CN111133121B - 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，其具有规定的组成，包含30～70体积％的同一晶粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的第1铁素体，包含合计95体积％以上的贝氏体及上述平均取向差为0°以上且低于0.5°的第2铁素体中的至少1种组织和上述第1铁素体，剩余组织为5体积％以下，上述第1铁素体的平均晶体粒径为0.5～5.0μm，其他组织的平均晶体粒径为1.0～10μm。本发明提供一种热轧钢板的制造方法，其包括以下工序：包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制在轧制温度为A点以上且低于Ae3点等条件下进行、满足上述条件的全部道次的总应变量为1.4～4.0的工序；以20～50℃/秒的平均冷却速度进行冷却的工序；以及在300～600℃下进行卷取的工序。

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或骨架、轮辐的原材料的拉伸凸缘性和形状冻结性优异的抗拉强度为440MPa以上的热轧钢板及其制造方法。
背景技术
作为提高汽车用钢材的机械性质的方法，已知将该钢材的组织中的晶粒微细化是有效的。对晶粒的微细化进行了各种研究和开发。
例如，在专利文献1中提出了制造一种具有超微细粒的延展性、韧性、疲劳特性、强度延展性平衡优异的高张力热轧钢板，其特征在于，通过将以重量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0.30～2.0％、Mn：1.0～2.5％、Al：0.003以上且低于0.100％、Ti：0.05～0.30％、剩余部分为Fe及不可避免的杂质的板坯加热至950℃～1100℃的温度后，将每1道次的压下率成为20％以上的轧制进行至少2次以上，进行精轧温度成为Ar3相变点以上的热轧后，以20℃/秒以上的冷却速度进行冷却，在350℃～550℃的温度范围内进行卷取，由此使该钢板包含平均晶体粒径低于10μm的多边形铁素体以体积率计为75％以上、并且残留奥氏体以体积率计为5～20％的组织。
另外，在专利文献2中提出了一种形状冻结性优异的热轧钢板，其特征在于，其是具有以重量％计包含C：0.01～0.2％、Si：2.0％以下、Mn：3.0％以下、P：0.5％以下、Ti：0.03～0.2％、Al：0.10％以下、剩余部分为Fe及不可避免的杂质的组成、且以铁素体作为主相、包含主相和第2相粒子的热轧钢板，上述铁素体的平均粒径低于4μm，上述第2相粒子含有珠光体、马氏体、贝氏体、残留奥氏体中的1种或2种以上，下述(1)式所表示的应力-应变曲线的加工硬化系数C为0.17以下，并且屈服伸长率YEL为1.5％以下。
σ＝A×(ε+B)c (1)
σ：真应力(MPa)、ε：真应变、A、B：常数、C：加工硬化系数
另外，在专利文献3中提出了一种晶粒微细的高张力钢的制造方法，其特征在于，将以质量％计含有C：0.03～0.9％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.01～5.0％、Al：0.001～0.5％、N：0.001～0.1％、Nb：0.003～0.5％、Ti：0.003～0.5％、剩余部分为Fe及不可避免的杂质、并且满足C％+(12/14)N％≥(12/48)Ti％+(12/48)Nb％+0.03％的钢坯保持铸造状态进行轧制或不进行轧制而直接一度冷却至500℃～室温为止的温度后，加热至Ac3点-100℃以上且低于Ac3点的温度，进行轧制或不进行轧制而直接将冷却速度设定为0.1～50℃/秒地冷却至500℃～室温为止的温度，再次加热至700℃以下且550℃以上的温度，在以700℃以下且550℃以上的温度进行热轧时，在将应变速度设定为1～200/秒、使总应变量成为0.8～5的条件下进行将1道次的压下率设定为20％以上并将1道次或道次间时间设定为10秒以内的连续的2道次以上的加工后，进行放冷。在专利文献3的实施例中，具体地示出了通过该方法使得铁素体的晶体粒径被微细化至最小为0.6μm。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3242303号公报
专利文献2：日本特开2000-290750号公报
专利文献3：日本专利第4006112号公报
发明内容
发明所要解决的课题
由于材料的高强度化一般会使拉伸凸缘性或形状冻结性等材料特性劣化，因此在不使这些材料特性劣化的情况下谋求高强度化在开发高强度的热轧钢板方面变得重要。
然而，就专利文献1中记载的高张力热轧钢板而言，存在下述课题：组织成为铁素体与残留奥氏体的复合组织，由于组织间的硬度差而导致拉伸凸缘性低；由于铁素体为主相，因此屈服点伸长率大，形状冻结性差。
另外，就专利文献2中记载的热轧钢板而言，存在下述课题：由于组织为铁素体和第2相粒子(珠光体、马氏体、贝氏体、残留奥氏体中的1种或2种以上)，因此由于组织间的硬度差而导致拉伸凸缘性低。
