CN112585289B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供热轧钢板及其制造方法。本发明的热轧钢板的成分组成以质量％计含有C：0.04％以上且0.50％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.10％以下、S：0.05％以下、Al：0.005％以上且0.10％以下、N：0.010％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，从钢板表面起板厚t的1/2t位置处的钢组织中，以体积率计，铁素体大于30％、贝氏体为10％以上，铁素体与贝氏体的合计相对于1/2t位置处的钢组织整体而言为70％以上且95％以下，余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上，在将由相邻晶体的取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，晶粒的平均圆当量直径小于7.0μm，且以圆当量直径计为40.0μm以上的晶粒的合计相对于1/2t位置处的钢组织整体而言以体积率计为30％以下。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于建筑构造构件、具备高强度及低屈服比、韧性优异的热轧钢板及其制造方法。本发明的热轧钢板优选用作特别是进行冷辊轧成型所制造的方形钢管的原料。
背景技术
近年来，对于工厂、仓库、商业设施等大型建筑物(以下，称为建筑物)中使用的建筑构造构件而言，为了通过轻量化来削减施工成本而推进高强度化。特别是作为建筑物的柱件使用的方形钢管(方柱)要求屈服强度为385MPa以上、拉伸强度为520MPa以上的机械特性，进一步从抗震性的观点出发，要求同时具备高塑性变形能力和优异的韧性。因此，需要恰当地选择方形钢管的原料。
方形钢管通常以热轧钢板(热轧钢带)或厚板为原料并对原料进行冷成型来制造。作为冷成型的方法，存在冷冲压弯曲成型的方法或冷辊轧成型的方法。通常，在对热轧钢板进行冷辊轧成型以制造方形钢管的情况下，首先将热轧钢板成型为圆形钢管，然后对圆形钢管实施冷成型以制得方形钢管。与基于冲压弯曲成型的方形钢管的制造方法比较，基于该辊轧成型的方形钢管的制造方法具有生产性高、能够在短交货期内进行制造的优点。但是，就基于辊轧成型的方形钢管的制造方法而言，特别是在圆形钢管的成型时，由于沿管轴方向被引入较大的加工应变，因此存在管轴方向的屈服比容易上升、韧性容易下降的问题。
此外，对于辊轧成型方形钢管而言，板厚越大，则辊轧成型时的加工应变越大，因此屈服比变得更高、韧性更低。因此，特别是在制造板厚大于20mm这种厚壁的辊轧成型方形钢管的情况下，需要选择还能够耐受由辊轧成型引起的屈服比上升及韧性下降的原料。
另外，如上所述，就实施辊轧成型的原料而言，要求考虑由辊轧成型引起的屈服比上升、韧性下降这些机械特性变化来选择恰当的热轧钢板(热轧钢带)或厚板。
针对这样的要求，例如，专利文献1中公开了一种低屈服比耐火用热轧钢板，其以重量％计包含C≤0.02％、Si≤1.0％、Mn：0.05～2.0％、S≤0.02％、Al：0.01～0.1％、Nb：0.08～0.25％、Ti≤0.2％、B≤0.0020％，且以总量计包含0.02％以上且0.3％以下的Ni、Cr、Sn、Cu的1种或2种以上，余量为Fe及不可避免的杂质，且Nb量满足Nb≥0.05+7.75C-1.98Ti+6.64N+0.000035/(B+0.0004)，其金属组织中的铁素体相以体积率计为70％以上、且铁素体晶体粒径以粒度编号计为10.5号以上且15号以下，常温下的屈服比为70％以下，由此，上述低屈服比耐火用热轧钢板的韧性优异。
专利文献2中公开了一种适用于建筑构造构件的方形钢管用厚壁热轧钢板，其具有下述组成和组织，上述组成以质量％计包含C：0.07～0.18％、Mn：0.3～1.5％、P：0.03％以下、S：0.015％以下、Al：0.01～0.06％、N：0.006％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，上述组织以铁素体为主相，作为第二相具有珠光体或珠光体及贝氏体，以规定式定义的第二相频率为0.20～0.42，包含主相和第二相的平均晶体粒径为7～15μm，由此改善了韧性。
专利文献3中开了一种高热焊接用高张力钢板，其分别含有C：0.06～0.12％(意为质量％、下同)、Si：0.05～0.5％、Mn：1.0～1.8％、Al：0.01～0.06％、P：0.025％以下(不包括0％)、S：0.01％以下(不包括0％)、Nb：0.005～0.025％、Ti：0.005～0.03％、N：0.002～0.009％及B：0.0005～0.003％，并且，以规定式规定的碳当量Ceq为0.40％以下，余量为铁及不可避免的杂质，上述钢板包含以贝氏体相为主体的组织，当在从表面起深度为t/4(t表示板厚、下同)的位置处，将由相邻晶体的取向差为15°以上的大角度晶界包围的区域设为晶粒时，通过电子背散射衍射像法测定该晶粒而得到的平均圆当量直径DA为10μm以下，并且，对使用基于规定算式的极值统计法对通过上述电子背散射衍射像法测定得到的上述晶粒的粒径进行计算而得的预测最大粒径DM为80μm以下，从而使得母材低温韧性优异。
专利文献4中公开了一种高强度热轧钢板，其为以重量计含有C：0.04～0.25％、N：0.0050～0.0150％及Ti：0.003～0.050％、并且，以规定式求得的碳当量(Ceq.)为0.10～0.45％的钢，且珠光体相以面积分率计处于5～20％的范围，此外，平均粒径为1～30μm的TiN按照以重量计为0.0008～0.015％的比例分散在钢中，从而冷加工后的均匀伸长率优异(即为低屈服比)。
专利文献5中公开了一种冷冲压成型方形钢管用厚钢板，其由具有下述组成的钢形成：由钢成分(质量％)计算而得的碳当量Ceq为0.33％以上且0.43％以下；焊接裂纹敏感性组成PCM为0.15％以上且0.24％以下；焊接热影响部韧性指标fHAZ为0.30％以上且0.47％以下。专利文献5的冷冲压成型方形钢管用厚钢板的钢组织由铁素体及余量贝氏体或珠光体构成。
