CN110832095A

CN110832095A - 热轧钢板及其制造方法

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Publication number: CN110832095A
Application number: CN201880042579.4A
Authority: CN
Inventors: 平岛哲矢; 丰田武
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2017-08-09
Filing date: 2018-08-09
Publication date: 2020-02-21
Anticipated expiration: 2038-08-09
Also published as: JP6468410B1; EP3666916B1; EP3666916A1; BR112019026926A2; TW201910534A; US11326235B2; TWI654319B; KR102378147B1; WO2019031583A1; EP3666916A4; JPWO2019031583A1; CN110832095B; US20200224294A1; MX2019015358A; KR20200011458A

Abstract

本发明的一个方案的热轧钢板具有规定的化学成分，其中，板厚为1/4深度的位置并且板宽中央位置处的金属组织包含90体积％以上的马氏体和0体积％～10体积％的剩余组织，上述剩余组织为贝氏体或铁素体中的一者或两者，L方向的晶粒的平均长度为0.2μm～5.0μm，C方向的晶粒的平均长度为0.1μm～5.0μm，并且上述L方向的晶粒的平均长度即L方向晶粒长与上述C方向的晶粒的平均长度即C方向晶粒长之比为0.2≤C方向晶粒长/L方向晶粒长≤5.0，抗拉强度为1180MPa以上。

Description

热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适宜作为汽车的结构部件和骨架、卡车车架的原材料的强度和韧性优异、韧性的各向同性也优异的热轧钢板及其制造方法。

本申请基于2017年8月9日在日本申请的特愿2017-154294号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

从保护地球环境的观点出发，汽车排气限制被强化，提高汽车的燃油效率被视为课题。在这样的状况下，要求汽车用钢板的高强度化及薄壁化，作为汽车用部件的原材料，正在特别积极地应用高强度热轧钢板。特别是具有抗拉强度为1180MPa以上的高强度热轧钢板作为可飞跃地提高汽车的燃油效率的原材料而受到关注。

然而，一般而言，伴随着钢板的高强度化，韧性会降低。因此，为了赋予作为汽车用部件所要求的韧性，进行了各种研究。

例如，在专利文献1中提出了一种高强度热轧钢板的制造方法，其是将以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.60％以下、Mn：0.10～2.50％、sol.Al：0.004～0.10％、Ti：0.04～0.30％、B：0.0005～0.0015％、剩余部分包含铁及不可避免的杂质的钢坯在至少从1100℃到TiC的固溶化温度～1400℃的加热温度为止的温度区域以150℃/小时以上的升温速度进行加热，将加热温度下的保定时间设定为5分钟～30分钟，之后进行热轧。另外，在专利文献1中，公开了通过将微量的Ti作为析出强化元素、并且利用微量的固溶B作为使冷却时的相变温度降低的奥氏体的稳定化元素，从而使铁素体组织微细化，可得到具有抗拉强度为1020MPa左右的高强度和断口转变临界温度为-70℃左右的高韧性的高强度热轧钢板。

在专利文献2中提出了一种高强度热轧钢板的制造方法，其是通过将以质量％计含有C：0.05～0.18％、Si：1.0％以下、Mn：1.0～3.5％、P：0.04％以下、S：0.006％以下、Al：0.10％以下、N：0.008％以下、Ti：0.05～0.20％、V：超过0.1且为0.3％以下、剩余部分包含铁及不可避免的杂质的钢坯加热至1200℃以上，实施包含粗轧和将1000℃以下的累积压下率设定为50％以上、将精轧结束温度设定为820℃～930℃的精轧的热轧后，在4.0秒以内开始冷却，以20℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在300℃～450℃进行卷取，由此制造具有以贝氏体作为主体、贝氏体的板条的平均板条间隔为400nm以下、并且板条的平均长轴长度为5.0μm以下的金属组织的韧性优异的高强度热轧钢板。

在专利文献3中提出了一种高强度热轧钢板的制造方法，其是通过将以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.8～1.5％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％、Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.0％、B：0.0005～0.0050％、剩余部分包含铁及不可避免的杂质的钢坯加热至1100～1250℃，实施将精轧入侧温度设定为900～1100℃的范围、将精轧出侧温度设定为800～900℃的范围、将再结晶奥氏体区域中的累积压下率设定为60～90％的精轧后，立即开始冷却，以马氏体生成临界冷却速度以上的冷却速度从冷却开始起在30秒以内冷却至(Ms点+50℃)以下的冷却停止温度，接着在(冷却停止温度±100℃)的温度范围保持10～60秒后，进行卷取，由此制造具有以马氏体或回火马氏体作为主相、轧制方向截面中的原奥氏体晶粒的长宽比为3～18的金属组织的低温韧性优异的高强度热轧钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平5-345917号公报

专利文献2：日本特开2014-205889号公报

专利文献3：日本特开2011-52321号公报

发明内容

发明所要解决的课题

然而，就专利文献1及2中记载的技术而言，金属组织为铁素体或贝氏体主体，有可能难以制造兼具高强度和高韧性的热轧钢板。

另外，就专利文献3中记载的技术而言，必须添加Nb、Ti、Mo及Cr，从经济性的观点出发不优选，而且，有可能在与钢板的轧制方向平行的方向(L方向)及与板宽方向平行的方向(C方向)这两者上韧性不优异，韧性的各向异性大。

本发明的目的是解决上述的现有技术的课题，提供强度及韧性优异、韧性的各向同性也优异的比较低合金的热轧钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明的发明者们为了解决上述课题，对于给高强度热轧钢板的韧性造成的各种要因进行了深入研究。其结果是，本发明的发明者们发现了：在如专利文献3那样的利用以往的图像解析而进行的粒径测定中，在金属组织为包含马氏体的复杂组织的情况下，无法取得粒径的长宽比与韧性的各向异性的相关性。因此，本发明的发明者们着眼于对试样截面测定一维的晶粒长度的切片法，算出与轧制方向平行的方向(L方向)的晶粒的平均长度和与板宽方向平行的方向(C方向)的晶粒的平均长度，调查了它们的比和韧性的各向异性，结果发现了：它们显示有强的相关性。具体而言，本发明的发明者们发现了：将相邻的晶粒的取向差为5°以上者定义为一个晶粒，通过具有由切片法算出的情况下的与轧制方向平行的方向(L方向)的晶粒的平均长度为0.2μm～5.0μm、与板宽方向平行的方向(C方向)的晶粒的平均长度为0.1μm～5.0μm、并且L方向的晶粒的平均长度(L方向晶粒长)与C方向的晶粒的平均长度(C方向晶粒长)之比成为0.2≤C方向晶粒长/L方向晶粒长≤5.0的马氏体为主相的金属组织，可得到具有抗拉强度为1180MPa以上的强度、并且韧性及韧性的各向同性优异的热轧钢板。