另外，就专利文献3中记载的高张力钢的制造方法而言，有可能会因在轧制前插入冷却工序而促进碳化物等的析出，之后的再加热工序也是Ac3点-100℃以上且低于Ac3点的比较低的温度，因此在这样的析出物析出的情况下，其固溶是困难的，在最终得到的组织中残留粗大的析出物，其结果是，有时未必能够达成充分高的拉伸凸缘性。
本发明的目的是解决上述的现有技术的问题，提供拉伸凸缘性和形状冻结性优异的抗拉强度为440MPa以上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达成上述的目的，对于晶粒的微细化、降低热轧钢板中的铁素体与剩余组织的硬度差的方法及形状冻结性的提高进行了深入研究。其结果发现：即使在像铁素体与贝氏体那样组织间的硬度差大的复相组织钢中，在同一晶粒内的铁素体的平均取向差大的情况下，拉伸凸缘性也得以改善。另外发现：通过在热轧钢板的制造工艺中将轧制温度、应变速度、道次间时间及总应变量最优化，从而能够在轧制中产生铁素体相变而将铁素体的平均晶体粒径微细化至5.0μm以下。然后发现：在像这样操作而产生的铁素体中被导入了高密度的位错，因此产生位错强化，同一晶粒内的铁素体平均取向差也大，因此在铁素体与贝氏体等的复相组织钢中也能够具有高的拉伸凸缘性。此外还发现：由于在铁素体中被导入了高密度的位错，因此屈服点伸长率小，形状冻结性优异。
本发明是基于所述见解进一步反复研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。
[1]一种热轧钢板，其特征在于，其具有下述组成：
以质量％计含有：
C：0.01％～0.20％、
Si：1.0％以下、
Mn：3.0％以下、
P：0.040％以下、
S：0.004％以下、
Al：0.10％以下、
N：0.004％以下，
剩余部分为Fe及杂质，
其中，包含30体积％～70体积％的同一晶粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的第1铁素体，
包含合计95体积％以上的贝氏体及同一晶粒内的平均取向差为0°以上且低于0.5°的第2铁素体中的至少1种组织和上述第1铁素体，
剩余组织为5体积％以下，
上述第1铁素体的平均晶体粒径为0.5μm～5.0μm，上述至少1种组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm，在存在上述剩余组织的情况下，上述剩余组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm。
[2]根据上述[1]所述的热轧钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有选自Nb：0.01％～0.20％、Ti：0.01％～0.15％、Mo：0.01％～1.0％、Cu：0.01％～0.5％及Ni：0.01％～0.5％中的1种或2种以上。
[3]一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，其包括以下工序：
(a)热轧工序，其是将具有上述[1]或[2]所述的组成的钢原材料铸造后不进行冷却而直接进行热轧、或者暂且冷却至室温、接着加热至1100℃～1350℃而进行热轧的热轧工序，上述热轧工序包括通过使铸造后的钢原材料在多个轧机机架中连续地通过来进行精轧，上述精轧的全部轧机机架中的轧制温度为A点以上，并且上述精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制在轧制温度为A点以上且低于Ae3点、应变速度为1.0～50/秒及道次间时间为10秒以内的条件下进行，满足上述条件的全部道次的总应变量为1.4～4.0；
(b)冷却工序，其是将精轧后的钢板以20℃/秒～50℃/秒的平均冷却速度进行冷却的冷却工序，上述冷却在上述热轧工序后10秒以内开始；以及
(c)卷取工序，其将上述钢板在300℃～600℃的温度范围内进行卷取。
其中，A点为由下述(式1)求出的温度，Ae3点为由下述(式2)求出的温度。
A(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
Ae3(℃)＝919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Cu、Ni及Mo为各元素的含量(质量％)。
发明效果
根据本发明，能够得到高强度并且拉伸凸缘性和形状冻结性优异的热轧钢板，如果将本发明应用于汽车的结构部件等中，则能够在不使压制成型性等加工性降低的情况下得到用于确保汽车的安全性的高强度。
具体实施方式
<热轧钢板>
