CN110168126A - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供碰撞特性优异的韧性良好、并且各向异性小的热轧钢板。该热轧钢板的特征在于，以质量％计含有C：0.10％～0.50％、Si：0.10％～3.00％、Mn：0.5％～3.0％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：1.00％以下及N：0.010％以下，剩余部分由Fe及杂质构成，其中，在L截面中距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织包含：长宽比的平均值为2.0以下、平均粒径为0.1μm～3.0μm及粒度分布的标准偏差/平均粒径即变动系数为0.40以上的原奥氏体晶粒；以及相对于无规试样的{001}<110>取向的X射线衍射强度比为2.0以上的织构，所述钢板具有1180MPa以上的抗拉强度。

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，特别涉及韧性的各向异性优异的抗拉强度为1180MPa以上的热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，以提高汽车的燃油效率及提高碰撞安全性为目的，正在积极地进行基于高强度钢板的应用而带来的向车体轻量化的努力。但是，如果将钢板高强度化，则一般而言韧性会劣化。因此，在高强度钢板的开发中，在不使韧性劣化的情况下谋求高强度化是重要的课题。特别是在汽车构件中应用的高强度钢板中，确保碰撞特性变得重要。其中，为了提高韧性，一般已知的是，通过在低温下进行轧制、在未再结晶奥氏体中赋予高的累积应变来提高韧性。
对此，在专利文献1中提出了一种冷轧钢板，其中，通过将奥氏体处于未再结晶区域的860～960℃的压下率和平均应变速度设定为适合范围，从而使从未再结晶奥氏体发生相变而得到的组织的体积率增加，利用在热轧中制成的细粒组织来提高冷轧钢板的韧性。但是，存在下述问题：如果使未再结晶奥氏体时的压下率增加，则原奥氏体晶粒的长宽比变高，韧性的各向异性变强。
在专利文献2中提出了一种热轧钢板，其中，通过使精轧温度高温化、提高1000℃以下的压下率来促进奥氏体的再结晶，通过缩短轧制后的直至冷却为止的时间来降低各向异性。但是，虽然提高1000℃以下的压下率来促进再结晶，但由于在高温下进行精轧，因此机架(stand)间的再结晶被促进，无法较高地维持最终机架中的应变。因此，存在下述问题：再结晶了的原奥氏体晶粒仅形成粗大的晶粒，韧性变得低劣。
在专利文献3中提出了一种热轧钢板，其针对上述问题，通过将超过840℃的累积压下率设定为30％以上，将840℃以下的压下率设定为30％～75％，从而抑制原奥氏体晶粒的长宽比，使晶体粒径成为10μm～60μm。但是，存在下述问题：由于在840℃以下进行轧制时不会引起再结晶，因导入的应变而引起晶粒生长，因此晶粒粗大化。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3858146号公报
专利文献2：日本专利第5068688号公报
专利文献3：日本专利第5556948号公报
发明内容
发明所要解决的课题
近年来，对汽车的进一步轻量化的要求在提高，要求高速变形时的吸收能高、作为汽车部件而碰撞特性良好的韧性的各向异性优异的高强度钢板。
本发明是鉴于上述的课题而进行的，本发明的课题是提供这些特性优异的高强度钢板。
用于解决课题的手段
以往以来，面向钢的韧性提高，进行了用于提高未再结晶奥氏体时的累积压下率、使组织微细化的各种努力。本发明的发明者们着眼于如果提高未再结晶奥氏体的压下率则组织的各向异性强、龟裂与轧制方向平行地传播的情况下的韧性低劣，并进行了深入研究。其结果是，再次着眼于施加高应变后使其再结晶这样的以往所一直回避的再结晶现象，发现：利用该现象，在热轧钢板中，能够改善各向异性而提高韧性。具体而言，确认了：在连续的4个以上的多个热轧机架中，通过将多个机架中的最后4个机架中的压下率优化，在4个机架的最终机架中控制为能够再结晶的温度和应变速度，从而使奥氏体微细地再结晶，组织的各向异性消失。
本发明是基于上述见识而进行的，本发明的主旨如下所述。