另外，本发明的发明者们发现了：为了制造具有上述的金属组织的热轧钢板，下述操作是重要的：在将C、Si、Mn、P、S、Al、N及Ti分别在恰当范围内进行调整的基础上，实施未再结晶γ区域中的累积压下率为70％以上、道次间时间为0.2秒～10.0秒、并且在各道次中下述式(1)所表示的A值满足0.05≤A≤23.0的精轧后，以马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)以上的冷却速度立即开始冷却，在卷取温度300℃以下进行卷取。

其中，上述式(1)中的n为辊转速(rpm)，r为压下率(％)，H为轧制入侧板厚(mm)。

本发明是基于上述发现，进一步反复研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。

[1]根据本发明的一方案的热轧钢板，其化学成分以质量％计含有：

C：0.06％～0.20％、

Si：1.0％以下、

Mn：超过1.5％且为3.5％以下、

P：0.040％以下、

S：0.004％以下、

Al：0.10％以下、

N：0.004％以下、

Ti：0.04％～0.20％、

Nb：0％～0.04％、

Mo：0％～1.0％、

Cu：0％～0.5％、

Ni：0％～0.5％、

剩余部分包含Fe及杂质，

其中，板厚为1/4深度的位置并且板宽中央位置处的金属组织包含90体积％以上的马氏体和0体积％～10体积％的剩余组织，上述剩余组织为贝氏体或铁素体中的一者或两者，与轧制方向平行的方向即L方向的晶粒的平均长度为0.2μm～5.0μm，与板宽方向平行的方向即C方向的晶粒的平均长度为0.1μm～5.0μm，并且上述L方向的晶粒的平均长度即L方向晶粒长与上述C方向的晶粒的平均长度即C方向晶粒长之比为0.2≤C方向晶粒长/L方向晶粒长≤5.0，

所述热轧钢板的抗拉强度为1180MPa以上。

[2]根据上述[1]所述的热轧钢板，其中，在板厚为1/4深度的位置并且板宽中央位置处的金属组织中，在将上述L方向的原奥氏体晶粒的平均长度设定为L方向原γ晶粒长、将上述C方向的原奥氏体晶粒的平均长度设定为C方向原γ晶粒长时，上述L方向原γ晶粒长与上述C方向原γ晶粒长之比也可以为0.03≤C方向原γ晶粒长/L方向原γ晶粒长≤0.40。

[3]根据上述[1]或[2]所述的热轧钢板，其中，上述化学成分也可以以质量％计含有选自Nb：0.01％～0.04％、Mo：0.01％～1.0％、Cu：0.01％～0.5％、Ni：0.01％～0.5％中的1种或2种以上。

[4]根据本发明的另一方案的热轧钢板的制造方法，其具有以下的(a)～(d)的工序：

(a)加热工序，其中，将包含上述[1]所述的化学成分的钢原材料加热至1200℃～1350℃；

(b)精轧工序，其是使加热后的上述钢原材料在多个轧机机架中连续通过而进行轧制的精轧工序，其中，将精轧开始温度设定为800℃以上，按照在上述的各轧机机架中由下述式(1)规定的A值满足0.05≤A≤23.0的方式进行轧制，并且将各轧机机架间的道次间时间设定为0.2秒～10.0秒，进而将最终轧机机架出侧温度设定为800℃～950℃，并且将800℃～950℃的累积压下率设定为70％以上；

(c)冷却工序，其中，在精轧后的10.0秒以内开始冷却，并且以由下述式(2)及下述式(3)规定的马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)以上的平均冷却速度进行冷却；及

(d)卷取工序，其中，在冷却后，以卷取温度为300℃以下进行卷取，

V＝10^{2.94-0.75(β-1)} (2)

β＝2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo (3)

其中，上述式(1)中的n为辊转速(rpm)，r为压下率(％)，H为轧制入侧板厚(mm)，上述式(3)中的C、Si、Mn、Ni、Mo为各元素的质量％，在不含有Ni、Mo的情况下，在Ni、Mo的项中代入0质量％。

发明效果

根据本发明的上述方案，能够得到强度和韧性优异、韧性的各向同性也优异的比较低合金的热轧钢板。根据本发明的上述方案，能够得到例如具有延脆转变温度在与轧制方向平行的方向(L方向)及与板宽方向平行的方向(C方向)上均为-60℃以下的高韧性的热轧钢板。因此，如果将本发明的上述方案的热轧钢板应用于汽车的结构部件、骨架或卡车的车架等，则能够确保汽车的安全性并减轻车体重量，能够降低环境负荷。

另外，根据本发明的上述另一方案，能够稳定地制造具有抗拉强度为1180MPa以上的高强度、并且韧性及韧性的各向同性优异的热轧钢板，能够发挥产业上显著的效果。

具体实施方式

以下，对本实施方式的热轧钢板及其制造方法进行具体说明。

首先，对本实施方式的热轧钢板(以下，有时简记为钢板)的化学成分的限定理由进行说明。需要说明的是，以下的表示化学成分的“％”全部是指“质量％”。

C：0.06％～0.20％

C是为了提高钢的淬透性、生成低温相变相即马氏体而得到热轧钢板的强度所需要的元素。为了得到所期望的强度，需要0.06％以上的C含量。另一方面，如果C含量超过0.20％，则使钢板的加工性及焊接性劣化。因此，C含量为0.06％～0.20％。优选C含量为0.08％以上、另外为0.18％以下。