本发明的热轧钢板的特征在于，其具有规定的组成，包含30体积％～70体积％的同一晶粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的第1铁素体，包含合计95体积％以上的贝氏体及同一晶粒内的平均取向差为0°以上且低于0.5°的第2铁素体中的至少1种组织和上述第1铁素体，剩余组织为5体积％以下，上述第1铁素体的平均晶体粒径为0.5μm～5.0μm，上述至少1种组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm，在存在上述剩余组织的情况下，上述剩余组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm。
以下，对本发明的热轧钢板进行具体说明。首先，对本发明的热轧钢板的化学成分(组成)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：0.01％～0.20％]
C被运用作为用于制成所期望的强度的固溶强化元素。为此，最低也需要0.01％以上。C含量也可以为0.02％以上、0.04％以上或0.05％以上。另一方面，超过0.20％的C会使加工性及焊接性劣化。因此，C含量设定为0.20％以下。C含量也可以为0.18％以下、0.16％以下或0.15％以下。
[Si：1.0％以下]
Si是抑制使韧性劣化的粗大的氧化物或渗碳体、也有助于固溶强化的元素，但如果含量超过1.0％，则热轧钢板的表面性状显著劣化而导致化学转化处理性、耐蚀性的降低。因此，Si含量设定为1.0％以下。优选为0.9％以下或0.8％以下。Si含量也可以为0％，例如也可以为0.01％以上、0.02％以上或0.4％以上。
[Mn：3.0％以下]
Mn是进行固溶而有助于钢的强度增加的元素。另一方面，如果Mn超过3.0％，则不仅其效果饱和，而且形成由凝固偏析带来的带状组织而使加工性及耐延迟断裂特性劣化。因此，Mn含量设定为3.0％以下。优选设定为2.8％以下或2.0％以下。Mn含量也可以为0％，例如也可以为0.5％以上、1.0％以上或1.4％以上。
[P：0.040％以下]
P是进行固溶而有助于钢的强度增加的元素，但也是偏析于晶界、特别是原奥氏体晶界而导致低温韧性、加工性的降低的元素。因此，P含量优选尽可能降低，但可以容许0.040％以下的含量。因此，P含量设定为0.040％以下。优选为0.030％以下，更优选为0.020％以下。P含量也可以为0％，但过度地降低P也得不到与精炼成本的增大相称的效果，因此优选为0.001％、0.002％以上、0.003％以上或0.005％以上。
[S：0.004％以下]
S与Mn结合而形成粗大的硫化物，使热轧钢板的加工性降低。因此，S含量优选尽可能降低，但可以容许0.004％以下的含量。因此，S含量设定为0.004％以下。优选为0.003％以下，更优选为0.002％以下。S含量也可以为0％，但过度地降低S也得不到与精炼成本的增大相称的效果，因此优选为0.0003％以上、0.0005％以上或0.001％以上。
[Al：0.10％以下]
Al是作为脱氧剂起作用、对于提高钢的清洁度有效的元素。但是，Al的过量的添加会导致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。优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下。Al含量也可以为0％，但过度地降低Al也得不到与精炼成本的增大相称的效果，因此优选为0.005％以上、0.008％以上或0.01％以上。
[N：0.004％以下]
N通过与氮化物形成元素结合而作为氮化物析出，有助于晶粒的微细化。但是，如果超过0.004％，则变成以固溶N的形式存在，使韧性降低。因此，N含量设定为0.004％以下。优选为0.003％以下。N含量也可以为0％，但过度地降低N也得不到与精炼成本的增大相称的效果，因此优选为0.0005％以上、0.0008％以上或0.001％以上。
以上为本发明的热轧钢板的基本成分，但例如以韧性提高、高强度化等为目的，本发明的热轧钢板根据需要可以含有选自Nb：0.01％～0.20％、Ti：0.01％～0.15％、Mo：0.01％～1.0％、Cu：0.01％～0.5％及Ni：0.01％～0.5％中的1种或2种以上。
[Nb：0.01％～0.20％]
Nb是通过碳氮化物的形成而有助于钢板的强度和疲劳强度的增加的元素。为了表现出这样的效果，需要将Nb含量设定为0.01％以上。例如，Nb含量也可以为0.02％以上或0.03％以上。另一方面，如果Nb含量超过0.20％，则变形阻力增加，因此有可能热轧钢板制造时的热轧的轧制载荷会增加、对轧机的负担变得过大而导致轧制操作本身变得困难。另外，如果Nb含量超过0.20％，则存在形成粗大的析出物而使热轧钢板的韧性降低的倾向。因此，Nb含量设定为0.20％以下。例如，Nb含量也可以为0.15％以下或0.10％以下。
[Ti：0.01％～0.15％]
Ti通过形成微细的碳氮化物而将晶粒微细化，从而使钢板的强度和疲劳强度提高。为了表现出这样的效果，需要将Ti含量设定为0.01％以上。例如，Ti含量也可以为0.02％以上、0.04％以上或超过0.05％。另一方面，如果Ti含量超过0.15％而变得过量，则上述的效果饱和，并且导致粗大的析出物的增加，导致钢板的韧性降低。因此，Ti含量设定为0.15％以下。优选为0.14％以下或0.10％以下。