(1)一种热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有：
C：0.10％～0.50％、
Si：0.10％～3.00％、
Mn：0.5％～3.0％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：1.00％以下、及
N：0.010％以下，
剩余部分由Fe及杂质构成，
其中，在L截面中距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织包含：长宽比的平均值为2.0以下、平均粒径为0.1μm～3.0μm及粒度分布的标准偏差/平均粒径即变动系数为0.40以上的原奥氏体晶粒；以及相对于无规试样的{001}<110>取向的X射线衍射强度比为2.0以上的织构，
所述热轧钢板具有1180MPa以上的抗拉强度。
(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有选自Ti：0.02％～0.20％、Nb：0.00％～0.10％、Ca：0.0000％～0.0060％、Mo：0.00％～0.50％及Cr：0.0％～1.0％中的1种或2种以上。
(3)上述(1)或(2)所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，包含以下所示的工序(a)～(e)：
(a)将具有上述(1)或(2)所述的成分组成的板坯加热至1100℃以上且低于1350℃的加热工序；
(b)将上述加热后的板坯使用具有4个以上的多个机架的轧机进行轧制的轧制工序，在所述工序中，上述多个机架中最后4个机架的合计长度为18m以下，上述最后4个机架的前后的板厚减少满足下述的式1，
1.2≤ln(t0/t)≤3.0 (式1)
其中，t0为即将进入上述最后4个机架之前的板厚，t为刚从上述最后4个机架出来之后的板厚；
(c)上述最后4个机架的最终机架中的应变速度和上述最终机架中的轧制温度满足下述的式2及式3的工序，
11.0≤log(v×exp(33000/(273+T))≤15.0 (式2)
T≥Ar3点 (式3)
其中，v为上述最终机架中的应变速度(/秒)，T为上述最终机架中的轧制出口侧温度(℃)；
(d)在上述轧制结束后1.0秒以内开始冷却，在从精轧温度到750℃为止的温度范围以100℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的冷却工序；及(e)在上述冷却工序后，进行卷取的卷取工序。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供高速变形时的吸收能高、作为汽车部件而碰撞特性良好的韧性的各向异性优异的高强度的热轧钢板。根据该热轧钢板，由于能够实现汽车等的车体的轻量化、部件的一体成型化及加工工序的缩短，能够谋求燃油效率的提高及制造成本的降低，因此本发明的工业价值高。
具体实施方式
对本发明的一个实施方式的热轧钢板进行说明。本实施方式的热轧钢板会控制热精轧中的再结晶和晶粒生长行为。通过在连续的机架中调整应变量、在最终机架中达到再结晶所需要的临界应变，从而形成微细的再结晶粒，能够制成微细且晶粒的形状为多边形化的没有各向异性的组织。在再结晶后，也通过尽量缩短直至冷却开始时间为止的时间来抑制再结晶粒的晶粒生长。通过在热轧工序中制成微细且多边形化的奥氏体晶粒，能够得到韧性优异的热轧钢板。另外，对热轧钢板进一步进行加工而得到的冷轧钢板或热处理用钢板也成为韧性优异的钢板。具体而言，本实施方式的热轧钢板具有规定的化学组成及1180MPa以上的抗拉强度，金属组织包含：长宽比的平均值为2.0以下、平均粒径为0.1μm～3.0μm及粒度分布的标准偏差/平均粒径即变动系数为0.40以上的原奥氏体晶粒；以及相对于无规试样的{001}<110>取向的X射线衍射强度比为2.0以上的织构。
以下，对本发明的各个构成要件进行详细说明。首先，对本实施方式的热轧钢板的化学组成(化学成分)的限定理由进行叙述。关于成分含量的“％”是指“质量％”。
<C：0.10％～0.60％>
C是用于提高钢板的强度而重要的元素。为了得到目标强度，需要将C含量设定为0.10％以上。C含量优选为0.25％以上。但是，如果C含量超过0.60％，则钢板的韧性劣化。因此，将C含量设定为0.60％以下。C含量优选为0.50％以下。