专利文献6中公开了一种方形钢管用钢板的制造方法，该方形钢管用钢板的钢原料以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.10～0.40％、Mn：1.20～1.50％、Al：0.003～0.06％、Ti：0.005～0.050％，余量为Fe及杂质，且以下述式定义的Ceq满足0.34以上，在该方形钢管用钢板的制造方法中，在将上述钢原料加热至900～1200℃后开始轧制，在于Ar3点以上结束轧制后，从Ar3点以下水冷至Ar3点-400℃以下，之后实施于500℃以下的回火。专利文献6的方形钢管用钢板的钢组织由软质的铁素体和硬质的贝氏体或马氏体构成。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4276324号公报
专利文献2：日本专利第5589885号公报
专利文献3：日本专利第5096087号公报
专利文献4：日本特开平7-224351号公报
专利文献5：日本特开2016-11439号公报
专利文献6：日本专利第5655725号公报
发明内容
发明要解决的课题
但是，在专利文献1的技术中，作为大有助于钢的高强度化的元素的C的含量被抑制为0.02重量％以下。因此，存在难以稳定地使辊轧成型后的屈服强度为385MPa以上的问题。
在专利文献2的技术中，包含主相和第二相的平均晶体粒径为7～15μm。在该平均晶体粒径的范围的情况下，存在无法在辊轧成型后获得拉伸强度520MPa以上的强度的问题。
在专利文献3的技术中，以贝氏体相为主体(70面积％以上)。由于硬质的贝氏体的面积率高，因此存在屈服比大于0.75的问题。
在专利文献4的技术中，为软质的铁素体与硬质的珠光体的复合组织钢。因此，虽然屈服比低，但韧性差，存在无法确保方形钢管所需韧性的问题。
在将采用专利文献5的技术制得的冷冲压成型方形钢管用厚钢板用作冷辊轧成型方形钢板的原料的情况下，由于在冷辊轧成型时沿管轴方向引入的加工应变而使得韧性下降。因此，存在无法确保方形钢管所需韧性的问题。
对于通过专利文献6的上述制造方法制造的钢板而言，为了使屈服比为0.75以下，需要在实施热轧及接着该热轧的冷却后进行回火处理。因此，在制造成本方面不利。
本发明是鉴于上述情况提出的，其目的在于提供适用于建筑构造构件且具备高强度及低屈服比、韧性优异的厚壁的热轧钢板及其制造方法。
在此，本发明所称的“高强度”是指进行冷辊轧成型所制造的方形钢管(以下，也存在称为冷辊轧成型方形钢管的情况)的原料即热轧钢板(方形钢管用的热轧钢板)的屈服强度为330MPa以上、拉伸强度为520MPa以上的强度。另外，本发明所称的“低屈服比”是指上述原料的屈服比(＝屈服强度/拉伸强度)为0.75以下。另外，本发明所称的“韧性优异”是指上述原料在-40℃时的夏比吸收能为170J以上。另外，本发明所称的“厚壁”是指板厚大于20mm。需要说明的是，在本发明中，上述原料的热轧钢板包括热轧钢带。
用于解决课题的手段
本申请的发明人为了解决上述课题而进行了深入研究。
如上所述，实施辊轧成型的原料需要考虑由辊轧成型引起的屈服比上升、韧性下降这样的机械特性的变化而恰当地选择。在本发明中，首先，研究了能够使得对原料进行冷辊轧成型而制造的方形钢管的屈服强度为385MPa以上、拉伸强度为520MPa以上、且具备高塑性变形能力和优异的韧性的原料。结果发现，冷辊轧成型方形钢管用的原料(热轧钢板)的机械特性、具体为屈服强度为330MPa以上、拉伸强度为520MPa以上、屈服比(＝屈服强度/拉伸强度)为0.75以下、及-40℃时的夏比吸收能为170J以上即可。
并且，针对满足上述机械特性的原料(冷辊轧成型方形钢管用的热轧钢板)进一步研究的结果，得出以下见解(i)～(iii)。
(i)对于原料而言，为了满足本发明中作为目标的屈服强度及拉伸强度，需要使C含量为0.04质量％以上，而且使钢板的主体组织为铁素体与贝氏体的混合组织，且在将由相邻晶体的取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，使晶粒的平均圆当量直径小于7.0μm。
(ii)对于原料而言，为了满足本发明中作为目标的屈服比，需要使钢板的余量组织为从硬质的珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上。
(iii)在原料满足上述(i)及(ii)二者的钢组织中，为了进一步具备本发明中作为目标的韧性，在将由相邻晶体的取向差15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，需要使圆当量直径40.0μm以上的晶粒的体积率为30％以下。
本发明是基于以上见解完成的，其要旨如下。
[1]热轧钢板，其成分组成以质量％计含有
C：0.04％以上且0.50％以下、
Si：2.0％以下、
Mn：0.5％以上且3.0％以下、
P：0.10％以下、
S：0.05％以下、
Al：0.005％以上且0.10％以下、
N：0.010％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质，
上述热轧钢板的从钢板表面起板厚t的1/2t位置处的钢组织中：
以体积率计，铁素体大于30％、贝氏体为10％以上，该铁素体与该贝氏体的合计相对于1/2t位置处的钢组织整体而言为70％以上且95％以下，
余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上，
在将由相邻晶体的取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，
该晶粒的平均圆当量直径小于7.0μm，
且以圆当量直径计为40.0μm以上的该晶粒的合计相对于1/2t位置处的钢组织整体而言以体积率计为30％以下。
[2]根据上述[1]所述的热轧钢板，其除了上述成分组成以外、以质量％计还含有选自下述A组及B组中的1组或2组。
A组：选自Nb：0.15％以下、Ti：0.15％以下、V：0.15％以下中的1种或2种以上；