[Mo：0.01％～1.0％]
Mo是作为固溶元素而有助于钢的高强度化的元素。为了得到这样的效果，需要将Mo含量设定为0.01％以上。例如，Mo含量也可以为0.02％以上或0.03％以上。但是，Mo的合金成本高，如果超过1.0％则会使焊接性劣化。因此，Mo含量设定为1.0％以下。优选为0.5％以下或0.4％以下。
[Cu：0.01％～0.5％]
Cu是进行固溶而有助于钢的强度增加的元素。为了得到该效果，需要将Cu含量设定为0.01％以上。例如，Cu含量也可以为0.05％以上或0.1％以上。但是，如果Cu含量超过0.5％，则会导致热轧钢板的表面性状的降低。因此，Cu含量设定为0.5％以下。优选设定为0.4％以下或0.3％以下的范围。
[Ni：0.01％～0.5％]
Ni是进行固溶而有助于钢的强度增加、而且使韧性提高的元素。为了得到这些效果，需要将Ni含量设定为0.01％以上。例如，Ni含量也可以为0.02％以上或0.1％以上。但是，Ni的合金成本高，如果超过0.5％则会使焊接性劣化。因此，Ni含量设定为0.5％以下。优选为0.4％以下或0.3％以下。
对于其他元素，也可以在不妨碍本发明的效果的范围内含有。即，只要剩余部分实质上为铁即可。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(稀土类金属：Rare-Earth Metal)等。也可以含有使热加工性提高的微量元素等。
在本发明的热轧钢板中，上述成分以外的剩余部分为Fe及杂质。这里，所谓杂质是指在工业上制造热轧钢板时以矿石、废料等那样的原料为代表并通过制造工序的各种主要原因而混入的成分，包含不是对于本发明的热轧钢板有意地添加的成分的物质。另外，所谓杂质是指上述所说明的成分以外的元素，也包含以该元素特有的作用效果不对本发明的热轧钢板的特性造成影响的水平而包含于该热轧钢板中的元素。
接下来，对本发明的热轧钢板的组织的限定理由进行说明。
[同一晶粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的第1铁素体：30体积％～70体积％]
本发明的热轧钢板的组织包含30体积％～70体积％的同一晶粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的第1铁素体。
这里，本发明中所谓“同一晶粒内的平均取向差”是表示在将相邻的晶粒的取向差为15°以上者定义为1个晶粒的情况下存在于某1个晶粒内的结晶的紊乱的指标。在由通常的铁素体相变产生的铁素体中，同一晶粒内的平均取向差基本为0.0°。另一方面，在像本发明那样在轧制中产生了铁素体相变的情况下，由于也对铁素体实施加工，因此在铁素体晶粒内产生结晶的紊乱，同一晶粒内的平均取向差变大。为了降低与贝氏体的硬度差及减小屈服点伸长率，同一晶粒内的平均取向差需要为0.5°以上。另一方面，如果同一晶粒内的平均取向差超过5.0°，则铁素体的延展性劣化。因此，同一晶粒内的平均取向差设定为0.5°～5.0°。更优选为0.7°～3.0°。
在本发明的热轧钢板中，如果第1铁素体变得少于30体积％，则精轧结束阶段中的奥氏体体积率变得多于70％，通过之后的冷却工序产生的贝氏体、同一晶粒内的平均取向差低于0.5°的第2铁素体的分率增加，因此屈服点伸长率增加从而形状冻结性降低。因而，第1铁素体的体积率设定为30体积％以上。另外，为了增加上述第1铁素体的体积率，需要提高热轧时的压下率或降低热轧时的温度，但在设定为超过70体积％那样的条件的情况下，有可能同一晶粒内的平均取向差超过5.0°、铁素体的延展性劣化、拉伸凸缘性降低。因此，第1铁素体的体积率设定为30体积％～70体积％。优选为35体积％以上、40体积％以上或50体积％以上和/或65体积％以下或60体积％以下。
[贝氏体及同一晶粒内的平均取向差为0°以上且低于0.5°的第2铁素体中的至少1种组织与第1铁素体的合计为95体积％以上以及剩余组织为5体积％以下]
本发明的热轧钢板包含合计95体积％以上、优选98体积％以上或100体积％的贝氏体及同一晶粒内的平均取向差为0°以上且低于0.5°的第2铁素体中的至少1种组织和第1铁素体。剩余组织没有特别限定，但例如包含马氏体及残留奥氏体中的任一者或两者或者由马氏体及残留奥氏体中的任一者或两者构成。如果剩余组织超过5体积％，则由剩余组织与第2铁素体或贝氏体的组织间的硬度差带来的拉伸凸缘性的降低变得显著，变得难以具有所期望的拉伸凸缘性；和/或特别是如果作为剩余组织的马氏体的体积率变高，则屈服比变高，形状冻结性降低。因此，剩余组织设定为5体积％以下。更优选为2％以下，也可以为0体积％。
[第1铁素体的平均晶体粒径：0.5μm～5.0μm]