<Si：0.10％～3.00％>
Si是具有提高钢板的强度的效果的元素。为了得到该效果，将Si含量设定为0.10％以上。Si含量优选为0.50％以上。另一方面，如果Si含量超过3.00％，则钢板的韧性劣化。因此，将Si含量设定为3.00％以下。Si含量优选为2.50％以下。
<Mn：0.5％～3.0％>
Mn是对淬透性的提高以及通过固溶强化来提高钢板的强度有效的元素。为了得到该效果，将Mn含量设定为0.5％以上。Mn含量优选为1.0％以上。另一方面，如果Mn含量超过3.0％，则会生成对韧性的各向同性有害的MnS。因此，将Mn含量设定为3.0％以下。Mn含量优选为2.0％以下。
<P：0.100％以下>
P为杂质，P含量越低越优选。即，如果P含量超过0.100％，则加工性、焊接性的降低变得显著，并且疲劳特性也降低。因此，将P含量限制为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下。
<S：0.010％以下>
S为杂质，S含量越低越优选。即，如果S含量超过0.010％，则对韧性的各向同性有害的MnS等夹杂物的生成变得显著。因此，将S含量限制为0.010％以下。在要求特别严格的低温韧性的情况下，优选将S含量设定为0.006％以下。
<Al：1.00％以下>
Al是为了在炼钢工艺中进行脱氧所需要的元素。但是，如果Al含量超过1.00％，则会生成簇状地析出的氧化铝，韧性劣化。因此，将Al含量设定为1.00％以下。优选为0.50％以下。
<N：0.010％以下>
N为杂质。如果N含量超过0.010％，则会在高温下形成粗大的Ti氮化物，钢板的韧性劣化。因此，将N含量设定为0.010％以下。N含量优选为0.006％以下。
本实施方式的热轧钢板以含有上述的化学成分、剩余部分由Fe及杂质构成为基本。虽然不是用于满足要求特性的必需元素，但为了降低制造不均、进一步提高强度，也可以在下述的范围内进一步含有选自Ti、Nb、Ca、Mo及Cr中的1种或2种以上。其中，Nb、Ca、Mo及Cr均不是为了满足要求特性所必需的，所以其含量的下限为0％。其中，杂质是指在工业上制造钢材时因矿石、废料等原料、其它的要因而混入的成分。Nb、Ca、Mo及Cr的含量如果是低于下述所示的含量的下限，则可以视为杂质，对于本实施方式的热轧钢板的效果没有实质上的影响。
<Ti：0.02％～0.20％>
Ti是用于抑制机架间(道次间)的奥氏体的再结晶及晶粒生长而有效的元素。通过抑制机架间的奥氏体的再结晶，能够使应变进一步蓄积。通过添加0.02％以上的Ti，能够得到奥氏体的再结晶及晶粒生长的抑制效果。Ti含量优选为0.08％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.20％，则会生成起因于TiN的夹杂物，钢板的韧性劣化。因此，将Ti的含量设定为0.20％以下。Ti含量优选为0.16％以下。
<Nb：0.00％～0.10％>
Nb是用于抑制机架间的奥氏体的再结晶及晶粒生长而有效的元素。通过抑制机架间的奥氏体的再结晶，能够使应变进一步蓄积。为了实质上得到机架间的奥氏体的再结晶及晶粒生长的抑制效果，优选将Nb含量设定为0.01％以上。另一方面，Nb含量超过0.10％时，其效果饱和。因此，即使是在含有Nb的情况下，也将Nb含量的上限设定为0.10％。Nb含量的更优选的上限为0.06％以下。
<Ca：0.0000％～0.0060％>
Ca是具有在钢液的脱氧时使大量微细的氧化物分散、将钢板的组织微细化的效果的元素。另外，Ca是将钢中的S以球形的CaS的形式固定、抑制MnS等延伸夹杂物的生成从而提高韧性的各向异性的元素。为了实质上得到这些效果，优选将Ca含量设定为0.0005％以上。另一方面，即使Ca含量超过0.0060％，其效果也饱和。因此，即使是在含有Ca的情况下，也将Ca的含量的上限设定为0.0060％。Ca含量的更优选的上限为0.0040％。
<Mo：0.00％～0.50％>
Mo是对铁素体的析出强化有效的元素。为了实质上得到该效果，优选将Mo含量设定为0.02％以上。Mo含量更优选为0.10％以上。另一方面，如果Mo含量变得过量，则板坯的开裂敏感性提高，板坯的处理变得困难。因此，即使是在含有Mo的情况下，也将Mo含量的上限设定为0.50％。Mo含量的更优选的上限为0.30％。