B组：选自Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下、Ca：0.010％以下，B：0.010％以下中的1种或2种以上。
[3]根据上述[1]或[2]所述的热轧钢板，其板厚大于20mm。
[4]热轧钢板的制造方法，其中，在将具有上述[1]或[2]中记载的成分组成的钢原料加热至加热温度为1100℃以上且1300℃以下后，
实施粗轧结束温度为850℃以上且1150℃以下、精轧结束温度为750℃以上且850℃以下、且930℃以下的合计压下率为65％以上的热轧，
在上述热轧后，在以板厚中心温度计平均冷却速度为10℃/s以上且30℃/s以下、冷却停止温度为450℃以上且650℃以下的条件下进行冷却。
[5]根据上述[4]所述的热轧钢板的制造方法，其中，上述热轧钢板的板厚大于20mm。
发明效果
根据本发明，能够提供具备高强度及低屈服比且韧性优异即屈服强度为330MPa以上、拉伸强度为520MPa以上、屈服比为0.75以下、-40℃时的夏比吸收能为170J以上的热轧钢板及其制造方法。
具体实施方式
以下，详细说明本发明。
本发明的热轧钢板具有下述成分组成：以质量％计含有C：0.04％以上且0.50％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、P：0.10％以下、S：0.05％以下、Al：0.005％以上且0.10％以下、N：0.010％以下，余量为Fe及不可避免的杂质。从钢板表面起板厚t的1/2t位置处的钢组织中，以体积率计，铁素体大于30％、贝氏体为10％以上，该铁素体与该贝氏体的合计相对于1/2t位置处的钢组织整体而言为70％以上且95％以下，余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上。另外，在将由相邻晶体的取向差(以下，也称为“晶体取向差”)为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，该晶粒的平均圆当量直径(以下，也称为“平均晶体粒径”)小于7.0μm，且圆当量直径(以下，也称为“晶体粒径”)为40.0μm以上的晶粒的合计相对于1/2t位置处的钢组织整体而言以体积率计为30％以下。
首先，以下说明本发明中对热轧钢板的钢原料的成分组成进行限定的理由。在本说明书中，只要没有特别说明，表示钢组成的“％”为“质量％”。
C：0.04％以上且0.50％以下
C为通过固溶强化而使钢的强度提高的元素。另外，C促进珠光体的生成、提高淬火性而有助于马氏体的生成、有助于奥氏体的稳定化，因此还是有助于硬质相的形成的元素。为了确保本发明中作为目标的强度及屈服比，需要含有0.04％以上的C。但是，若C含量大于0.50％，则硬质相的比例变高、屈服比上升、韧性下降，另外焊接性也恶化。因此，C含量设为0.04％以上且0.50％以下。C含量优选0.08％以上，更加优选大于0.12％，进一步优选0.14％以上。另外，C含量优选0.30％以下，更加优选0.25％以下，进一步优选0.22％以下。
Si：2.0％以下
Si为通过固溶强化而使钢的强度提高的元素，可以根据需要含有。为了获得这样的效果，希望含有0.01％以上的Si。但是，若Si含量大于2.0％，则焊接性恶化。另外，韧性也下降。因此，Si含量设为2.0％以下。Si含量优选0.01％以上，更加优选0.10％以上。另外，Si含量优选0.5％以下，更加优选0.4％以下，进一步优选0.3％以下。
Mn：0.5％以上且3.0％以下
Mn为通过固溶强化而使钢的强度提高的元素。另外，Mn为通过使铁素体相变开始温度降低而有助于组织的微细化的元素。为了确保本发明中作为目标的强度及组织，需要含有0.5％以上的Mn。但是，若Mn含量大于3.0％，则焊接性恶化。另外，屈服强度提高，无法获得期望的屈服比。因此，Mn含量设为0.5％以上且3.0％以下。Mn含量优选0.7％以上，更加优选0.9％以上，进一步优选1.0％以上。另外，Mn含量优选2.5％以下，更加优选2.0％以下。
P：0.10％以下
P由于偏析于晶界而导致材料的非均质，因此优选作为不可避免的杂质而尽可能减少，可以容许至0.10％以下的含量。因此，P含量设为0.10％以下的范围内。P含量优选0.03％以下，更加优选0.020％以下，进一步优选0.015％以下。需要说明的是，P的下限虽未特别规定，但过度减少导致炼制成本飙升，因此优选P为0.002％以上。
S：0.05％以下
S在钢中通常以MnS的形式存在，而MnS在热轧工序中被拉伸得较薄，并对延展性造成不良影响。因此，在本发明中，优选尽可能减少S，能够容许至0.05％以下的含量。因此，S含量设为0.05％以下。S含量优选0.015％以下，更加优选0.010％以下，进一步优选0.008％以下。需要说明的是，S的下限虽未特别规定，但过度减少导致炼制成本飙升，因此优选S设为0.0002％以上。
Al：0.005％以上且0.10％以下
Al为作为强力的脱氧剂发挥作用的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.005％以上的Al。但是，若Al含量大于0.10％，则焊接性恶化，并且，氧化铝系夹杂物增多、表面性状恶化。另外，焊接部的韧性也下降。因此，Al含量设为0.005％以上且0.10％以下。Al含量优选0.01％以上，更加优选0.027％以上。另外，Al含量优选0.07％以下，更加优选0.04％以下。
N：0.010％以下
N为不可避免的杂质，是具有通过牢牢地限制(固定)位错运动以使韧性下降的作用的元素。在本发明中，N作为杂质而希望尽可能减少，但N的含量能够容许至0.010％。因此，N含量设为0.010％以下。N含量优选0.0080％以下，更加优选0.0040％以下，进一步优选0.0035％以下。需要说明的是，过度减少导致炼制成本飙升，因此优选N含量为0.0010％以上，更加优选为0.0015％以上。
余量为Fe及不可避免的杂质。需要说明的是，在不影响本发明效果的范围内，可以含有0.005％以下的O。