Si：1.00％以下

Si是抑制使钢板的韧性劣化的粗大的氧化物、渗碳体的生成、也有助于固溶强化的元素，但如果Si含量超过1.00％，则钢板的表面性状显著劣化，化学转化处理性、耐蚀性降低。因此，Si含量设定为1.00％以下。从抑制粗大的氧化物、渗碳体的生成而有助于固溶强化的观点出发，Si含量优选为0.01％以上，更优选为0.40％以上。另外，Si含量优选为0.80％以下。

Mn：超过1.5％且为3.5％以下

Mn是固溶于钢中而有助于钢的强度提高、并且提高淬透性的元素。为了得到这样的效果，需要将Mn含量设定为超过1.5％。另一方面，如果Mn含量超过3.5％，则不仅上述效果饱和，而且形成由凝固偏析而产生的带状组织从而钢板的加工性及耐延迟断裂特性降低。因此，将Mn含量设定为超过1.5％且为3.5％以下。Mn含量优选为1.8％以上、2.0％以上，另外，优选为3.0％以下。

P：0.040％以下

P是固溶于钢中而有助于钢的强度提高的元素，但也是偏析于晶界、特别是偏析于原奥氏体晶界而引起钢板的低温韧性、加工性的降低的元素。因此，P含量优选尽可能降低，优选设定为0％，但可以容许0.040％以下的P含量。因此，P含量设定为0.040％以下。但是，即使过度降低P含量也得不到与精炼成本的增大相称的效果，因此P含量优选设定为0.003％以上、0.005％以上。另外，P含量优选设定为0.030％以下、0.020％以下。

S：0.004％以下

S是与钢中的Ti或Mn结合而形成粗大的硫化物、使热轧钢板的加工性降低的元素。因此，S含量优选尽可能降低，优选设定为0％，但可以容许0.004％以下的S含量。因此，S含量设定为0.004％以下。但是，即使过度降低S含量也得不到与精炼成本的增大相称的效果，因此S含量优选设定为0.0003％以上、0.0005％以上、0.001％以上。另外，S含量优选设定为0.003％以下、0.002％以下。

Al：0.10％以下

Al是在炼钢阶段作为脱氧剂起作用、对提高钢的洁净度有效的元素。但是，如果过量地含有Al，则会引起氧化物系夹杂物的增加，使热轧钢板的韧性降低，并且成为瑕疵产生的原因。因此，Al含量设定为0.10％以下。Al含量优选为0.005％以上、0.01％以上，另外，优选为0.08％以下。

N：0.004％以下

N是通过与氮化物形成元素结合而以氮化物的形式在钢中析出、有助于晶粒的微细化的元素，因此N含量优选设定为0.0005％以上。但是，N在高温下容易与Ti结合而以粗大的氮化物的形式析出，粗大的氮化物会使热轧钢板的韧性降低。因此，将N含量设定为0.004％以下。N含量更优选为0.001％以上，另外，优选为0.003％以下。

Ti：0.04％～0.20％

Ti通过在钢中形成微细的碳氮化物而将晶粒微细化，从而使热轧钢板的强度及韧性提高。为了显现出这样的效果，需要将Ti含量设定为0.04％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.20％，则不仅上述效果饱和，而且在钢中析出大量粗大的析出物，从而使热轧钢板的韧性降低。因此，Ti含量设定为0.04％～0.20％。Ti含量优选为0.05％以上、超过0.05％，另外，优选为0.10％以下。

以上为本实施方式的热轧钢板的基本成分，但例如以进一步的韧性提高、高强度化为目的，本实施方式的热轧钢板根据需要可以含有选自Nb、Mo、Cu及Ni中的1种或2种以上。在不含有这些元素的情况下，这些元素的下限为0％。

Nb：0％～0.04％

Nb是通过形成碳氮化物来提高钢的强度的元素。为了显现出这样的效果，优选将Nb含量设定为0.01％以上。另一方面，如果Nb含量超过0.04％，则变形阻力增加，因此有可能制造时的热轧的轧制载荷增加、对轧制机的负担变得过大从而轧制操作其本身变得困难。另外，如果Nb含量超过0.04％，则有可能在钢中形成粗大的析出物从而热轧钢板的韧性降低。因此，Nb含量优选设定为0.01％～0.04％。Nb含量更优选为0.02％以上、另外为0.03％以下。

Mo：0％～1.0％

Mo是提高钢的淬透性、有助于钢板的高强度化的元素。为了得到这样的效果，优选将Mo含量设定为0.01％以上。但是，Mo由于合金成本高，所以如果含有大量Mo，则会引起成本的增加，另外如果Mo含量超过1.0％，则有可能钢板的焊接性会降低。因此，Mo含量优选设定为0.01％～1.0％。Mo含量更优选为0.02％以上、另外为0.4％以下。

Cu：0％～0.5％

Cu是固溶于钢中而有助于钢的强度提高的元素。另外，Cu也是使淬透性提高的元素。为了得到这些效果，优选将Cu含量设定为0.01％以上。但是，如果Cu含量超过0.5％，则有可能热轧钢板的表面性状会降低，化学转化处理性、耐蚀性降低。因此，Cu含量优选设定为0.01％～0.5％。Cu含量更优选为0.05％以上、另外为0.3％以下。

Ni：0％～0.5％

Ni固溶于钢中而有助于钢的强度增加，另外，使淬透性提高。为了得到这些效果，优选将Ni含量设定为0.01％以上。但是，Ni由于合金成本高，所以如果含有大量Ni，则会引起成本的增加，另外，如果Ni含量超过0.5％，则有可能使钢板的焊接性降低。因此，Ni含量优选设定为0.01％～0.5％。Ni含量更优选为0.02％以上、另外为0.3％以下。

对于除上述的元素以外的元素，也可以在不妨碍本发明的效果的范围内包含于钢板中。即，只要剩余部分实质上为铁即可。在本实施方式的钢板中，例如以提高耐延迟断裂特性为目的，也可以分别含有0.005％以下的Ca、REM等。另外，在本实施方式的钢板中，也可以含有使热加工性提高的微量元素等。