<Cr：0.0％～1.0％>
Cr是对提高钢板的强度有效的元素。为了实质上得到该效果，优选将Cr含量设定为0.02％以上。Cr含量更优选为0.1％以上。另一方面，如果Cr含量变得过量，则延展性降低。因此，即使是在含有Cr的情况下，也将Cr含量的上限设定为1.0％。Cr含量的更优选的上限为0.8％。
接下来，对本实施方式的热轧钢板的组织进行说明。
本实施方式的热轧钢板具有原奥氏体晶粒微细地再结晶而成的组织。抗拉强度为1180MPa级以上时，原奥氏体晶粒的平均粒径会大大地依赖于韧性，因此对于所相变的组织即钢板组织没有要求。为了降低韧性的绝对值和各向异性，优选为单相，在高强度钢中经常使用马氏体单相。
为了提高韧性，一直以来已知的是，使原奥氏体组织变得微细是有效的。作为其手段，一般是提高未再结晶奥氏体的累积压下率、制成扁平组织。但是，在像汽车用钢板的碰撞特性那样伴随复杂的变形的情况下，仅一个方向的韧性高是无法得到良好的特性的，需要改善相对于轧制方向的各向异性。于是，本发明的发明者进行了深入研究，发现：韧性的龟裂传播特性大大依赖于原奥氏体组织的形状，还发现：为了降低各向异性，使其以奥氏体进行再结晶、发生多边形化是有效的。此外，如果为了促进再结晶而使热轧温度高温化，则晶粒会粗大化，因此为了抑制其粗大化，发现了在热轧的最终机架中将应变速度和轧制温度设定为适当范围的方法。通过该方法，仅使其在最终机架中显现再结晶，能够得到细粒的奥氏体再结晶组织，变得能够得到具有1180MPa以上的抗拉强度且具备优异的韧性的钢板。
<包含粒径的长宽比的平均值为2.0以下、平均粒径为0.1μm～3.0μm及粒度分布的标准偏差/平均粒径即变动系数为0.40以上的原奥氏体晶粒以及相对于无规试样的{001}<110>的X射线衍射强度比为2.0以上的织构的金属组织>
在本实施方式的钢板的L截面中，距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织包含：长宽比的平均值为2.0以下、平均粒径为0.1μm～3.0μm及粒度分布的标准偏差/平均粒径即变动系数为0.40以上的原奥氏体晶粒；以及相对于无规试样的{001}<110>的X射线衍射强度比为2.0以上的织构。
原奥氏体晶粒的长宽比是轧制方向的平均晶体粒径除以厚度方向的平均晶体粒径而得到的比。L截面是指按照与板厚方向和轧制方向平行地通过钢板的中心轴的方式切断而得到的面。
原奥氏体晶粒的长宽比的平均值超过2.0时，会产生韧性的各向异性，与轧制方向平行的龟裂传播特性变得低劣。原奥氏体晶粒的长宽比在下述情况下存在变高的倾向：由于蓄积应变不充分、轧制温度为低温或者这两者，从而导致无法充分地得到奥氏体的再结晶率。为了进一步减小或完全消除各向异性，原奥氏体晶粒的长宽比优选为1.7以下，更优选为1.5以下，进一步优选为1.3以下，进一步更优选为1.1以下，进一步更优选为1.0。
原奥氏体晶粒的平均粒径为当量圆直径的平均值。
原奥氏体晶粒的平均粒径低于0.1μm时，钢板的加工硬化特性消失，因此在热轧后制成卷材时或者在下一工序中将卷材解开时变得容易产生开裂。另一方面，如果超过3.0μm，则在高强度化的钢板中低温韧性变得低劣。原奥氏体晶粒的平均粒径优选为0.5μm～2.5μm，更优选为0.7μm～2.4μm，进一步优选为1.0μm～2.3μm。
变动系数是由原奥氏体晶粒的粒径的“标准偏差”/“平均粒径”来算出。如果在热轧中施加高应变而显现再结晶，则刚再结晶后的晶粒和再结晶后生长的晶粒会混合存在。因此，原奥氏体晶粒的粒径的标准偏差变大，变动系数变大。由于龟裂的传播被细粒区域抑制，因此越细粒且变动系数越高，则钢板的韧性越发提高。变动系数为0.40以上时可得到优异的韧性。变动系数优选为0.45以上，更优选为0.50以上，进一步优选为0.55以上。变动系数的上限没有特别限定，例如也可以设定为0.80。
对钢板的L截面中距离钢板的表面为厚度的1/4位置进行镜面研磨后，用3％硝酸乙醇(3％硝酸―乙醇溶液)进行腐蚀，用扫描型电子显微镜(SEM)对显微组织进行观察，能够测定原奥氏体晶粒的长宽比、平均粒径及粒度分布的标准偏差。具体而言，对在1个视场中观察到约10000个晶粒的范围通过SEM观察进行拍摄，使用图像解析软件(WinROOF)进行图像解析，能够算出原奥氏体晶粒的平均粒径、长宽比的平均值及粒度分布的标准偏差。