上述成分为本发明中的热轧钢板的基本的成分组成。基于上述必要元素能够获得本发明中作为目标的特性，但可以根据需要含有下述元素。
选自Nb：0.15％以下、Ti：0.15％以下、V：0.15％以下中的1种或2种以上
Nb、Ti、V均为在钢中形成微细的碳化物、碳化物，并通过析出强化而有助于钢的强度提高的元素，可根据需要含有。为了获得这样的效果，在含有Nb、Ti、V的情况下，分别优选Nb：0.005％以上、Ti：0.005％以上、V：0.005％以上。另一方面，过度的含有存在导致屈服比上升及韧性下降的可能。由此，在含有Nb、Ti、V的情况下，分别优选Nb：0.15％以下、Ti：0.15％以下、V：0.15％以下。因此，在含有Nb、Ti、V的情况下，分别优选Nb：0.15％以下、Ti：0.15％以下、V：0.15％以下。需要说明的是，优选Nb：0.005％以上、Ti：0.005％以上、V：0.005％以上。更加优选Nb：0.008％以上且0.10％以下、Ti：0.008％以上且0.10％以下、V：0.008％以上且0.10％以下。进一步优选Nb：0.010％以上且0.035％以下、Ti：0.010％以上且0.040％以下、V：0.010％以上且0.035％以下。需要说明的是，在含有选自Nb、Ti、V中的2种以上的情况下，存在导致屈服比上升及韧性下降的可能，因此优选将合计量(Nb+Ti+V的量)设为0.150％以下。
选自Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下、Ca：0.010％以下，B：0.010％以下中的1种或2种以上
Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下
Cr、Mo为提高钢的淬火性、使钢的强度提高的元素，可以根据需要含有。为了获得上述效果，在含有Cr、Mo的情况下，分别优选Cr：0.01％以上、Mo：0.01％以上。另一方面，过度的含有存在导致韧性下降及焊接性恶化的可能。由此，在含有Cr、Mo的情况下，分别优选Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下。因此，在含有Cr、Mo的情况下，分别优选Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下。需要说明的是，优选Cr：0.01％以上、Mo：0.01％以上。
更加优选Cr：0.10％以上且0.50％以下、Mo：0.10％以上且0.50％以下。
Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下
Cu、Ni为通过固溶强化而使钢的强度提高的元素，可以根据需要含有。为了获得上述效果，在含有Cu、Ni的情况下，分别优选Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上。另一方面，过度的含有存在导致韧性下降及焊接性恶化的可能。由此，在含有Cu、Ni的情况下，分别优选Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下。因此，在含有Cu、Ni的情况下，分别优选Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下。需要说明的是，优选Cu：0.01％以上、Ni：0.01％以上。更加优选Cu：0.10％以上且0.4％以下、Ni：0.10％以上且0.2％以下。
Ca：0.010％以下
Ca为将在热轧工序中被拉伸得较薄的MnS等硫化物球状化，以有助于钢的韧性提高的元素，可根据需要含有。为了获得这样的效果，在含有Ca的情况下，优选含有0.0005％以上。但是，若Ca含量大于0.010％，则存在在钢中形成Ca氧化物簇、韧性恶化的情况。因此，在含有Ca的情况下，优选Ca含量为0.010％以下。需要说明的是，优选Ca含量为0.0005％以上。更加优选Ca含量为0.0010％以上且0.0050％以下。
B：0.010％以下
B为通过使铁素体相变开始温度降低以有助于组织的微细化的元素。为了获得这样的效果，在含有B的情况下，优选含有0.0003％以上。但是，若B含量大于0.010％，则存在屈服比上升的情况。因此，在含有B的情况下，优选设为0.010％以下。需要说明的是，优选设为0.0003％以上。
更加优选B含量为0.0005％以上且0.0050％以下。
接下来，说明限定本发明中热轧钢板的钢组织的理由。
本发明的热轧钢板中的钢板的板厚为1/2t位置(t表示板厚、下同)处的钢组织中：以体积率计，含有大于30％的铁素体、10％以上的贝氏体，该铁素体与该贝氏体的合计相对于1/2t位置处的钢组织整体而言为70％以上且95％以下，余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上。在将由相邻晶体的取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，该晶粒的平均圆当量直径(平均晶体粒径)小于7.0μm，且以圆当量直径(晶体粒径)计为40.0μm以上的该晶粒的合计相对于1/2t位置处的钢组织整体而言以体积率计为30％以下。
铁素体的体积率：大于30％、贝氏体的体积率：10％以上、铁素体及贝氏体相对于钢组织整体而言的合计体积率：70％以上且95％以下
铁素体为软质的组织，能够通过与其他硬质的组织混合来实现低屈服比。为了基于这样的效果来获得本发明中作为目标的低屈服比，需要铁素体的体积率大于30％。铁素体的体积率优选40％以上，更加优选43％以上，进一步优选45％以上。需要说明的是，上限虽未特别规定，但为了确保期望的屈服比，优选铁素体的体积率低于75％，更加优选低于70％，进一步优选60％以下。
贝氏体为具有中间硬度的组织，使钢的强度提高。若仅是上述铁素体，则无法获得本发明中作为目标的屈服强度及拉伸强度，因此需要贝氏体的体积率为10％以上。贝氏体的体积率优选15％以上，更加优选20％以上，进一步优选25％以上。需要说明的是，上限虽未特别规定，但为了确保期望的屈服比，优选贝氏体的体积率为55％以下，更加优选50％以下，进一步优选45％以下。