接下来，对本实施方式的热轧钢板的金属组织的限定理由进行说明。

本实施方式的热轧钢板的金属组织为包含马氏体作为主相的组织，更优选由马氏体的单相构成。具有下述金属组织：在将相邻的晶粒的取向差为5°以上者定义为一个晶粒的情况下，由切片法算出的与轧制方向平行的方向(L方向)的晶粒的平均长度为0.2μm～5.0μm，与板宽方向平行的方向(C方向)的晶粒的平均长度为0.1μm～5.0μm，L方向的晶粒的平均长度(L方向晶粒长)与C方向的晶粒的平均长度(C方向晶粒长)之比为0.2≤C方向晶粒长/L方向晶粒长≤5.0。

在本实施方式的热轧钢板中，在金属组织中包含马氏体作为主相的情况下，进一步包含剩余组织。另外，在金属组织为马氏体的单相的情况下，不包含剩余组织。

需要说明的是，所谓“90体积％以上的马氏体”是指，可以仅包含90体积％以上的马氏体，也可以包含合计为90体积％以上的马氏体及回火马氏体这两者。在本实施方式中无论哪个方案都能够确保优异的强度及韧性的各向同性，因此不需要区别马氏体和回火马氏体。

需要说明的是，回火马氏体是马氏体被回火而得到的组织，是位错密度比马氏体低的马氏体。后述的本实施方式的制造方法不包括在骤冷后以回火为目的的加热工序，但有可能通过淬火或卷取后的回热而生成回火马氏体。

在本实施方式中所谓“主相”是指该相以体积分率计为90％以上的情况。通过将主相设定为马氏体，能够得到所期望的高强度。需要说明的是，在除主相以外的剩余组织中，包含贝氏体和/或铁素体。如果剩余组织的体积分率变高，则钢板的强度降低，变得无法得到所期望的强度。因此，剩余组织以体积分率计设定为10％以下。剩余组织优选为5％以下，更优选为1％以下。

在本实施方式中所谓“单相”是指为“主相”的一个形态且该相的体积分率为100％。在金属组织为马氏体的单相的情况下的剩余组织的体积分率成为0％。

关于金属组织的测定，首先，从热轧钢板的板厚为1/4深度的位置并且板宽中央位置按照与轧制方向及板宽方向平行的截面成为观察面的方式采集扫描型电子显微镜观察用的试验片。在本实施方式中，所谓板厚为1/4深度的位置是指从钢板表面朝向板厚方向前进板厚的1/4的长度的位置。在将观察面进行镜面研磨后，用3％硝酸乙醇液进行腐蚀，使用扫描型电子显微镜，以2000倍的倍率拍摄3个视场。各测定视场设定为500μm×500μm。之后，进行图像处理，测定金属组织的种类及金属组织的面积分率。由于面积分率与体积分率实质上相同，所以将所得到的各金属组织的面积分率作为各金属组织的体积分率。

就本实施方式的热轧钢板而言，在板厚为1/4深度的位置并且板宽中央位置的金属组织中，与轧制方向平行的方向(L方向)的晶粒的平均长度为0.2μm～5.0μm，与板宽方向平行的方向(C方向)的晶粒的平均长度为0.1μm～5.0μm，并且L方向的晶粒的平均长度(L方向晶粒长)与C方向的晶粒的平均长度(C方向晶粒长)之比为0.2≤C方向晶粒长/L方向晶粒长≤5.0。L方向和/或C方向的晶粒的平均长度超过5.0μm时，L方向和/或C方向的韧性劣化。另外，如果L方向的晶粒的平均长度变得低于0.2μm或者C方向的晶粒的平均长度变得低于0.1μm，则由晶粒的细粒化带来的韧性改善的效果饱和。另一方面，如果L方向晶粒长与C方向晶粒长之比(C方向晶粒长/L方向晶粒长)变得超过5.0或变得低于0.2，则韧性的各向异性变大，在L方向及C方向这两个方向上得不到优异的韧性。因此，将L方向晶粒长(平均长度)设定为0.2μm～5.0μm，将C方向晶粒长(平均长度)设定为0.1μm～5.0μm，并且0.2≤C方向晶粒长/L方向晶粒长≤5.0。

利用切片法得到的晶粒的平均长度以如下的方式得出：例如在拍摄试样截面而得到的照片上，沿L方向及C方向分别画出总长L的100～150条线段，求出该线段所横穿的晶粒的数n，算出在照片上画出的各个线段的L/n，将它们的平均值设定为L方向及C方向各自的晶粒的平均长度。

在本实施方式中，从热轧钢板的板厚为1/4深度的位置并且板宽中央位置按照与轧制方向及板宽方向平行的截面成为观察面的方式采集背散射电子衍射(EBSP)用试验片，对观察面进行研磨后，通过电解研磨使组织露出，使用背散射电子衍射装置(EBSP装置)，以8000倍的倍率拍摄3个视场。各测定视场设定为500μm×500μm。之后，使用EBSP测定数据解析软件，将相邻的晶粒的取向差为5°以上者定义为一个晶粒。然后，沿与L方向及C方向各自平行的方向在图像上画出100～150条总长为100μm的线段，由将各直线横穿的晶粒的数目求出L/n，将它们的平均值设定为L方向及C方向各自的晶粒的平均长度。

