6 -140   120   2.2 发明钢
  10   E   85   1.4   1.3   M+γ   1.1   1.27     8   554   680 34.5  23460  70 -2.2  0.6 -140   125   - 发明钢
                                      表7(续)
  号码  钢        铁素体                  第2相                                      积械性能   备注
  百分率％  粒径μm   纵横比  组织   平均粒径μm  铁素体粒径与第2相粒径之比 邻近第2相粒子的互相间隔为不到第2相粒半径的2倍之比例   Y.S.MPa   T.S.MPa  E1.％   TS×E1MPa％  λ％   各向异性ΔE1   耐久比FL/TS  vTrs℃   BH量MPa 冷轧退火板的r值
  11   F   80   1.5   1.3   B   2.5   0.60     8   570   710 32.5  23075  60 -2.1  0.6 -140   125 -   发明钢
  12   G   94   1.4   1.3   M+γ   1.3   1.08     9   557   674 37.6  25342  70 -2.2  0.6 -140   125 -   发明钢
  13   H   80   1.5   1.3   M+B   2.5   0.60     7   550   625 35.4  22125  60 -2.4  0.6 -140   120 -   发明钢
  14   I   95   1.8   1.3   P   1   1.80     8   475   543 42.5  23078  60 -1.8  0.5 -140   110 -   发明钢
  15   J   80   1.7   1.4   M+B+γ   1.5   1.13     9   588   680 35.5  24140  60 -2.2  0.6 -140   110 -   发明钢
λ＝(d＝do)/do×100
do：冲孔径
d＝发生裂纹时的孔径
ΔE1＝(轧制方向的E1+垂直轧制方向的E1)/21-与轧制成45°方向有E1
产业上的应用可能性
本发明是具有最终铁素体粒径不到2μm的超细晶粒的加工用热轧钢板和冷轧钢板用母材，因此具有良好的机械性能，而且其各向异性小，并且可用一般的带材热轧机容易实施，对工业的意义大。

Claims (9)

1.具有超细晶粒的加工用热轧钢板，它是以铁素体为主相的热轧钢板，其特征在于，它含有：C：0.01～0.3重量％、Si：3.0重量％以下、Mn：3.0重量％以下、P：0.5重量％以下；选自Ti：0～1.0重量％、Nb：0～1.0重量％、V：0～1.0重量％、Cr：0～1.0重量％、Cu：0～3.0重量％、Mo：0～1.0重量％、Ni：0～1.0重量％的1种或2种以上；选自Ca、REM、B的1种或2种以上合计为0～0.005重量％，其余实质上由铁组成，铁素体的平均粒径不到2μm，铁素体晶粒的纵横比不到1.5。
2.权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，铁素体的平均粒径dm(μm)与第2相的平均晶粒直径ds(μm)满足下式
                  0.3＜dm/ds＜3。
3.权利要求2所述的热轧钢板，其特征在于，邻近的第2相粒子相互的间隔不到该第2相的晶粒半径的2倍的比例不到10％。
4.权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述钢板含有选自马氏体、贝氏体、残留奥氏体、珠光体及针状铁素体的1种或2种以上的第二相。
5.权利要求1～4中任一项所述的热轧钢板，其中，所述钢板的烘烤硬化量是100MPa以上。
6.权利要求1-5中任一项所述的具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于，熔炼热轧钢板用原材料，立即或一旦冷却后加热至1200℃以下施行热轧时，以5架轧机以上的压下道次进行动态再结晶区的压下。
7.权利要求6所述的方法，其特征在于，热轧期间第一架轧机的入口侧与最后一架轧机的出口侧之间的温差为60℃以下。
8.权利要求6所述的方法，其特征在于，热轧期间每一架轧机的轧制轧下率不到20％。
9.权利要求6所述的方法，其特征在于，通过设置在辊式轧机之间的加热装置加热精轧装备的辊式轧机上的钢板原材料或轧辊。
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