但是，若铁素体与贝氏体的合计体积率低于70％，则无法获得本发明中作为目标的屈服比及韧性。另一方面，若铁素体与贝氏体的合计体积率大于95％，则无法获得本发明中作为目标的屈服强度及屈服比。因此，在上述条件的基础上，需要将铁素体与贝氏体的合计体积率设为70％以上且95％以下。优选75％以上且93％以下。更加优选80％以上且90％以下。
余量：从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上
珠光体、马氏体及奥氏体为硬质的组织，特别是能够使钢的拉伸强度提高，并能够通过与软质的铁素体混合来实现低屈服比。为了获得这样的效果，优选珠光体、马氏体及奥氏体各自的合计体积率为5％以上且30％以下。更加优选7％以上且25％以下。进一步优选10％以上且20％以下。需要说明的是，铁素体、贝氏体、珠光体、马氏体及奥氏体的体积率能够使用后述的实施例中记载的方法测定。
在将由相邻晶体的取向差(晶体取向差)为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，晶粒的平均晶体粒径：小于7.0μm、晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的合计的体积率：30％以下
如上所述，本发明的钢组织为了获得本发明中作为目标的低屈服比、屈服强度及拉伸强度，采用将软质组织与硬质组织混合得到的钢(以下，称为“复合组织钢”)。但是，与单一组织钢比较，复合组织钢的韧性差。因而，在本发明中，为了兼顾上述机械特性和优异的韧性，在将由晶体取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，规定晶粒的平均晶体粒径。在晶粒的平均晶体粒径为7.0μm以上的情况下，铁素体晶粒并非充分微细，因而无法获得期望的屈服强度及韧性。因此，通过使晶粒的平均晶体粒径小于7.0μm，从而能够在获得本发明中作为目标的屈服强度的同时确保韧性。晶粒的平均晶体粒径优选为6.5μm以下，更加优选为6.0μm以下。
通常，就单一组织钢或接近单一组织钢的钢中的晶体粒径分布而言，其遵循具有1个峰且在变量大的一侧较大地扩展、而在变量小的一侧有限的对数正态分布。但是，如本发明所示，就包含铁素体和贝氏体的复合组织钢中的晶体粒径分布而言，已知在粗大晶粒侧新出现了贝氏体的峰。
具体来说，在本发明的钢组织、即铁素体的体积率大于30％、贝氏体的体积率为10％以上的复合组织钢中，在晶体粒径分布中在粗大晶粒侧新出现了贝氏体的峰。这表明混合有粗大的贝氏体。混合有粗大的贝氏体是使得韧性大幅恶化的原因。其结果，在复合组织钢中，即使限定最大晶体粒径的上限，也无法将粗大的贝氏体的存在比例抑制得较低。因此，要获得良好的韧性，还需要限定粗大的晶粒存在的比例的上限。
贝氏体不会越过取向差大的边界(奥氏体晶界、通过位错聚集形成的亚晶界)而生长。要抑制上述的粗大贝氏体的生成，尽可能于低温进行热轧中的精轧、在奥氏体中引入大量位错以使亚晶界面积增加、形成微细的亚晶粒构造(以下，也称为“微细化”。)尤其有效。
即，本发明中的钢的韧性通过使成为脆性破坏阻力的晶界的总面积增加而提高。通过预备实验发现了以下情况：若晶体粒径为40.0μm以上的粗大晶粒以体积率计大于30％，则无法确保足以获得所需韧性的晶界面积。由此，在本发明中，在规定上述晶粒的平均晶体粒径的上限小于7.0μm的基础上，进一步规定晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率为30％以下。优选晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率为20％以下，更加优选15％以下。
需要说明的是，晶体取向差、平均晶体粒径及晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率能够通过SEM/EBSD法测定，在此，能够使用后述实施例中记载的方法测定。
接下来，说明本发明一实施方式中的热轧钢板的制造方法。
本发明的热轧钢板例如能够如下制得：在将具有上述成分组成的钢原料加热至加热温度为1100℃以上且1300℃以下后，实施粗轧结束温度为850℃以上且1150℃以下、精轧结束温度为750℃以上且850℃以下、且从930℃以下至精轧结束温度的合计压下率为65％以上的热轧以制成热轧板，在热轧后，在以板厚中心温度计平均冷却速度为10℃/s以上且30℃/s以下、冷却停止温度为450℃以上且650℃以下的条件下对热轧板进行冷却，在冷却后实施对热轧板进行卷取的卷取工序。
需要说明的是，在以下的制造方法的说明中，关于温度的“℃”描述只要没有特别说明，均为钢原料、钢板(热轧板)的表面温度。这些表面温度能够使用辐射温度计等测定。另外，钢板板厚中心的温度能够通过对钢板截面内的温度分布进行传热分析来计算，并使用钢板的表面温度对其结果进行修正而求得。
在本发明中，钢原料(钢坯)的熔炼方法没有特别限定，转炉、电炉、真空熔炉等公知的熔炼方法均适合。铸造方法也没有特别限定，能够通过连续铸造法等公知的铸造方法制造为期望尺寸。需要说明的是，取代连续铸造法应用铸锭-开坯轧制法也没有任何问题。此外也可以对钢液实施浇包精炼等二次精炼。
接下来，在将所制得的钢原料(钢坯)加热至加热温度：1100℃以上且1300℃以下后，实施粗轧结束温度：850℃以上且1150℃以下的粗轧，并实施精轧结束温度：750℃以上且850℃以下的精轧，且实施于930℃以下的合计压下率：65％以上的热轧工序，以制得热轧板。
加热温度：1100℃以上且1300℃以下
在加热温度低于1100℃的情况下，被轧制材料的变形阻力变大，轧制变得困难。另一方面，若加热温度高于1300℃，则奥氏体晶粒粗大化，无法在之后的轧制(粗轧、精轧)中获得微细的奥氏体晶粒，确保本发明中作为目标的热轧钢板的平均晶体粒径变得困难。另外，难以抑制粗大贝氏体的生成，难以将晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率控制为本发明中作为目标的范围。因此，热轧工序中的加热温度设为1100℃以上且1300℃以下。更加优选为1120℃以上且1280℃以下。