在本实施方式的钢板的L截面中距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织还包含相对于无规试样的{001}<110>取向的X射线衍射强度比(以下，也称为X射线无规强度比)为2.0以上的织构。
由于与轧制面垂直且与轧制方向平行的{001}<110>取向的X射线无规强度比越大，则晶体取向对轧制方向及其垂直方向的韧性给予的影响变得越小，因此L方向及C方向的各向异性降低。相对于无规试样的{001}<110>取向的X射线无规强度比优选为3.0以上，更优选为4.0以上。
X射线无规强度比是在X射线衍射测定中作为测定对象的热轧钢板试样的X射线强度相对于具有无规的取向分布的粉末试样的X射线强度的强度比，采用使用了适宜的X射线管球的衍射仪法进行α{002}面的X射线衍射强度测定，通过与无规样品的衍射强度的比较进行测定。
在利用X射线衍射进行测定困难的情况下，也可以使用EBSD(电子背散射衍射；Electron Back Scattering Diffraction Pattern)法，在像素的测定间隔为平均粒径的1/5以下、能够测定5000个以上晶粒的区域进行测定，由极点图或ODF(取向分布函数；Orientation Distribution Function)的分布来测定X射线无规强度比。
<抗拉强度为1180MPa以上>
本实施方式的热轧钢板设想是应用于汽车等的碰撞安全性的提高或车体轻量化，将抗拉强度设定为1180MPa以上。抗拉强度的上限没有特别设定，优选为进行了韧性的评价的2000MPa以下。
接下来，对本实施方式的热轧钢板的制造方法进行说明。
本实施方式的热轧钢板的制造方法包含以下的(a)～(e)的工序：
(a)将具有上述的成分组成的板坯加热至1100℃以上且低于1350℃的加热工序；
(b)将加热后的板坯使用具有4个以上的多个机架的轧机进行轧制的轧制工序，该工序中，多个机架中最后4个机架的合计长度为18m以下，最后4个机架的前后的板厚减少满足下述的式1，
1.2≤ln(t0/t)≤3.0 (式1)
其中，t0为即将进入最后4个机架之前的板厚，t为刚从最后4个机架出来之后的板厚；
(c)最后4个机架的最终机架中的应变速度和最终机架中的轧制温度满足下述的式2及式3的工序，
11.0≤log(v×exp(33000/(273+T))≤15.0 (式2)
T≥Ar3点 (式3)
其中，v为最终机架中的应变速度(/秒)，T为最终机架中的轧制出口侧温度(℃)；
(d)在轧制结束后1.0秒以内开始冷却，在从精轧温度到750℃为止的温度范围以100℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的冷却工序；及
(e)在冷却工序后进行卷取的卷取工序。
以下对各工序进行说明。
<加热工序>
在热轧(热轧制)之前，对板坯进行加热。在对通过连续铸造等而得到的具有与本实施方式的热轧钢板相同的化学组成的板坯进行加热时，加热的温度低于1100℃时，板坯的均质化变得不充分。这种情况下，所得到的钢板的强度、加工性降低。另一方面，如果加热温度变成1350℃以上，则初期的奥氏体粒径变大，按照原奥氏体晶粒的平均粒径成为3.0μm以下的方式制作钢板的组织变得困难。因此，将加热温度设定为1100℃以上且低于1350℃。
<轧制工序>
在轧制工序中，在使用具有4个以上的多个机架的轧机连续地对钢板进行轧制的连轧(串联式轧制)中，控制上述多个机架中的最后4个机架的总距离、上述4个机架中进行轧制的累积应变(板厚减少)以及最终机架中的轧制温度和应变速度是重要的。由于轧机处于连轧，因此如果后端的4个连续的轧制机架中的应变为适当范围，则应变会被累积。另外，在最终机架中，通过将应变速度和轧制温度优化，能够通过所累积的应变使其以奥氏体进行再结晶。通常来说，热轧的精轧机架为6段或7段是主流。当然，并不限于该段数，但本发明中，控制该多个机架内的最后的4段轧制而将应变量、应变速度设定为适当范围。
