CN113383095A - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种热轧钢板及其制造方法，该热轧钢板以质量％计含有C：0.12％以上且0.25％以下、Si：0.01％以上且2.0％以下、Mn：0.5％以上且3.0％以下、Al：0.001％以上且0.10％以下以及B：0.0005％以上且0.0050％以下，且含有0.001％以上且0.020％以下的Nb和0.001％以上且0.20％以下的Ti之中的1种或2种，距表面为1/4板厚的位置的金属组织包含超过90面积％的回火马氏体，其中的碳化物的平均粒径为10nm以下，原始奥氏体晶粒的平均粒径小于40μm、且长宽比为3.5以下，距表面为1/2板厚的位置的{112}<110>取向的X射线随机强度比为4.0以下。

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。更具体而言，涉及适合作为以汽车用为首的运输用机械或机械结构用构件的原材料的韧性及扩孔性优异的抗拉强度1470MPa以上的热轧钢板及其制造方法。
背景技术
从环境限制的观点出发，为了使以汽车为首的运输用机器轻量化，正在推进钢板的进一步薄壁化，对钢板要求能够承受薄壁化的高强度(例如抗拉强度)。另外，一般而言，不仅是钢板的薄壁化，从耐冲击性的观点出发也要求钢板具有高韧性。因此，作为用于上述用途的钢板，要求强度、韧性和加工性(例如扩孔性)优异的机械特性。另外，强度和韧性处于折衷选择的关系，为了综合提高强度和韧性(冲击特性)，需要控制作为破坏起点的硬质相。
对于钢板的强度、韧性(冲击特性)和扩孔性的并存和提高，以往提出了很多方案。
专利文献1记载了一种低温韧性优异的高强度热轧钢板的制造方法，其中钢坯料的组成以质量％计，含有C：0.08％以上且小于0.16％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.8～2.0％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％、N：0.002～0.006％，还含有Nb、Ti、Cr、B，余量由Fe和不可避免的杂质构成，将该钢坯料加热到1100～1250℃的温度，对加热后的钢坯料实施粗轧和精轧，粗轧的粗轧出侧温度RDT为900～1100℃，精轧的精轧入侧温度FET为900～1100℃，精轧出侧温度FDT为800～900℃，低于930℃的温度范围的累积压下率为20～90％，精轧结束后，以100℃/秒以上的平均冷却速度冷却至300℃以下的冷却停止温度，在300℃以下的温度下卷绕。另外，专利文献1记载了采用该制造方法得到低温韧性优异的高强度热轧钢板，该钢板以90体积％以上的马氏体相或回火马氏体相为主相，原始奥氏体晶粒的平均粒径在与轧制方向平行的L截面为20μm以下，长宽比为18以下，屈服强度YS为960MPa以上。
专利文献2记载了一种高强度钢板，其含有C：0.15质量％～0.35质量％、Si和Al的合计：0.5质量％～3.0质量％、Mn：1.0质量％～4.0质量％、P：0.05质量％以下、S：0.01质量％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，作为钢组织，铁素体分率为5％以下，回火马氏体分率为60％以上，残余奥氏体量为10％以上，MA(马氏体和奥氏体的复合体)的平均尺寸为1.0μm以下，在X射线小角散射中的q值为1nm-1的散射强度为1.0cm-1以下，并教导了该高强度钢板的抗拉强度(TS)、屈强比(YR)、(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、扩孔率(λ)和耐冲击特性都处于高水平。
现有技术文献
专利文件1：日本特开2016-211073号公报