本发明中所谓“平均晶体粒径”是设定为在将相邻的晶粒的取向差为15°以上者定义为1个晶粒的情况下所算出的值。如果第1铁素体的平均晶体粒径超过5.0μm，则变得难以得到所期望的强度、韧性劣化，因此平均晶体粒径需要为5.0μm以下。另一方面，为了使平均晶体粒径小于0.5μm，在轧制时需要大应变加工，对轧机施加大的负荷、并且同一晶粒内的平均取向差超过5.0°的可能性变高。因此，平均晶体粒径设定为0.5μm以上。因此，第1铁素体的平均晶体粒径为0.5μm～5.0μm，优选为0.7μm以上或1.0μm以上和/或4.5μm以下或4.0μm以下。
[贝氏体及第2铁素体中的至少1种组织以及剩余组织的平均晶体粒径：1.0μm～10μm]
如果贝氏体、第2铁素体以及存在的情况下的剩余组织的平均晶体粒径变得大于10μm，则强度降低，屈服点伸长率增加从而形状冻结性劣化。因此，这些组织的平均晶体粒径设定为10μm以下。但是，特别是如果贝氏体微细化为1.0μm以下，则有可能显著高强度化、与第1铁素体的硬度差变大、拉伸凸缘性降低。因此，这些组织的平均晶体粒径设定为1.0μm以上。优选为1.5μm以上或2.0μm以上和/或9.0μm以下、8.0μm以下或5.0μm以下。
在本发明的热轧钢板中，各相或组织的鉴定、平均晶体粒径的算出可以通过使用了用扫描型电子显微镜拍摄的组织照片而进行的图像处理、背散射电子衍射像解析(EBSP或EBSD)来进行。
更具体而言，第1铁素体的体积率如以下那样操作来决定。将钢板的板宽设定为W时，在钢板的宽度方向上在距离一端为1/4W(宽度)或3/4W(宽度)位置，按照从轧制方向观察钢板的宽度方向的截面(宽度方向截面)成为观察面的方式采集试样，在距离钢板表面为板厚的1/4深度位置，对钢板的宽度方向200μm×厚度方向100μm的矩形区域以0.2μm的测定间隔进行EBSD解析。这里，EBSD解析例如使用由热场发射型扫描电子显微镜和EBSD检测器构成的装置，以200～300点/秒的解析速度来实施。这里，取向差是基于通过上述测得的各测定点的结晶取向信息而求出相邻的测定点彼此的结晶取向之差而得到的值。该取向差为15°以上时，将相邻的测定点彼此的中间判断为晶界，将由该晶界包围的区域在本发明中定义为晶粒。将该晶粒的同一晶粒内的取向差单纯地进行平均来计算平均取向差。而且，求出第1铁素体的晶粒的面积率，将其设定为第1铁素体的体积率。另外，对于第2铁素体的体积率也同样地操作来决定。需要说明的是，同一晶粒内的平均取向差的算出可以使用附属于EBSD解析装置的软件来求出。另外，贝氏体也有可能同一晶粒内的平均取向差成为0.5°以上，但由于贝氏体包含碳化物、且形状呈现出板条状的组织，因此在SEM像中包含碳化物且呈现出板条状的组织者设定为贝氏体，将其面积率设定为贝氏体的体积率。
本发明中的“同一晶粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的第1铁素体”、“同一晶粒内的平均取向差为0°以上且低于0.5°的第2铁素体”、“贝氏体”及“剩余组织”各自的平均晶体粒径使用通过上述的EBSD解析求出的值来决定。具体而言，将取向差为15°以上的边界设定为晶界，将由下述式算出的值设定为平均晶体粒径。式中，N表示平均晶体粒径的评价区域中包含的晶粒的数目，Ai表示第i个(i＝1、2……N)晶粒的面积，di表示第i个晶粒的当量圆直径。这些数据可通过EBSD解析容易地求出。
[数学式1]
Figure BDA0002421126090000111
根据本发明，通过满足上述的化学成分(组成)及组织，能够得到高强度并且拉伸凸缘性和形状冻结性优异的热轧钢板。因此，在将本发明的热轧钢板应用于汽车的结构部件等的情况下，能够在压制成型性等加工性不劣化的情况下得到确保汽车的安全性所需要的高强度。
<热轧钢板的制造方法>
接下来，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的特征在于，其包括以下工序：
(a)热轧工序，其是将具有以上说明的化学成分(组成)的钢原材料铸造后不进行冷却而直接进行热轧、或者暂且冷却至室温、接着加热至1100℃～1350℃而进行热轧的热轧工序，上述热轧工序包括通过使铸造后的钢原材料在多个轧机机架中连续地通过来进行精轧，上述精轧的全部轧机机架中的轧制温度为A点以上，并且上述精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制在轧制温度为A点以上且低于Ae3点、应变速度为1.0～50/秒及道次间时间为10秒以内的条件下进行，满足上述条件的全部道次的总应变量为1.4～4.0；
(b)冷却工序，其是将精轧后的钢板以20℃/秒～50℃/秒的平均冷却速度进行冷却的冷却工序，上述冷却在上述热轧工序后10秒以内开始；以及
(c)卷取工序，其将上述钢板在300℃～600℃的温度范围内进行卷取。
其中，A点为由下述(式1)求出的温度，Ae3点为由下述(式2)求出的温度。
A(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
Ae3(℃)＝919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Cu、Ni及Mo为各元素的含量(质量％)。