需要说明的是，在本发明中，除现有方法(在制造钢坯(坯料)后暂时冷却至室温，之后再次加热)外，也能够应用下述直送轧制的节能工艺而没有问题：例如在未冷却至室温而以热片状态装填到加热炉中、或在稍微进行保温后立即进行轧制。
粗轧结束温度：850℃以上且1150℃以下
在粗轧结束温度低于850℃的情况下，在之后的精轧中，钢板表面温度变为铁素体相变开始温度以下，生成铁素体的危险性增大。所生成的铁素体通过之后的精轧而成为沿轧制方向伸长了的加工铁素体晶粒，导致屈服比上升。另一方面，若粗轧结束温度高于1150℃，则奥氏体未再结晶温度范围内的压下量不足，无法获得微细的奥氏体晶粒，难以确保本发明中作为目标的热轧钢板的平均晶体粒径。另外，难以抑制粗大的贝氏体的生成。因此，粗轧结束温度设为850℃以上且1150℃以下。更加优选为860℃以上且1000℃以下。进一步优选为870℃以上且980℃以下。
精轧结束温度：750℃以上且850℃以下
在精轧结束温度低于750℃的情况下，精轧中钢板表面温度变为铁素体相变开始温度以下，生成铁素体的危险性升高。按照上述方式生成的铁素体通过之后的轧制而成为沿轧制方向伸长了的加工铁素体晶粒，导致屈服比上升。另一方面，若精轧结束温度高于850℃，则奥氏体未再结晶温度范围内的压下量不足，无法获得微细的奥氏体晶粒，难以确保本发明中作为目标的热轧钢板的平均晶体粒径。另外，抑制粗大贝氏体的生成变得困难。因此，精轧结束温度设为750℃以上且850℃以下。更加优选为770℃以上且830℃以下。进一步优选为780℃以上且820℃以下。
于930℃以下的合计压下率：65％以上
在本发明中，通过在热轧工序中使奥氏体微细化，从而使得在后续的冷却工序、卷取工序中生成的铁素体、贝氏体及余量组织微细化，制得具有本发明中作为目标的强度及韧性的热轧钢板。为了在热轧工序中使奥氏体微细化，需要提高奥氏体未再结晶温度范围内的压下率以引入充分的加工应变。为了达成这一目的，在本发明中，将从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率设为65％以上。在从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率低于65％的情况下，无法在热轧工序中引入充分的加工应变，因此无法获得具有本发明中作为目标的晶体粒径的组织。更加优选从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为70％以上，进一步优选71％以上。虽未特别规定上限，但若大于80％，则针对压下率上升的韧性提高效果变小，仅仅会导致设备负载增大，因此，优选从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为80％以下。更加优选75％以下，进一步优选74％以下。
在此，之所以设为930℃以下，是因为高于930℃时，在轧制工序中奥氏体再结晶，通过轧制引入的位错消失，无法获得微细化的奥氏体。上述合计压下率是指从930℃以下至精轧结束温度为止的温度范围的各轧制道次的压下率的合计。
需要说明的是，在对坯料进行热轧时，可以采用在上述粗轧及精轧二者中使从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为65％以上的热轧，或者采用仅在精轧中使从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为65％以上的热轧。在后者的情况下，在仅通过精轧无法使从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为65％以上的情况下，也可以在粗轧的中途对坯料进行冷却以使温度成为930℃以下，然后使粗轧和精轧二者中的从930℃以下至精轧结束温度为止的合计压下率为65％以上。
在本发明中，最终板厚的上限虽未特别规定，但基于确保必要压下率、钢板温度管理的观点而优选32mm以下。
在热轧工序后，对热轧板实施冷却工序。在冷却工序中，在直至冷却停止温度的平均冷却速度：10℃/s以上且30℃/s以下、冷却停止温度：450℃以上且650℃以下的条件下进行冷却。
从冷却开始到冷却停止(冷却结束)的平均冷却速度：10℃/s以上且30℃/s以下
若以热轧板的板厚中心温度计从冷却开始到后述的冷却停止的温度范围的平均冷却速度小于10℃/s，则铁素体的核生成频率减少，铁素体晶粒粗大化，因此无法使平均晶体粒径小于7.0μm。另外，难以控制为本发明中作为目标的晶体粒径为40.0μm以上的体积率的范围。另一方面，若平均冷却速度大于30℃/s，则在钢板的板厚t/2的位置处生成大量马氏体，铁素体与贝氏体的合计体积率变为低于70％。优选平均冷却速度为15℃/s以上，更加优选17℃/s以上。优选25℃/s以下，更加优选23℃/s以下。
需要说明的是，在本发明中，基于抑制冷却前的钢板表面中的铁素体生成的观点，优选在精轧结束后立即开始冷却。
冷却停止温度：450℃以上且650℃以下
若以热轧板的板厚中心温度计的冷却停止温度低于450℃，则存在在钢板的板厚1/2t位置处生成大量马氏体，铁素体与贝氏体的合计体积率变为低于70％的情况。另外，存在铁素体的体积率变为30％以下的情况。另一方面，若冷却停止温度高于650℃，则铁素体的核生成频率减少，铁素体晶粒粗大化，并且，由于高于贝氏体相变开始温度，因此无法使贝氏体的体积率为10％以上。优选冷却停止温度480℃以上，更加优选490℃以上。优选620℃以下，更加优选600℃以下。
需要说明的是，在本发明中，平均冷却速度只要没有特别说明，均为通过((冷却前的热轧板的板厚中心温度-冷却后的热轧板的板厚中心温度)/冷却时间)求得的值(冷却速度)。冷却方法能够举出从喷嘴喷水等的水冷、由冷却气体的喷射进行的冷却等。在本发明中，优选以热轧板的两面在相同条件下冷却的方式对热轧板两面实施冷却操作(处理)。
在冷却工序后实施进行热轧板的卷取、之后放冷的卷取工序。