在本实施方式中，所谓“与轧制方向平行”设定为相对于轧制方向包含±5°的范围。同样地，所谓“与板宽方向平行”设定为相对于与板宽方向平行的方向包含±5°的范围。

在本实施方式的热轧钢板中，在L方向及C方向各自上晶粒被微细化的要因并不确定，但如以下那样推测。通过以非常大的累积压下率进行精轧，使得原奥氏体晶粒沿L方向(轧制方向)伸长，但在被导入原奥氏体晶粒内的位错密度增加而引起马氏体相变时，在平行排列的板条的集团中混杂生成取向不同的板条从而板条块尺寸被微细化的倾向提高。其结果是，认为：不仅C方向的板条块尺寸被微细化，而且通过轧制而伸长的L方向的板条块尺寸也被微细化。因此，作为表示位错被充分导入原奥氏体晶粒内的指标，可列举出原奥氏体晶粒的长宽比(L方向的原奥氏体晶粒的平均长度即L方向原γ晶粒长与C方向的原奥氏体晶粒的平均长度即C方向原γ晶粒长之比)，优选该长宽比满足0.03≤C方向原γ晶粒长/L方向原γ晶粒长≤0.40。在L方向原γ晶粒长与C方向原γ晶粒长之比(C方向原γ晶粒长/L方向原γ晶粒长)超过0.40的情况下，有可能制造时的应变的累积不充分、在制造后的热轧钢板中无法得到所期望的组织。在L方向原γ晶粒长与C方向原γ晶粒长之比(C方向原γ晶粒长/L方向原γ晶粒长)低于0.03的情况下，因沿L方向大大伸长的原奥氏体晶粒的拘束而使马氏体相变的发生变得困难，另外，在原奥氏体晶粒内按照将L方向截断的方式生成板条而在L方向上生成微细的马氏体变得困难。另外，原奥氏体晶界的形状复杂化，因此有可能在制造后的热轧钢板中无法得到所期望的组织。

L方向的原奥氏体晶粒的平均长度即L方向原γ晶粒长与C方向的原奥氏体晶粒的平均长度即C方向原γ晶粒长之比通过以下的方法来测定。

从热轧钢板的板厚的1/4深度的位置并且板宽中央位置按照与板宽方向垂直的截面(L截面)及与轧制方向垂直的截面(C截面)分别成为观察面的方式采集2个光学显微镜试验片。对于L截面观察用的试样及C截面观察用的试样这两者，在进行镜面研磨后，将观察面用硝酸乙醇液进行腐蚀，使用光学显微镜拍摄在板厚方向上为500μm、在与板厚方向垂直的方向上为2000μm的视场。由L截面观察用的试样的拍摄照片测定L方向的原奥氏体晶粒的平均长度(L方向原γ晶粒长)，由C截面观察用的试样的拍摄照片测定C方向的原奥氏体晶粒的平均长度(C方向原γ晶粒长)。其中，通过在各拍摄照片中用各100个晶粒进行测定并平均，从而测定L方向原γ晶粒长及C方向原γ晶粒长。此外，为了易于观察晶粒，在各截面中测定是对4个视场的相邻的500μm×500μm的视场进行测定，使它们连结，由此观察500μm×2000μm的视场即可。

本实施方式的热轧钢板具有上述的化学成分及金属组织。如果抗拉强度为1180MPa以上，则在将本实施方式的热轧钢板应用于汽车的结构部件、骨架、卡车车架等的情况下，能够在确保所期望的强度的状态下使板厚变薄，能够有助于汽车的燃油效率提高。

此外，本实施方式的热轧钢板的板厚没有特别限定，但作为汽车的结构用钢板，也可以设定为1.0mm～3.6mm。

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具有以下工序：加热工序，其中，将具有上述的化学成分的钢原材料进行加热(a)；精轧工序，其中，将加热后的钢原材料进行精轧(b)；冷却工序，其中，在精轧后以马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)以上的平均冷却速度进行冷却(c)；和卷取工序，其中，在冷却后，以卷取温度为300℃以下进行卷取(d)。此外，也可以在加热工序(a)与精轧工序(b)之间具有粗轧工序。以下，对本实施方式的热轧钢板的制造方法进行详细说明。

(a)加热工序

在加热工序中，将包含上述的化学成分的钢原材料加热至1200℃～1350℃。钢原材料的制造方法不需要特别限定，可以适用下述常用的方法：将具有上述的化学成分的钢液用转炉等进行熔炼，通过连续铸造等铸造方法制成板坯等钢原材料。此外，也可以使用铸锭-开坯方法。

在板坯等钢原材料中，Ti等碳氮化物形成元素的大部分在钢原材料中以不均匀的分布作为粗大的碳氮化物存在。以不均匀的分布存在的粗大的析出物(碳氮化物)会使热轧钢板的诸特性(例如抗拉强度、韧性、扩孔加工性等)劣化。因此，将热轧前的钢原材料加热，使粗大的析出物固溶。为了使该粗大的析出物在热轧前充分地固溶，需要将钢原材料的加热温度设定为1200℃以上。但是，如果钢原材料的加热温度变得过高，则会引起表面瑕疵的产生、由氧化皮脱落产生的成品率降低，因此钢原材料的加热温度设定为1350℃以下。

将钢原材料加热至1200℃以上的加热温度并保持规定时间，但如果保持时间超过4800秒，则氧化皮产生量增大，其结果是，有可能在接下来的精轧工序中变得容易产生氧化皮咬入等、热轧钢板的表面品质会劣化。因此，1200℃以上的温度区域中的钢原材料的保持时间优选设定为4800秒以下。

粗轧工序

在加热工序与精轧工序之间，也可以对钢原材料进行粗轧。粗轧只要能够得到所期望的薄板坯尺寸即可，其条件没有特别限定。

(b)精轧工序

对在加热工序中加热后的钢原材料或进行粗轧后的钢原材料进行精轧。需要说明的是，在精轧之前或者在精轧的轧机机架间的轧制过程中，优选进行去氧化皮。

在精轧工序中，使加热后或粗轧后的钢原材料在多个轧机机架中连续通过而进行轧制。另外，在精轧工序中，在800℃～950℃的温度区域中，以70％以上的累积压下率进行轧制。最终轧机机架出侧温度设定为800℃～950℃。另外，在各轧机机架中，按照由下述式(1)规定的A值满足0.05≤A≤23.0的方式进行轧制。进而，各轧机机架间的道次时间设定为0.2秒～10.0秒。下述式(1)中的n为各轧机机架中的辊转速(rpm)，r为各轧机机架中的压下率(％)，H为各轧机机架中的轧制入侧板厚(mm)。以下，对精轧工序的限定理由进行说明。

(精轧开始温度：800℃以上)