专利文件2：日本特开2017-214647号公报
发明内容
专利文献1记载了高强度热轧钢板以回火马氏体相或马氏体相为主相，弯曲性和低温韧性优异，但没有提及扩孔性。一般在低于930℃那样的未再结晶区域轧制时，织构发达，长宽比变得比较大，结果扩孔性降低。因此，专利文献1记载的技术中，并非一定可得到扩孔性优异的热轧钢板。另外，专利文献2记载的发明涉及以回火马氏体为主相，残余奥氏体分散了的高强度钢板。一般而言，残余奥氏体在冲裁加工时相变而硬质化，所以冲裁后进行扩孔加工时，应力集中在相变的马氏体与母相的界面，扩孔性降低。因此，专利文献2记载的技术得不到具有预期扩孔性的热轧钢板。
如上所述，专利文献1和2公开的高强度钢板中，虽然具有抗拉强度(TS)1470MPa级的强度，但难以满足足够的韧性和扩孔性，需要能够满足这些要求的热轧钢板。
本发明鉴于现有技术，提供迄今为止并未实质研究过的、扩孔性优异且韧性良好的高强度热轧钢板及其制造方法。
本发明人发现：为了得到具有优异的韧性和扩孔性的高强度热轧钢板，控制钢板的化学成分，特别是以B(硼)为必须，使金属组织成为以回火马氏体为主相的组织，抑制原始奥氏体晶粒的粗大化，使回火马氏体内的碳化物细粒化，降低组织的各向异性是有效的。
本发明的主旨如下。
(1)一种热轧钢板，其特征在于，化学成分以质量％计含有：
C：0.12％以上且0.25％以下、
Si：0.01％以上且2.0％以下、
Mn：0.5％以上且3.0％以下、
P：0.020％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.001％以上且0.10％以下、
B：0.0005％以上且0.0050％以下、
Cu：0％以上且0.50％以下、
Ni：0％以上且0.50％以下、
Cr：0％以上且0.50％以下、
Mo：0％以上且0.50％以下、
V：0％以上且0.05％以下、
Ca：0％以上且0.05％以下、以及
REM：0％以上且0.01％以下，
且含有以下之中的1种或2种，
Nb：0.001％以上且0.020％以下、
Ti：0.001％以上且0.20％以下，
余量由Fe和杂质构成，
距表面为1/4板厚的位置处的金属组织包含以面积率计超过90％的回火马氏体，
回火马氏体内的碳化物的平均粒径为10nm以下，
原始奥氏体晶粒的平均粒径小于40μm，
原始奥氏体晶粒的长宽比为3.5以下，
距表面为1/2板厚的位置处的{112}<110>取向的X射线随机强度比为4.0以下。
(2)根据(1)所述的热轧钢板，其特征在于，
以质量％计含有以下之中的1种或2种以上，
Cu：0.01％以上且0.50％以下、
Ni：0.01％以上且0.50％以下、
Cr：0.001％以上且0.50％以下、
Mo：0.001％以上且0.50％以下、
V：0.001％以上且0.05％以下、
Ca：0.0005％以上且0.05％以下、以及
REM：0.001％以上且0.01％以下。
(3)根据(1)或(2)所述的热轧钢板，其特征在于，金属组织包含以面积率计超过95％的回火马氏体。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，距表面为1/4板厚的位置处的金属组织的余量组织由残余奥氏体、新生马氏体、贝氏体、铁素体和珠光体中的至少一种构成。
(5)根据(1)～(4)中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，距表面为1/4板厚的位置处的金属组织的余量组织包含0％以上且5％以下的残余奥氏体和0％以上且5％以下的铁素体。
(6)根据(1)～(5)中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，原始奥氏体晶粒的长宽比为3.0以下。