在卷取工序中，基于钢板组织的观点，优选于卷取温度：450～650℃卷取。若卷取温度低于450℃，则存在生成大量马氏体且铁素体与贝氏体的合计体积率变为低于70％的情况。另外，存在铁素体的体积率变为30％以下的情况。若卷取温度高于650℃，则存在铁素体的核生成频率减少、铁素体晶粒粗大化且由于高于贝氏体相变开始温度而无法使贝氏体的体积率为10％以上的情况。更加优选卷取温度为480～620℃，进一步优选490～590℃。
基于以上所述，能够制造本发明的热轧钢板。根据本发明，能够获得屈服强度为330MPa以上、拉伸强度为520MPa以上、屈服比为0.75以下、-40℃时的夏比吸收能为170J以上的热轧钢板。另外，就以所制得的热轧钢板为原料而制造的冷辊轧成型方形钢管而言，可以使得屈服强度为385MPa以上、拉伸强度为520MPa以上，且还具备高塑性变形能力及优异的韧性。由此，与冷冲压弯曲成型比较，能够提高生产性，在短交货期内制造高强度方形钢管。该冷辊轧成型方形钢管尤其适合用于工厂、仓库、商业设施等大型建筑物的建筑构件，因此能够大有助于削减施工成本。
实施例
以下，基于实施例进一步详细地说明本发明。需要说明的是，本发明不限于以下的实施例。
将具有表1所示的成分组成的钢液在转炉中熔炼，使用连续铸造法制得坯料(钢原料：壁厚250mm)。对所制得的坯料实施表2所示的条件的热轧工序、冷却工序、卷取工序，制得表2所示的最终板厚(mm)的热轧钢板。
从所制得的热轧钢板采集试验片，实施以下所示的组织观察、拉伸试验、夏比冲击试验。
〔组织观察〕
对于组织观察用的试验片而言，以观察面为热轧时的轧制方向截面且位于板厚1/2t位置的方式采集，在研磨后进行硝酸乙醇腐蚀来制备。组织观察中，使用光学显微镜(倍率：1000倍)或扫描型电子显微镜(SEM、倍率：1000倍)观察钢板的板厚1/2t位置处的组织并拍照。根据所得的光学显微镜图像及SEM图像求出铁素体、珠光体、贝氏体及余量组织的面积率。各组织的面积率以5个视野以上进行观察，并采用各个视野中得到的值的平均值计算。在此，将通过组织观察得到的面积率设为各组织的体积率。
在此，铁素体为由扩散相变所得的生成物，其位错密度低且具有大致恢复后的组织。其中包含多边形铁素体及近似多边形铁素体。另外，贝氏体为位错密度高的板条状的铁素体与渗碳体的多相组织。
需要说明的是，由于在光学显微镜图像及SEM图像中不易识别马氏体和奥氏体，因此，根据所得到的SEM像测定作为马氏体或奥氏体所观察到的组织的面积率，再减掉之后采用后述方法测定的奥氏体的体积率，将所得到的值设为马氏体的体积率。
奥氏体的体积率的测定通过X射线衍射进行。组织观察用的试验片在以衍射面位于钢板的板厚1/2t位置的方式研削后，进行化学研磨以将表面加工层除去而制备。测定中，使用Mo的Kα线，根据fcc铁的(200)、(220)、(311)面和bcc铁的(200)、(211)面的积分强度求出奥氏体的体积率。
另外，平均圆当量直径(平均晶体粒径)及圆当量直径(晶体粒径)为40.0μm以上的晶粒的体积率使用SEM/EBSD法测定。测定区域设为500μm×500μm，测定步长设为0.5μm。对于晶体粒径而言，求出邻接的晶粒间的取向差并以取向差为15°以上的边界为晶界来测定。根据所得到的晶界求出粒径的算术平均，设为平均晶体粒径。
需要说明的是，在晶体粒径分析中，晶体粒径为2.0μm以下的晶粒作为测定噪声而被从分析对象排除，所得到的面积率与体积率相等。
〔拉伸试验〕
对于拉伸试验而言，以拉伸方向与轧制方向平行的方式采集JIS5号的拉伸试验片，并基于JIS Z 2241的规定来实施。测定屈服强度YS、拉伸强度TS，计算以(屈服强度)/(拉伸强度)定义的屈服比。
〔夏比冲击试验〕
在夏比冲击试验中，从所制得的热轧钢板的板厚1/2t位置以试验片长度方向与制方向平行的方式采集V形缺口试验片。基于JIS Z2242的规定，于试验温度：-40℃实施夏比冲击试验，求出吸收能(J)。需要说明的是，试验片的数量各为3片，计算其平均值而求出吸收能(J)。
将所得到的结果示于表3。
[表1]
Figure BDA0002943785800000211
*1.成分组成中，上述以外为余量Fe及不可避免的杂质。
*2.带下划线的文字表示在本发明的范围外。
[表2]
Figure BDA0002943785800000221
*1.带下划线的文字表示在本发明的范围外。
[表3]
Figure BDA0002943785800000231
*1.带下划线的文字表示在本发明的范围外。
*2.F：铁素体、P：珠光体、B：贝氏体、M：马氏体、A：奥氏体
表3中，钢No.1、4、11、12、16、21～28、30～40、42为本发明例，钢No.2、3、5～10、13～15、17～20、29、41、43为比较例。
本发明例的钢组织均为：以体积率计，包含大于30％的铁素体、10％以上的贝氏体，铁素体与贝氏体的合计体积率为70％以上且95％以下，余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上，且晶粒的平均晶体粒径小于7.0μm，晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率为30％以下。另外，以上本发明例的机械特性均为：屈服强度为330MPa以上、拉伸强度为520MPa以上、屈服比为0.75以下、-40℃时的夏比吸收能为170J以上。
另一方面，比较例的钢No.2中，由于C的含量低于本发明的范围，因此屈服强度及拉伸强度成为本发明的范围外。比较例的钢No.3中，由于Mn的含量低于本发明的范围，因此晶粒粗大化、平均晶体粒径及晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率成为本发明的范围外，因此，屈服强度、拉伸强度及-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
就比较例的钢No.5而言，由于坯料加热温度高于本发明的范围，晶粒粗大化、平均晶体粒径及晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率成为本发明的范围外，因此，拉伸强度及-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