以下，对本发明的制造方法进行详细说明。
[(a)热轧工序]
热轧工序包括通过使具有以上说明的化学成分(组成)的铸造后的钢原材料在多个轧机机架中连续地通过而进行精轧。另外，也可以在精轧之前或精轧中的轧机机架间的轧制过程中进行去氧化皮。在本发明的方法中，精轧如之后说明的那样为了在轧制中产生铁素体相变而以低应变速度进行。因此，精轧优选通过这样的低应变速度下的轧制容易的将连续铸造与精轧连结而成的直送轧制来进行。然而，也可以采取一般的热轧方法即板坯的再加热-粗轧-精轧那样的方法。在该情况下，为了板坯的均质化，板坯加热温度设定为1100℃以上，为了防止奥氏体粒径的粗大化，板坯加热温度设定为1350℃以下。另外，钢原材料的制造方法并不限定于特定的方法，将具有上述的化学成分的钢液用转炉等进行熔炼并通过连续铸造等铸造方法制成板坯等钢原材料的常用的方法均可以应用。
(精轧的全部轧机机架中的轧制温度：A点以上)
在本发明的方法中，精轧通过使保持铸造状态的钢原材料即刚铸造后的钢原材料或加热后的钢原材料在多个轧机机架中连续地通过来进行，精轧的全部轧机机架中的轧制温度为由下述(式1)求出的A点以上。
A(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
式中，C、Mn、Cu、Ni及Mo为各元素的含量(质量％)。
如果变得低于A点，则除了轧制中的铁素体相变以外，还会伴随温度的低温化而产生铁素体相变。由后者的铁素体相变产生的铁素体的晶体粒径大，会导致抗拉强度、疲劳强度的降低。另外，由于产生这样的铁素体而使组织分率的控制也变得困难。因而，需要全部轧机机架中的温度为A点以上。例如，全部轧机机架中的温度也可以为1100℃以下。
(精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制的轧制温度：A点以上且低于Ae3点)
如果该轧制温度成为由下述(式2)求出的Ae3点以上，则变得难以在轧制中产生铁素体相变，因此设定为低于Ae3点。
Ae3(℃)＝919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Ni及Mo为各元素的含量(质量％)。
另外，如果变得低于A点，则除了轧制中的铁素体相变以外，还会伴随温度的低温化而产生铁素体相变。由后者的铁素体相变产生的铁素体的晶体粒径大，会导致抗拉强度、韧性的降低。另外，由于产生这样的铁素体而使组织分率的控制也变得困难。因此，精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制的轧制温度设定为A点以上且低于Ae3点。
(精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制的应变速度：1.0～50/秒)
为了在轧制中产生铁素体相变，应变速度优选为低速。在应变速度超过50/秒的情况下，为了产生铁素体相变所需要的压下量变大，对轧机的负荷增加。另外，加工发热变大，轧制温度成为Ae3点以上的可能性变高。因而，应变速度设定为50/秒以下。另外，在应变速度低于1.0/秒的情况下，由轧机的辊带来的散热的影响变大，轧制温度变得低于A点的可能性变高。因此，应变速度设定为1.0/秒～50/秒以下。更优选为1.5/秒～30/秒。
(精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制的道次间时间：10秒以内)
道次间时间会对轧机机架间的应变的恢复、再结晶行为造成影响。如果道次间时间超过10秒，则产生机架间的应变的恢复及再结晶，在之前的轧制道次中积蓄的应变被释放，因此变得难以在轧制中产生铁素体相变。因此，道次间时间设定为10秒以内。优选为8.5秒以内、7秒以内或5秒以内。例如，道次间时间也可以为1秒以上。
(总应变量：1.4～4.0)
上述精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制满足轧制温度为A点以上且低于Ae3点、应变速度为1.0～50/秒及道次间时间为10秒以内的条件的全部道次的总应变量设定为1.4～4.0。该总应变量会对轧制中的铁素体相变量和剩余部分贝氏体及铁素体的微细化造成大的影响。总应变量低于1.4时，难以产生充分量的铁素体相变，另外，剩余部分贝氏体及铁素体的晶体粒径粗大化。另一方面，如果总应变量超过4.0，则在轧制中产生的铁素体的同一晶粒内的平均取向差会超过5.0°，铁素体的延展性劣化。因此，该总应变量设定为1.4～4.0。优选为1.6～3.5。