具体而言，将上述4个以上的多个机架按照最后4个机架的合计长度为18m以下的方式进行配置。由于钢板是被连结的连轧，因此如果上述4个以上的机架中的最终机架中的应变速度得以优化，则能够将最后4个机架之间的道次间时间(3个)调整为能够累积应变的轧制速度和压下率。即，如果最终机架出口侧的轧制速度及压下率确定，则之前的机架的轧制速度就确定。例如，最终前1个机架的轧制速度＝最终机架的轧制速度×(1-最终机架的压下率)。另外，道次间时间＝道次间距离/最终前1个机架的轧制速度。因此，由道次间距离和累积的真应变(板厚减少)，能够求出全部的机架的道次间时间和应变速度。最后4个机架的合计长度超过18m时，由于道次间时间变长，因此无法累积再结晶所需要的应变，原奥氏体晶粒的长宽比变大，X射线无规强度比变小。从容易地进行道次间的控制的观点考虑，最后4个机架的合计长度的下限值优选为10m以上。
在最后4个机架中，赋予下述式1的应变。
1.2≤ln(t0/t)≤3.0 (式1)
其中，ln(t0/t)表示累积板厚减少的真应变(对数应变)，t0为即将进入最后4个机架之前的板厚，t为刚从最后4个机架出来之后的板厚。ln(t0/t)的值低于1.2时，在最终机架中不会被赋予再结晶所需要的应变，原奥氏体的长宽比变大。ln(t0/t)的值超过3.0时，板厚减少过大从而道次间时间变长，因此在最终机架中不会被赋予充分的应变，变得无法再结晶，原奥氏体的长宽比变大。
在最后4个机架的最终机架中，在满足下述式2及式3的应变速度和轧制温度下进行轧制。
11.0≤log(v×exp(33000/(273+T))≤15.0 (式2)
T≥Ar3点 (式3)
其中，v为最终机架中的应变速度(/秒)，T为最终机架中的轧制出口侧温度(℃)。式2基于应变速度和温度的函数即Zener-Hollomon因子(Z因子)而导出：
(应变速度、T：温度、Q：表观的活化能、R：气体常数)。log(v×exp(33000/(273+T))的值低于11.0时，应变速度慢或轧制温度高或者这两者都有，因此所得到的原奥氏体晶粒的平均粒径粗大化。log(v×exp(33000/(273+T))的值超过15.0时，应变速度快或轧制温度低或者这两者，因此奥氏体无法再结晶，长宽比变大，X射线无规强度比变小。另外，应变速度对奥氏体的再结晶粒的生长时间也有影响。即，应变速度越慢，则再晶体粒径的标准偏差变得越大。另一方面，如果应变速度过快，则变得无法确保热精轧中的再结晶所需要的时间，因此不会引起再结晶。此外，只要应变速度与轧制温度的关系满足上述式2，则对各自的值没有制约。但是，为了使原奥氏体粒径的长宽比落入规定的范围，需要使其以奥氏体单相进行再结晶。如果在轧制中产生铁素体，则奥氏体的再结晶被铁素体抑制，晶体粒径变得扁平，因此轧制出口侧必须以奥氏体单相进行。在最后4个机架的最终机架中，需要满足式2、并且满足式3。T为最终机架中的轧制出口侧温度，在本实施方式的热轧钢板的制造方法中通过T为Ar3点以上，能够得到1180MPa以上的抗拉强度。Ar3点由以下的式子来算出：
Ar3＝901-325×C+33×Si-92×Mn+287×P。
<冷却工序>
在轧制结束后，为了将通过轧制而制成的再结晶奥氏体组织保持微细，在1.0秒以内开始冷却，在从精轧温度到750℃为止的温度范围以100℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。冷却开始时间超过1.0秒时，从显现再结晶到冷却开始为止需要时间，因此通过奥斯特瓦尔德生长使得细粒区域被粗大晶粒吸收，原奥氏体晶粒变大，变动系数变小，韧性降低。冷却速度低于100℃/秒时，在冷却中也会发生奥氏体的晶粒生长，原奥氏体晶粒的平均粒径粗大化，变动系数变小。由于低于750℃的冷却速度对奥氏体粒径的影响小，因此能够自由地选择用于得到目标热轧组织的冷却速度。
冷却速度的上限没有特别限定，但考虑设备制约等，另外，为了使板厚方向的组织分布变得更均匀，优选为600℃/秒以下。为了将原奥氏体粒径更稳定地维持为细粒，冷却停止温度优选冷却至550℃以下。
<卷取工序>
对于由在冷却工序中制成的奥氏体组织相变而得到的组织没有制约。在热轧的状态下将热轧钢板制成制品的情况下，为了更稳定地确保1180MPa以上的抗拉强度，优选在低于550℃进行卷取。在下一工序中进行冷轧的情况下，为了降低冷轧时的负荷，优选在550℃以上且低于750℃进行卷取、软质化。
(其它的工序)
就本实施方式的热轧钢板而言，酸洗、冷轧及之后的加工不是必需的，但也可以对所制作的热轧钢板进行酸洗、冷轧。