(7)一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，包括加热工序、热轧工序、冷却工序、卷绕工序和回火工序，
所述加热工序在1250℃以下对含有(1)或(2)所记载的化学成分的板坯进行加热，
所述热轧工序包括在最终段的压下率为10％以上且40％以下对被加热的板坯进行精轧，其中，精轧的结束温度为900℃以上且1050℃以下，
所述冷却工序在热轧工序结束后2.0秒以内开始冷却，以从冷却开始温度到700℃的平均冷却速度为20℃/秒以上且200℃/秒以下、而且从冷却开始温度到卷绕温度的平均冷却速度为40℃/秒以上的冷却速度，对热轧钢板连续地冷却，
所述卷绕工序在20℃以上且100℃以下将冷却后的热轧钢板进行卷绕，
所述回火工序将卷绕后的热轧钢板空冷到室温，然后在累计回火参数ST为13.0以上且27.0以下的条件下进行低温回火。
(8)根据(7)所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，累计回火参数ST为20.0以上且25.0以下。
根据本发明，能够提高强度、扩孔性和韧性，能够得到适合于获得汽车用构件、特别是汽车用的行驶系统部件的热轧钢板。具体而言，根据本发明，能够得到具有抗拉强度(TS)1470MPa以上、扩孔率(λ)60％以上且延脆转变温度(VTrs)-40℃以下的特性的热轧钢板。
具体实施方式
[热轧钢板]
以下，详细说明本发明的热轧钢板。首先，对于限定本发明的热轧钢板的化学成分的理由进行说明。以下，化学成分的％表示质量％。
(C：0.12％以上且0.25％以下)
C是用于得到预期组织，确保抗拉强度1470MPa以上的特性所必需的元素，为了有效地发挥这样的作用，需要添加0.12％以上。不过，如果C含量超过0.25％，则残存新生马氏体，得不到预期的金属组织，而且加工性和可焊性降低，因此钢板制造时的成本增加。因此，C含量为0.25％以下。C含量优选为0.14％以上，更优选为0.16％以上。另外，C含量优选为0.23％以下，更优选为0.20％以下。
(Si：0.01％以上且2.0％以下)
Si具有抑制回火时的渗碳体析出的作用。为了有效地发挥这样的作用，需要添加0.01％以上的Si。Si含量优选添加0.1％以上，进一步优选添加0.2％以上。另外，由于Si具有促进残余奥氏体形成的作用，所以如果超过2.0％，则卷绕后容易残存，韧性降低。因此，Si含量为2.0％以下，优选为1.5％以下，更优选为1.3％以下。
(Mn：0.5％以上且3.0％以下)
Mn具有抑制铁素体的形成、提高淬火性的作用。为了有效地发挥这样的作用，需要添加0.5％以上的Mn含量。不过，如果Mn含量超过3.0％，则Mn的宏观偏析变得显著，在偏析部位和未偏析部位产生硬度差，出现不均质的组织。因此，Mn含量为3.0％以下。Mn含量优选为0.8％以上，更优选1.0％以上。另外，Mn含量优选为2.8％以下，更优选为2.5％以下。
(P：0.020％以下)
P作为杂质元素不可避免地存在。如果存在超过0.020％的P，则扩孔性和韧性降低。因此，P含量为0.020％以下。P含量优选为0.015％以下。P含量的下限没有特别限定，例如可以是0.001％。
(S：0.010％以下)
S作为杂质元素不可避免地存在。如果存在超过0.010％的S，则形成MnS等硫化物系夹杂物，成为裂纹起点，使扩孔性降低。因此，S含量为0.010％以下。S含量优选为0.005％以下。S含量的下限没有特别限定，例如可以是0.001％。
(Al：0.001％以上且0.10％以下)
Al具有通过使钢脱氧来使钢板致密化的作用。为了有效地发挥这样的作用，需要添加0.001％以上的Al。但是，如果Al含量超过0.10％，则上述作用产生的效果饱和，在成本上不利。因此，Al含量为0.10％以下。Al含量优选为0.05％以下。再者，为了更可靠地获得脱氧效果，优选将Al含量设为0.01％以上。