在上述的轧制条件不连续的情况下，会变得无法在轧制中产生铁素体相变和/或引起轧制中产生的铁素体向奥氏体逆相变，其结果是，最终组织中的第1铁素体分率降低，所得到的热轧钢板的形状冻结性劣化。另外，在最终道次不满足轧制条件的情况下，在最终道次中也会产生从铁素体向奥氏体的逆相变，最终组织中的第1铁素体分率降低，另外，由于产生铁素体的恢复，因此屈服点伸长率变大，形状冻结性劣化。或者另外，如果最终道次的轧制温度变得低于A点，则除了轧制中的铁素体相变以外，还会伴随温度的低温化而产生铁素体相变，由后者的铁素体相变产生的铁素体的晶体粒径大，导致抗拉强度的降低。因此，需要按照下述方式来进行：精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制在轧制温度为A点以上且低于Ae3点、应变速度为1.0～50/秒及道次间时间为10秒以内的条件下并且满足该条件的全部道次的总应变量成为1.4～4.0。
(粗轧)
在本发明的方法中，例如为了调整板厚等，也可以在精轧之前对钢原材料进行粗轧。粗轧只要能够确保所期望的薄板坯尺寸即可，其条件没有特别限定。
[(b)冷却工序]
根据本发明的方法，精轧后的钢板在冷却工序中以20℃/秒～50℃/秒的平均冷却速度被冷却，该冷却在上述的热轧工序后10秒以内开始。如果从热轧工序结束后到冷却开始为止超过10秒，则产生铁素体的恢复从而屈服点伸长率变大，所得到的热轧钢板的形状冻结性降低。优选冷却是在热轧工序后9秒以内或8秒以内开始。另外，平均冷却速度低于20℃/秒时，轧制中产生的铁素体中的应变恢复而发生软化，屈服点伸长率变大，形状冻结性劣化。另外，如果冷却速度超过50℃/秒，则变得容易生成马氏体。因此，热轧工序后的冷却的平均冷却速度设定为20℃/秒～50℃/秒。优选为30℃/秒～45℃/秒。
[(c)卷取工序]
在上述冷却工序中被冷却至冷却停止温度为止的钢板在卷取工序中在300℃～600℃的温度范围内被卷取。由于在冷却工序后立即进行钢板的卷取，因此卷取温度与冷却停止温度大致相等。如果卷取温度超过600℃，则在第1铁素体中产生恢复，强度降低，并且屈服点伸长率增加从而形状冻结性降低。另外，卷取温度低于300℃时会生成马氏体，屈服比增加从而形状冻结性降低。因此，成为冷却停止温度的卷取温度设定为300℃～600℃。例如，卷取温度也可以为320℃以上或350℃以上和/或也可以为580℃以下或550℃以下。
此外，在卷取后，也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。
通过将具有与针对本发明的热轧钢板进行说明的相同组成的钢原材料铸造后，如以上说明的那样实施热轧、之后的冷却及卷取操作，能够可靠地制造下述热轧钢板：其包含30体积％～70体积％的第1铁素体、包含合计95体积％以上的贝氏体及第2铁素体中的至少1种组织和上述第1铁素体、剩余组织为5体积％以下、上述第1铁素体的平均晶体粒径为0.5μm～5.0μm、上述至少1种组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm、在存在上述剩余组织的情况下上述剩余组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm。因此，根据上述的制造方法，能够提供拉伸凸缘性和形状冻结性优异的抗拉强度为440MPa以上的热轧钢板。
以下，通过实施例对本发明更详细地进行说明，但本发明并不受这些实施例的任何限定。
实施例
将表1中所示的化学成分的钢液用转炉进行熔炼。接着，将这些钢原材料通过表2中所示的热轧、冷却及卷取条件而制造了板厚为3.0mm的热轧钢板。除表1中所示的成分以外的剩余部分为Fe及杂质。另外，对从所制造的热轧钢板中采集的试样进行分析而得到的成分组成与表1中所示的钢的成分组成同等。
[表1]
Figure BDA0002421126090000161
[表2-1]
Figure BDA0002421126090000171
[表2-2]
Figure BDA0002421126090000181
表2中的“加热温度”是将板坯再加热的情况下的温度，“直送”表示通过使连续铸造与精轧连结而成的直送轧制来实施了精轧。另外，“F1”～“F7”表示精轧中的轧机机架，各栏中的“轧制温度”表示机座入侧的温度，“道次间时间”表示从刚出该机架后至到达下一机架为止的时间。另外，“T”表示从热轧工序后(精轧结束后)到冷却开始为止的时间。另外，精轧后的冷却设定为利用水冷的冷却，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。冷却时的冷却速度以从导入水冷设备时至导出水冷设备时为止的钢板的温度下降幅度除以钢板对于水冷设备所需的通过时间而得到的平均速度来表示。
从所得到的热轧钢板中采集试验片，进行了组织观察(扫描型电子显微镜及EBSD)、拉伸试验、扩孔试验。组织观察使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制HIKARI检测器)构成的装置并以200～300点/秒的解析速度来实施；同一晶粒内的平均取向差的算出使用附属于EBSD解析装置的软件(OIM AnalysisTM)来求出。另外，关于上述扩孔试验，在试验片上开出10mmφ的冲孔(初期孔：孔径d0＝10mm)，使毛刺朝上用顶角为60度的圆锥冲头往上推压初期孔直至产生贯通板厚的裂纹为止，测定裂纹产生时的孔径d1mm，通过下述式子求出扩孔率λ(％)。将这些结果示于表3中。