例如，为了除去热轧钢板的表面的氧化皮，也可以实施酸洗处理、实施冷轧工序来调整钢板的板厚。冷轧工序的条件没有特别限定，但从加工性、板厚精度的观点考虑，冷轧率优选为30％～80％。通过将冷轧率设定为80％以下，能够抑制钢板边缘的开裂、因加工硬化而引起的过度的强度上升。
也可以对冷轧钢板进行退火。为了抑制在热轧中制成的奥氏体粒径粗大化，退火的最高温度优选为900℃以下。另一方面，从防止由再结晶引起的制作轧制组织花费长时间的生产率的观点出发，优选为500℃以上。在退火后，也可以实施以矫正形状、调整表面粗糙度为目的的调质轧制。在调质轧制中，为了不残留轧制加工组织，优选将压下率设定为1.0％以下。
为了提高表面的耐蚀性，热轧钢板也可以实施电镀、热浸镀或合金化热浸镀。在镀覆工序中，在赋予热的情况下，为了抑制在热轧工序中制成的奥氏体粒径粗大化，优选为900℃以下。在镀覆后，也可以进一步实施以矫正形状、调整粗度为目的的调质轧制。在调质轧制工序中，为了不残留轧制加工组织，优选将压下率设定为1.0％以下。在对热轧钢板进行冷轧的情况下，也可以对冷轧钢板实施上述的电镀、热浸镀或合金化热浸镀及调质轧制。
实施例
以下，对本发明的热轧钢板列举出实施例进行具体说明。但是，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限于下述实施例。只要不脱离本发明的主旨、可达成本发明的目的，则也可以在可适合于主旨的范围内适当加以变更来实施。因而，本发明可采用各种条件，它们均包含在本发明的技术特征中。
将具有表1中所示的化学组成及Ar3点的钢在转炉中进行熔炼，通过连续铸造制成厚度为230mm的板坯。之后，将板坯加热至1200℃～1250℃的温度，进行粗轧后，以表2中所示的加热温度、精轧温度、冷却速度及卷取温度进行加热、精轧、冷却及卷取，制造了热轧钢板。
表2中还示出了所使用的钢种成分、精轧条件及钢板的板厚。表2中，“应变速度”为连续的精轧机架的最终机架中的应变速度，“入厚”为在4个以上的多个机架连续的精轧机中即将进入最后4个机架之前的入口侧厚度，“出厚”为刚从最后4个机架出来之后的出口侧厚度，“机架长”为多个机架中的最后4个机架的合计长度，“开始时间”为从最终机架的精轧结束到冷却开始为止的时间，“冷却速度”为从精轧温度到750℃为止的平均冷却速度以及“卷取温度”为冷却结束后的卷取温度。
[表1]
[表2]
对于像这样操作而得到的钢板，对钢板的L截面中距离表面为板厚的1/4的位置进行镜面研磨后，用3％硝酸乙醇(3％硝酸―乙醇溶液)进行腐蚀，对在1个视场中观察到约10000个晶粒的范围通过SEM观察进行拍摄，使用图像解析软件(WinROOF)进行图像解析，算出了原奥氏体晶粒的平均粒径、粒度分布的标准偏差及长宽比的平均值。将粒度分布的标准偏差除以平均粒径而算出了变动系数。
在本实施方式的钢板的L截面中距离表面为厚度的1/4位置处的中央部，使用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern)法，在像素的测定间隔为平均粒径的1/5以下、能够测定5000个以上晶粒的区域，由极点图或ODF(Orientation DistributionFunction)的分布测定了{001}<110>取向的X射线无规强度比。
对于钢板的拉伸试验，沿钢板的轧制宽度方向(C方向)采集JIS5号试验片，依据JISZ2241评价了抗拉强度：TS(MPa)。
作为钢板的韧性评价，测定了延展性脆性转变温度。关于延展性脆性转变温度的测定，采用JISZ2242中规定的2.5mm小尺寸的V型缺口试验片进行C方向缺口的夏比冲击试验，将脆性断面率(脆性断口率)成为50％的温度设定为延展性脆性转变温度。另外，对于钢板的最终板厚低于2.5mm的样品，以全厚进行了测定。如果延展性脆性转变温度为-50℃以下则设定为合格。对于各向异性，在-60℃测定C方向缺口和L方向缺口的吸收能，算出其比(L方向/C方向)，如果为0.6～1.0，则设定为各向异性优异。
表2中示出了原奥氏体粒径(原γ粒径)、原奥氏体晶粒的变动系数、原奥氏体晶粒的长宽比、{001}<110>取向的X射线无规强度比、抗拉强度、延展性脆性转变温度及各向异性的测定结果。如表2中所示的那样，本发明例的抗拉强度为1180MPa以上，转变温度为-50℃以下，强度和韧性优异。