在精轧中，使加热后的钢原材料在多个轧机机架中连续通过而进行轧制，但精轧的开始温度设定为800℃以上。如果精轧开始温度低于800℃，则多个轧机机架的一部分(特别是前半的轧机机架)中的轧制在铁素体+奥氏体的双相区域温度中进行，在精轧后加工组织残留从而热轧钢板的强度及韧性降低。因而，精轧开始温度设定为800℃以上。精轧开始温度为钢板最初通过的轧机机架的入侧温度、并且为钢板的表面温度。此外，通过将精轧开始温度设定为800℃以上，并且如以下叙述的那样将最终轧机机架出侧温度规定为800℃～950℃，从而可在全部轧机机架中在800℃以上的温度区域中进行轧制。此外，为了抑制奥氏体的粗大化，精轧开始温度的上限只要设定为1100℃即可。

(最终轧机机架出侧温度：800℃～950℃)

精轧结束温度即最终轧机机架的出侧温度低于800℃时，轧制在铁素体+奥氏体的双相区域温度中进行，因此在轧制后加工组织残留从而热轧钢板的强度及韧性降低。另一方面，在具有本实施方式的化学成分的钢原材料中，未再结晶奥氏体区域是大概为950℃以下的温度区域。因此，如果最终轧机机架的出侧温度超过950℃，则奥氏体晶粒生长，冷却后得到的热轧钢板的马氏体的晶粒长变大。其结果是，变得难以得到所期望的组织，热轧钢板的强度及韧性降低。因此，最终轧机机架出侧温度设定为800℃～950℃。需要说明的是，这里所说的温度是表示钢板的表面温度。

(800℃～950℃的累积压下率：70％以上)

如上所述，就具有本实施方式的化学成分的钢原材料而言，由于未再结晶奥氏体区域是大概为950℃以下的温度区域，所以将最终轧机机架的出侧温度设定为950℃以下。在从精轧开始温度到最终轧机机架的出侧温度的温度区域(800℃～950℃)中的精轧的累积压下率低于70％的情况下，被导入未再结晶奥氏体中的位错密度变小。如果被导入未再结晶奥氏体中的位错密度变小，则变得难以得到所期望的组织，热轧钢板的强度及韧性降低。因此，将精轧中的利用多个轧机机架而进行的800℃～950℃的累积压下率设定为70％以上。但是，如果800℃～950℃的累积压下率超过97％，则有可能钢板的形状劣化，因此上述温度区域中的累积压下率优选设定为97％以下。

需要说明的是，本实施方式中所谓800℃～950℃的累积压下率是指该温度区域中的合计压下量(该温度区域的轧制中的最初的道次前的入口板厚与该温度区域的轧制中的最终道次后的出口板厚之差)的百分率。

(各轧机机架间的道次间时间：0.2秒～10.0秒)

在精轧工序中，通过使加热后的钢原材料在多个轧机机架中连续通过而进行轧制。如果各轧机机架间的道次间时间超过10.0秒，则会进行道次间的恢复及再结晶，应变的累积变得困难，无法得到所期望的组织。道次间时间优选较短，但对于道次间时间的缩短，由于在轧机机架的设置空间、轧制速度的方面存在制约，所以设定为0.2秒以上。

(各轧机机架中的A值：0.05≤A≤23.0)

由上述式(1)规定的A值是基于轧制条件而算出的值，由此能够表示位错密度的大小关系。A值变得越高则被导入奥氏体中的位错密度也变得越大，但如果A值超过23.0，则因加工发热量变得显著而使钢坯的温度变高，即使各轧机机架间的道次间时间为0.2秒～10.0秒，应变的累积也变得困难。另一方面，如果A值变得低于0.05，则即使各轧机机架间的道次间时间为0.2秒～10.0秒，被导入奥氏体中的位错密度也变小。其结果是，变得难以得到所期望的组织，热轧钢板的强度及韧性降低。因此，优选的是，将精轧的各轧机机架间的道次间时间设定为0.2秒～10.0秒、并且在各轧机机架中按照成为0.05≤A≤23.0的方式进行轧制。A值的更优选的范围为0.20～20.0。另外，进一步优选将最终机座中的A值设定为10.0以上。

(c)冷却工序

在冷却工序中，在从精轧完成起10.0秒以内开始冷却，以马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)以上的平均冷却速度进行冷却。

在本实施方式中，在精轧设备的后段设置冷却设备，一边使精轧后的钢板通过该冷却设备一边进行冷却。冷却设备优选能够以马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)以上的平均冷却速度将钢板冷却的设备。作为那样的冷却设备，可例示出例如使用水作为冷却介质的水冷设备。

冷却工序中的平均冷却速度设定为从冷却开始时到冷却结束时为止的钢板的温度下降幅度除以从冷却开始时到冷却结束时为止的所需时间而得到的值。所谓冷却开始时，设定为钢板向冷却设备导入的时刻；所谓冷却结束时，设定为钢板从冷却设备导出的时刻。

另外，对于冷却设备，有在中途没有空气冷却区间的设备或在中途具有1个以上的空气冷却区间的设备。在本实施方式中，可以使用任一冷却设备。即使是在使用具有空气冷却区间的冷却设备的情况下，从冷却开始至冷却结束为止的平均冷却速度只要也为马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)以上即可。

以下，对冷却条件的限定理由进行说明。需要说明的是，冷却停止温度为300℃以下，对于该条件会在卷取工序中进行说明。

(冷却开始时间：精轧后10.0秒以内)

在精轧后，立即开始冷却。更具体而言，在精轧后10.0秒以内、更优选在5.0秒以内、进一步优选在1.0秒以内开始冷却。如果冷却开始时间延迟，则会进行再结晶，以应变被释放的状态进行冷却，无法得到所期望的组织。

(平均冷却速度：马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)以上)

平均冷却速度设定为马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)以上。如果以低于马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)的平均冷却速度进行冷却，则变得容易形成贝氏体、铁素体，马氏体的体积分率变小。本实施方式中的马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)为冷却后的金属组织的马氏体分率达到90％以上的最小的冷却速度。具体而言，本实施方式中的马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)由下述式(2)及(3)算出。其中，下述式(3)中的元素符号为该元素的含量(质量％)。此外，在不含有Ni、Mo的情况下，在Ni、Mo的项中代入0质量％。马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)以上的冷却进行至成为冷却停止温度即可。