(0.001％以上且0.020％以下Nb以及0.001％以上且0.20％以下的Ti之中的1种或2种)
Nb和Ti具有抑制原始奥氏体晶粒粗大化的效果。如果Nb的含量小于0.001％，Ti的含量小于0.001％，则难以获得上述作用产生的效果。因此，含有0.001％以上的Nb以及0.001％以上的Ti之中的1种或2种。Nb含量优选为0.010％以上，Ti含量优选为0.010％以上。另一方面，Nb含量超过0.020％、或者Ti含量超过0.20％时，不仅成本变高，而且难以获得冲击吸收特性。因此，Nb含量为0.020％以下，优选为0.015％以下，Ti含量为0.20％以下，优选为0.18％以下，更优选为0.15％以下。
(B：0.0005％以上且0.0050％以下)
B对于提高钢板的淬火性，并且进一步提高确保淬火后强度的稳定的效果是有效的。另外，B在晶界偏析，使晶界脆化元素P无害化，提高晶界强度，提高韧性，在这点上其也是重要的元素。B带来的P的脆化抑制效果是因为高温下的B扩散速度比P扩散速度快，由此B优先发生晶界偏析，从而P偏析的部位被占，存在于晶界的P减少。因此，本发明中，为了提高韧性，必须添加B。为了获得B带来的上述效果，B含量需要为0.0005％以上，优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上。但是，如果B含量超过0.0050％，则不仅其效果饱和而导致成本增加，而且产生B夹杂物(BN)，其成为扩孔时的破坏起点，扩孔性降低。因此，B含量为0.0050％以下，优选为0.0040％以下，更优选为0.0030％以下，进一步优选为0.0020％以下。
上述元素是基本的化学成分，除了基本的化学成分之外，可以根据需要，作为可选元素，还含有选自Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ca和REM中的1种或2种以上。
(Cu：0％以上且0.50％以下)
Cu是固溶于钢中而有助于强度增加，同时也提高耐蚀性的元素。为了获得这样的效果，Cu优选含有0.01％以上，更优选含有0.05％以上。另一方面，如果Cu含量超过0.50％，则钢板的表面性状劣化。因此，在使其含有的情况下，Cu含量优选为0.50％以下，更优选为0.45％以下。
(Ni：0％以上且0.50％以下)
Ni是固溶于钢中而有助于强度增加，同时也提高韧性的元素。为了获得这样的效果，Ni优选含有0.01％以上，更优选含有0.03％以上，进一步优选含有0.05％以上。另一方面，如果Ni含有超过0.50％，则导致材料成本的高涨。因此，在使其含有的情况下，Ni含量优选为0.50％以下，更优选为0.45％以下，进一步优选为0.40％以下。
(Cr：0％以上且0.50％以下)
Cr是通过固溶于钢中而有助于钢板的强度增加，同时以碳化物、氮化物或碳氮化物形式在钢板中析出，通过析出强化而有助于强度增加的元素。为了获得这样的效果，Cr优选含有0.001％以上，更优选含有0.01％以上，进一步优选含有0.05％以上。另一方面，如果Cr含有超过0.50％，则韧性降低。因此，在使其含有的情况下，Cr含量优选为0.50％以下，更优选为0.45％以下，进一步优选为0.40％以下。
(Mo：0％以上且0.50％以下)
Mo是通过固溶于钢中而有助于钢板的强度增加，同时以碳化物、氮化物或碳氮化物形式在钢板中析出，通过析出强化而有助于强度增加的元素。为了获得这样的效果，Mo优选含有0.001％以上，更优选含有0.01％以上，进一步优选含有0.05％以上。另一方面，如果Mo含有超过0.50％，则韧性降低。因此，在使其含有的情况下，Mo含量优选为0.50％以下，更优选为0.45％以下，进一步优选为0.40％以下。
(V：0％以上且0.05％以下)