与此相对，就试验编号6而言，由于式1的值变得低于1.2，最后4个机架中的累计应变不足，因此奥氏体无法再结晶，长宽比变得超过2.0。因此，各向异性变得低于0.6。
就试验编号15而言，由于式1的值变得超过3.0，最后4个机架中的板厚减少过大，道次间时间变长，因此无法赋予再结晶所需要的应变，长宽比高达超过2.0，各向异性变得低于0.6。
就试验编号17而言，由于轧制精轧温度较低，式2的值超过15.0，奥氏体无法再结晶，因此长宽比高从而X射线无规强度比小(织构的聚集度低)，各向异性变得低于0.6。
就试验编号24而言，由于轧制精轧温度高且应变速度慢，因此式2的值变得低于11.0，由于奥氏体晶粒的平均粒径粗大化，因此转变温度超过-50℃，韧性低劣。
就试验编号28而言，由于冷却开始时间长达超过1.0秒，显现再结晶后至冷却开始为止花费了时间，因此通过奥斯特瓦尔德生长使得细粒区域被粗大晶粒吸收，原奥氏体晶粒变大，变动系数也小，因此韧性低劣。
就试验编号32而言，由于最后4个机架的机架长超过18m，道次间时间长，再结晶所需要的应变无法蓄积，因此长宽比大从而X射线无规强度比小(织构的聚集度低)，各向异性变得低于0.6。
就试验编号34而言，由于精轧温度低于了表1中记载的Ar3点，因此抗拉强度变低。进而，最后4个机架中的累计应变小从而式1的值低于1.2，进而轧制精轧温度低从而式2的值超过15.0，长宽比大从而X射线无规强度比小(织构的聚集度低)，各向异性变得低于0.6。
就试验编号35而言，最后4个机架中的累计应变小从而式1的值低于1.2，进而最后4个机架的机架长超过18m，长宽比大从而X射线无规强度比变小(织构的聚集度变低)。因此，各向异性变得低于0.6。

Claims (3)

1.一种热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有：
C：0.10％～0.50％、
Si：0.10％～3.00％、
Mn：0.5％～3.0％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：1.00％以下、及
N：0.010％以下，
剩余部分由Fe及杂质构成，
其中，在L截面中距离表面为厚度的1/4位置处的金属组织包含：长宽比的平均值为2.0以下、平均粒径为0.1μm～3.0μm及粒度分布的标准偏差/平均粒径即变动系数为0.40以上的原奥氏体晶粒；以及相对于无规试样的{001}<110>取向的X射线衍射强度比为2.0以上的织构，
所述热轧钢板具有1180MPa以上的抗拉强度。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有选自Ti：0.02％～0.20％、Nb：0.00％～0.10％、Ca：0.0000％～0.0060％、Mo：0.00％～0.50％及Cr：0.0％～1.0％中的1种或2种以上。
3.权利要求1或2所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，包含以下所示的工序(a)～(e)：
(a)将具有权利要求1或2所述的成分组成的板坯加热至1100℃以上且低于1350℃的加热工序；
(b)将所述加热后的板坯使用具有4个以上的多个机架的轧机进行轧制的轧制工序，在所述工序中，所述多个机架中最后4个机架的合计长度为18m以下，所述最后4个机架的前后的板厚减少满足下述的式1，
1.2≤ln(t0/t)≤3.0 (式1)
其中，t0为即将进入所述最后4个机架之前的板厚，t为刚从所述最后4个机架出来之后的板厚；
(c)所述最后4个机架的最终机架中的应变速度和所述最终机架中的轧制温度满足下述的式2及式3的工序，
11.0≤log(v×exp(33000/(273+T))≤15.0 (式2)
T≥Ar3点 (式3)
其中，v为所述最终机架中的应变速度(/秒)，T为所述最终机架中的轧制出口侧温度(℃)；
(d)在所述轧制结束后1.0秒以内开始冷却，在从精轧温度到750℃为止的温度范围以100℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的冷却工序；及
(e)在所述冷却工序后，进行卷取的卷取工序。
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