V＝10^{2.94-0.75(β-1)} (2)

β＝2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo (3)

(d)卷取工序

在上述冷却工序中被冷却至冷却停止温度的钢板在300℃以下进行卷取。由于在冷却后立即进行钢板的卷取，所以卷取温度与冷却停止温度大致相等。如果卷取温度超过300℃，则生成多边形铁素体或贝氏体，因此强度降低。因此，成为冷却停止温度的卷取温度设定为300℃以下。

此外，在卷取后，可以对热轧钢板按照常规方法实施调质轧制，另外，也可以实施酸洗而将形成于表面的氧化皮除去。或者，也可以进一步实施热浸镀锌、电镀锌等镀覆处理、化学转化处理。

实施例

将表1中所示的化学成分的钢液用转炉进行熔炼，通过连续铸造法制成板坯(钢原材料)。需要说明的是，表1、表2A、表2B中的“临界冷却速度(℃/秒)”为马氏体生成临界冷却速度V(℃/秒)，由下述式(2)及(3)算出。其中，下述式(3)中的元素符号为该元素的含量(质量％)。在不含有Ni、Mo的情况下，在Ni、Mo的项中代入0质量％。

V＝10^{2.94-0.75(β-1)} (2)

β＝2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo (3)

接着，将这些钢原材料在表2A及表2B中所示的条件下加热并进行粗轧后，在表2A及表2B中所示的条件下进行精轧(全部为7道次、轧机机架为F1～F7)。精轧开始温度在全部钢原材料中设定为800℃以上。在精轧结束后，在表2A及表2B中所示的条件下冷却，冷却至表2A及表2B中所示的卷取温度为止并进行卷取，得到了表2A及表2B中所示的板厚的热轧钢板。

表2A及表2B中的所谓累积压下率是表示精轧的轧机机架F1～F7中的800℃～950℃的累积压下率。另外，所谓“A”是指由上述式(1)计算得到的各道次中的A值，“P/秒”为道次间时间(秒)。例如，F1的栏中记载的“P/秒”是表示轧机机架F1与轧机机架F2之间的道次间时间。

精轧后的冷却设定为利用水冷进行的冷却，通过使钢板通过在中途不具有空气冷却区间的水冷设备来进行。表2A及表2B中的冷却速度为从水冷设备导入时到水冷设备导出时为止的钢板的温度下降幅度除以钢板相对于水冷设备的所需通过时间而得到的平均冷却速度。

从所得到的热轧钢板中采集试验片，实施了组织观察、拉伸试验、夏比冲击试验。各试验的结果示于表2C及表2D中。需要说明的是，表2C及表2D中的金属组织栏的所谓M相是表示马氏体的体积分率，所谓剩余组织是表示贝氏体或铁素体或者这两者的体积分率。另外，组织观察方法及各种试验方法如下所述。

组织观察：金属组织的体积分率

从热轧钢板的板厚为1/4深度的位置并且板宽中央位置，按照与轧制方向及板宽方向平行的截面成为观察面的方式采集了扫描型电子显微镜试验片。将观察面进行镜面研磨，用3％硝酸乙醇液进行腐蚀，使用扫描型电子显微镜，以2000倍的倍率拍摄3个视场。测定视场设定为500μm×500μm。之后，进行图像处理，测定了金属组织的种类、各相及金属组织的面积分率。将所得到的各金属组织的面积分率作为各组织的体积分率。

组织观察：晶粒的平均长度(L方向晶粒长及C方向晶粒长)

从热轧钢板的板厚为1/4深度的位置并且板宽中央位置，按照与轧制方向及板宽方向平行的截面成为观察面的方式采集了背散射电子衍射(EBSP)用试验片。将观察面进行研磨后，通过电解研磨使组织露出，使用背散射电子衍射装置(EBSP装置)，以8000倍的倍率拍摄3个视场。测定视场设定为500μm×500μm。之后，使用EBSP测定数据解析软件，将相邻的晶粒的取向差为5°以上者定义为一个晶粒，通过切片法求出了晶粒长。

在切片法中，在与L方向及C方向各自平行的方向上，在图像上画出133条总长为100μm的线段，由将各直线横穿的晶粒的数目求出L/n，将它们的平均值设定为L方向及C方向各自的晶粒的平均粒长度。

首先，从热轧钢板的板厚的1/4深度的位置并且板宽中央位置，按照与板宽方向垂直的截面(L截面)及与轧制方向垂直的截面(C截面)分别成为观察面的方式采集了两片光学显微镜试验片。对于L截面观察用的试样及C截面观察用的试样这两者，在进行镜面研磨后，将观察面用硝酸乙醇液进行腐蚀，使用光学显微镜拍摄在板厚方向上为500μm、在与板厚方向垂直的方向上为2000μm的视场。由L截面观察用的试样的拍摄照片，测定了L方向的原奥氏体晶粒的平均长度(L方向原γ晶粒长)，由C截面观察用的试样的拍摄照片，测定了C方向的原奥氏体晶粒的平均长度(C方向原γ晶粒长)。其中，通过在各拍摄照片中以各100个晶粒进行测定并进行平均，从而测定了L方向原γ晶粒长及C方向原γ晶粒长。需要说明的是，观察照片是通过在各截面中对4个视场的相邻的500μm×500μm的视场进行测定，使它们连结，由此观察了500μm×2000μm的视场。

拉伸试验

按照拉伸方向成为与轧制方向平行的方向的方式从热轧钢板中采集JIS5号试验片，依据JIS Z 2241：2011的规定进行拉伸试验，求出了抗拉强度(TS)。

将抗拉强度为1180MPa以上的情况作为具有本发明中所期望的强度而判定为合格。将抗拉强度低于1180MPa的情况作为不具有本发明中所期望的强度而判定为不合格。

夏比冲击试验

按照试验片的长度方向成为与轧制方向平行的方向(L方向)的方式以及长度方向成为与板宽方向平行的方向(C方向)的方式从热轧钢板中分别采集厚度为2.5mm的亚尺寸试验片(V缺口)，依据JIS Z 2242：2005的规定，从室温到-198℃进行夏比冲击试验，求出了L方向及C方向各自的延脆转变温度(DBTT：ductile-brittle transition temperature)。这里，关于试验片的板厚，对热轧钢板通过两面磨削将板厚设定为2.5mm而制作了试验片。在表2C及表2D中，将L方向及C方向的延脆转变温度分别表示为“转变温度(L)”及“转变温度(C)”。