λ＝100×(d1-d0)/d0
[表3]
Figure BDA0002421126090000201
表3中的“α1相”表示同一晶粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的第1铁素体，“B相”表示贝氏体，“α2相”表示同一晶粒内的平均取向差低于0.5°的第2铁素体。另外，作为“剩余组织”，包含马氏体和残留奥氏体。由表3获知：实施例的热轧钢板都是抗拉强度为440MPa以上且拉伸凸缘性和形状冻结性优异。需要说明的是，这里所谓的拉伸凸缘性优异是指λ为90％以上，所谓形状冻结性优异是指屈服比为70％以下并且屈服点伸长率低于1.0％。
另一方面，脱离本发明的范围的比较例的热轧钢板的抗拉强度、拉伸凸缘性和/或形状冻结性劣化。比较例4由于精轧的最终道次等的轧制温度为Ae3点以上，因此在轧制中没有产生铁素体相变。其结果是，屈服点伸长率增加，形状冻结性劣化。比较例5由于冷却速度比20℃/秒慢，因此在α1相中产生恢复从而α2相的分率增加，其结果是，强度降低，屈服点伸长率增加从而形状冻结性劣化。比较例10由于卷取温度(冷却停止温度)低于300℃，因此剩余组织的马氏体分率增加，即剩余组织增加超过5体积％，其结果是，屈服比超过70％，形状冻结性劣化。比较例13从热轧工序后(精轧完成)到冷却开始为止经过超过10秒，在α1相中产生恢复从而α2相的分率增加，屈服点伸长率增加，形状冻结性劣化。
比较例16由于在精轧中轧制温度变得低于A点，在轧制中伴随温度降低而生成了铁素体，因此α1相的粒径变大超过5.0μm，抗拉强度降低。比较例23的卷取温度超过600℃，在α1相中产生恢复从而α2相的分率增加，强度降低，并且屈服点伸长率增加，形状冻结性劣化。比较例28由于总应变量变得低于1.4，α1相的体积率减少至低于30％，屈服点伸长率增加，因此形状冻结性劣化。比较例29虽然满足热轧、冷却及卷取的各条件，但由于C量多，因此组织中的渗碳体量变多，扩孔性降低，拉伸凸缘性劣化。同样地，比较例30虽然满足热轧、冷却及卷取的各条件，但是由于Mn量多，因此在组织中形成带状组织，扩孔性降低，拉伸凸缘性劣化。

Claims (3)

1.一种热轧钢板，其特征在于，其具有下述组成：
以质量％计含有：
C：0.01％～0.20％、
Si：1.0％以下、
Mn：3.0％以下、
P：0.040％以下、
S：0.004％以下、
Al：0.10％以下、
N：0.004％以下，
剩余部分为Fe及杂质，
其中，包含30体积％～70体积％的同一晶粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的第1铁素体，
包含合计95体积％以上的贝氏体及同一晶粒内的平均取向差为0°以上且低于0.5°的第2铁素体中的至少1种组织和所述第1铁素体，
剩余组织为5体积％以下，
所述第1铁素体的平均晶体粒径为0.5μm～5.0μm，所述至少1种组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm，在存在所述剩余组织的情况下，所述剩余组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有选自Nb：0.01％～0.20％、Ti：0.01％～0.15％、Mo：0.01％～1.0％、Cu：0.01％～0.5％及Ni：0.01％～0.5％中的1种或2种以上。
3.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，其包括以下工序：
(a)热轧工序，其是将具有权利要求1或权利要求2所述的组成的钢原材料铸造后不进行冷却而直接进行热轧、或者暂且冷却至室温、接着加热至1100℃～1350℃而进行热轧的热轧工序，所述热轧工序包括通过使铸造后的钢原材料在多个轧机机架中连续地通过来进行精轧，所述精轧的全部轧机机架中的轧制温度为A点以上，并且所述精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制在轧制温度为A点以上且低于Ae3点、应变速度为1.0～50/秒及道次间时间为10秒以内的条件下进行，满足所述条件的全部道次的总应变量为1.4～4.0；
(b)冷却工序，其是将精轧后的钢板以20℃/秒～50℃/秒的平均冷却速度进行冷却的冷却工序，所述冷却在所述热轧工序后10秒以内开始；以及
(c)卷取工序，其将所述钢板在300℃～600℃的温度范围内进行卷取，
其中，A点为由下述(式1)求出的温度，Ae3点为由下述(式2)求出的温度，
A(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
Ae3(℃)＝919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Cu、Ni及Mo为各元素的含量(质量％)。
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