就比较例的钢No.6而言，由于930℃以下的压下率低于本发明的范围，无法抑制粗大的贝氏体的生成，晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率成为本发明的范围外，因此，-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
就比较例的钢No.7而言，由于精轧结束温度低于本发明的范围，在热轧中途生成铁素体，因此，屈服比未达到期望的值。
就比较例的钢No.8而言，精轧结束温度高于本发明的范围，因此930℃以下的压下率低于本发明的范围，无法抑制粗大的贝氏体的生成，晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率成为本发明的范围外，-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
就比较例的钢No.9而言，冷却速度低于本发明的范围，因此晶粒粗大化，平均晶体粒径及晶体粒径为40.0μm以上的晶粒的体积率成为本发明的范围外，屈服强度、拉伸强度及-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
就比较例的钢No.10而言，冷却速度高于本发明的范围，因此铁素体的体积率及铁素体与贝氏体的合计体积率成为本发明的范围外，屈服比及-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
就比较例的钢No.13而言，冷却停止温度高于本发明的范围，因此贝氏体的体积率成为本发明的范围外，屈服强度及拉伸强度未达到期望的值。
就比较例的钢No.14而言，冷却停止温度低于本发明的范围，因此铁素体与贝氏体的合计体积率成为本发明的范围外，屈服比及-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
就比较例的钢No.15而言，C的含量高于本发明的范围，因此铁素体与贝氏体的合计体积率成为本发明的范围外，屈服比及-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
就比较例的钢No.17而言，Si的含量高于本发明的范围，因此-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
就比较例的钢No.18而言，Mn的含量高于本发明的范围，因此屈服比未达到期望的值。
就比较例的钢No.19而言，P的含量高于本发明的范围，因此-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
就比较例的钢No.20而言，S的含量高于本发明的范围，因此-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
就比较例的No.29而言，C的含量低于本发明的范围，因此屈服强度及拉伸强度成为本发明的范围外。另外，作为硬质相的珠光体的生成被抑制，铁素体与贝氏体合计体积率成为本发明的范围外，其结果，屈服比未达到期望的值。
就比较例的No.41而言，冷却停止温度低于本发明的范围，因此铁素体的体积率成为本发明的范围外，屈服比未达到期望的值。
就比较例的No.43而言，冷却速度低于本发明的范围，因此平均晶体粒径成为本发明的范围外，-40℃时的夏比吸收能未达到期望的值。
如以上所述，通过将热轧钢板的组成及组织设为本发明的范围内，从而能够提供大型建筑物的建筑构件中使用的、韧性优异的高强度、低屈服比的冷辊轧成型方形钢管用的热轧钢板。

Claims (5)

1.热轧钢板，其成分组成以质量％计含有
C：0.04％以上且0.50％以下、
Si：2.0％以下、
Mn：0.5％以上且3.0％以下、
P：0.10％以下、
S：0.05％以下、
Al：0.005％以上且0.10％以下、
N：0.010％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质，
所述热轧钢板的从钢板表面起板厚t的1/2t位置处的钢组织中：
以体积率计，铁素体大于30％、贝氏体为10％以上，所述铁素体与所述贝氏体的合计相对于1/2t位置处的钢组织整体而言为70％以上且95％以下，余量为从珠光体、马氏体、奥氏体中选择的1种或2种以上，
在将由相邻晶体的取向差为15°以上的边界包围的区域设为晶粒时，所述晶粒的平均圆当量直径小于7.0μm，且以圆当量直径计为40.0μm以上的所述晶粒的合计相对于1/2t位置处的钢组织整体而言以体积率计为30％以下。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其除了所述成分组成以外、以质量％计还含有选自下述A组及B组中的1组或2组：
A组：选自Nb：0.15％以下、Ti：0.15％以下、V：0.15％以下中的1种或2种以上；
B组：选自Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.3％以下、Ca：0.010％以下，B：0.010％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其板厚大于20mm。
4.热轧钢板的制造方法，其中，
在将具有权利要求1或2中记载的成分组成的钢原料加热至加热温度为1100℃以上且1300℃以下后，
实施粗轧结束温度为850℃以上且1150℃以下、精轧结束温度为750℃以上且850℃以下、且930℃以下的合计压下率为65％以上的热轧，
在所述热轧后，在以板厚中心温度计平均冷却速度为10℃/s以上且30℃/s以下、冷却停止温度为450℃以上且650℃以下的条件下进行冷却，
在所述冷却后，实施于450～650℃的卷取温度进行卷取的卷取工序。
5.根据权利要求4所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述热轧钢板的板厚大于20mm。
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