将L方向及C方向的延脆转变温度为-60℃以下的情况判定为韧性及韧性的各向同性优异。

[表1]

[表2A]

[表2B]

[表2C]

[表2D]

就表2C及表2D中所示的实施例而言，由于都是以临界冷却速度V(℃/秒)以上的平均冷却速度进行冷却，所以以体积％计包含了90％以上的马氏体。剩余部分为贝氏体或铁素体中的一者或两者。但是，对于No.27，如后述那样，没有充分地生成马氏体，生成了大量贝氏体。

另外，如表2C及表2D中所示的那样，实施例的热轧钢板成为兼具所期望的抗拉强度(1180MPa以上)和优异的韧性(L方向、C方向的延脆转变温度都为-60℃以下)的热轧钢板。

另一方面，脱离本发明的范围的比较例的热轧钢板无法确保规定的抗拉强度或无法确保充分的韧性。

No.6由于最终轧机机架出侧温度成为980℃，所以没有产生应变的累积，产生了奥氏体的粗大化，因此无法得到被充分微细化的马氏体组织，成为抗拉强度及韧性不足的例子。

No.13由于轧机机架F1与轧机机架F2之间的道次间时间长，所以无法得到被充分微细化的马氏体组织，成为抗拉强度及韧性不足的例子。

No.16由于950℃以下的累积压下率变得低于70％，无法累积充分的应变，所以无法得到被充分微细化的马氏体组织，成为抗拉强度及韧性不足的例子。

No.18由于在第1道次的轧制(F1)中，A值低于0.05，所以在轧制时，被导入奥氏体中的位错密度降低，无法得到被充分微细化的马氏体组织，成为韧性不足的例子。

No.20由于精轧后到冷却开始为止的时间长，所以被导入奥氏体的应变被释放，无法得到被充分微细化的马氏体组织，成为韧性不足的例子。

No.23由于轧机机架F1与轧机机架F2之间的道次间时间长，所以被导入奥氏体的应变被释放，无法得到被充分微细化的马氏体组织，成为韧性不足的例子。

No.27以马氏体临界速度V(℃/秒)以上的冷却速度进行了冷却，但由于冷却停止温度即卷取温度超过了300℃，所以没有充分地生成马氏体，成为抗拉强度不足的例子。

No.31由于在第7道次的轧制(F7)中A值超过23.0，产生大的加工发热而导致最终轧机机架出侧温度变高，到冷却开始之前一部分应变被释放，所以成为抗拉强度不足的例子。

No.35由于钢中的C含量低于规定的成分范围，所以成为抗拉强度不足的例子。

No.36由于钢中的Ti含量高于规定的成分范围，产生了粗大的TiC、TiN这样的析出物，所以成为韧性不足的例子。

Claims

1.一种热轧钢板，其化学成分以质量％计含有：

C：0.06％～0.20％、

Si：1.0％以下、

Mn：超过1.5％且为3.5％以下、

P：0.040％以下、

S：0.004％以下、

Al：0.10％以下、

N：0.004％以下、

Ti：0.04％～0.20％、

Nb：0％～0.04％、

Mo：0％～1.0％、

Cu：0％～0.5％、

Ni：0％～0.5％，

剩余部分包含Fe及杂质，

其中，板厚为1/4深度的位置并且板宽中央位置处的金属组织包含90体积％以上的马氏体和0体积％～10体积％的剩余组织，所述剩余组织为贝氏体或铁素体中的一者或两者，与轧制方向平行的方向即L方向的晶粒的平均长度为0.2μm～5.0μm，与板宽方向平行的方向即C方向的晶粒的平均长度为0.1μm～5.0μm，并且所述L方向的晶粒的平均长度即L方向晶粒长与所述C方向的晶粒的平均长度即C方向晶粒长之比为0.2≤C方向晶粒长/L方向晶粒长≤5.0，

所述热轧钢板的抗拉强度为1180MPa以上。

2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，在板厚为1/4深度的位置并且板宽中央位置处的所述金属组织中，在将所述L方向的原奥氏体晶粒的平均长度设定为L方向原γ晶粒长、将所述C方向的原奥氏体晶粒的平均长度设定为C方向原γ晶粒长时，所述L方向原γ晶粒长与所述C方向原γ晶粒长之比为0.03≤C方向原γ晶粒长/L方向原γ晶粒长≤0.40。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的热轧钢板，其中，所述化学成分以质量％计含有选自Nb：0.01％～0.04％、Mo：0.01％～1.0％、Cu：0.01％～0.5％、Ni：0.01％～0.5％中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其具有以下的(a)～(d)的工序：

(a)加热工序，其中，将包含权利要求1所述的化学成分的钢原材料加热至1200℃～1350℃；

(b)精轧工序，其是使加热后的所述钢原材料在多个轧机机架中连续通过而进行轧制的精轧工序，其中，将精轧开始温度设定为800℃以上，按照在所述的各轧机机架中由下述式(1)规定的A值满足0.05≤A≤23.0的方式进行轧制，并且将各轧机机架间的道次间时间设定为0.2秒～10.0秒，进而，将最终轧机机架出侧温度设定为800℃～950℃，并且将800℃～950℃的累积压下率设定为70％以上；

V＝10^{2.94-0.75(β-1)} (2)

β＝2.7×C+0.4×Si+Mn+0.45×Ni+Mo (3)

其中，所述式(1)中的n为以rpm计的辊转速，r为以％计的压下率，H为以mm计的轧制入侧板厚，所述式(3)中的C、Si、Mn、Ni、Mo为各元素的以质量％计的含量，在不含有Ni、Mo的情况下，在Ni、Mo的项中代入0质量％。