V是通过固溶于钢中而有助于钢板的强度增加，同时以碳化物、氮化物或碳氮化物形式在钢板中析出，通过析出强化而有助于强度增加的元素。为了获得这样的效果，V优选含有0.001％以上，更优选含有0.01％以上。另一方面，如果V含有超过0.05％，则韧性降低。因此，在使其含有的情况下，V含量优选为0.05％以下，更优选为0.04％以下。
(Ca：0％以上且0.05％以下)
Ca具有将S以CaS形式固定，使硫化物系夹杂物球状化，控制夹杂物形态的作用。而且，是具有减小夹杂物周围的基质的晶格应变，降低氢捕捉能的作用的元素，根据需要可以含有。为了获得这样的效果，Ca优选含有0.0005％以上，更优选含有0.001％以上，进一步优选含有0.005％以上。另一方面，如果Ca含有超过0.05％，则导致CaO增加，耐蚀性、韧性降低。因此，在使其含有的情况下，Ca含量优选为0.05％以下。再者，更优选Ca含量为0.03％以下。
(REM：0％以上且0.01％以下)
REM通过微细地分散MnS所代表的夹杂物，有助于改善强度-延展性平衡和扩孔性。在此，作为本发明中使用的REM(稀土元素)，可举出Y、镧系元素等。为了获得这样的效果，优选含有0.001％以上的REM。不过，即使过量含有这些元素，上述各自的效果也会饱和，在经济上不优选，因此，这些元素优选分别为0.01％以下。
本发明的热轧钢板在上述元素以外的余量由Fe和杂质构成。在此，所谓“杂质”，是指在工业上制造热轧钢板时，以矿石或废料等原料为首，由于制造工序的各种原因而混入的成分，包括不是有意添加到本发明的热轧钢板中的成分。另外，所谓杂质，也包括上述说明过的成分以外的元素，该元素在其特有的作用效果不影响本发明的热轧钢板特性的水平内包含在母材钢板中。
(金属组织的组织分率)
本发明的热轧钢板以回火马氏体相为主相。所谓“主相”，是指该相在钢板的距表面为1/4板厚的位置处，以面积率计超过90％，优选超过95％的情况。因此，本发明的热轧钢板中，钢板的距表面为1/4板厚的位置处的金属组织包含以面积率计超过90％的回火马氏体相，优选包含超过95％的回火马氏体相。通过使主相为回火马氏体相，能够得到预期的高强度。再者，主相以外的余量组织可以由任何组织构成，例如可以由残余奥氏体(γ)相、新生马氏体(fM)相、贝氏体(B)相、铁素体(α)相和珠光体相中的至少一种构成。在此，所谓新生马氏体相，是指淬火状态(即未回火)的马氏体相。如果该余量组织的组织分率的合计变高，则强度、扩孔性、韧性的特性中的至少一个降低，无法得到预期特性。因此，余量组织以面积率计小于10％，优选小于5％。构成余量组织的各相的面积率合计小于10％即可，例如在本发明的热轧钢板中，钢板的距表面为1/4板厚位置处的金属组织，可以包含以面积率计为0％以上且5％以下的残余奥氏体相、0％以上且5％以下的新生马氏体相、0％以上且5％以下的贝氏体相和/或0％以上且5％以下的铁素体相。此外，这些余量组织中，金属组织可以包含0％以上且5％以下的残余奥氏体相和0％以上且5％以下的铁素体相。
本发明的热轧钢板的金属组织的组织分率的测定，是通过从钢板的距表面为1/4板厚的位置处制取的钢片的L截面(与轧制方向平行的截面)进行镜面研磨，然后以Nital硝酸乙醇溶液腐蚀，用光学显微镜观察来进行的。具体而言，用光学显微镜(倍率：500倍)观察腐蚀后的钢片，进行摄像，使用图像分析装置判别金属组织的种类和各相的组织分率。该操作在以200μm×200μm的视场连续邻接的5个视场进行，将得到的5个各相的组织分率平均化，确定金属组织的种类及组织分率。
(原始奥氏体晶粒的平均粒径)
另外，本发明的热轧钢板，在钢板的距表面为1/4板厚的位置处，具有L截面中的原始奥氏体晶粒的平均粒径小于40μm的金属组织。原始奥氏体晶粒的平均粒径优选为39μm以下，更优选为38μm以下，进一步优选为35μm以下，最优选为25μm以下。通过形成这样的金属组织，能够使延脆转变温度vTrs为-40℃以下，成为高韧性且扩孔性优异的热轧钢板。如果原始奥氏体晶粒的平均粒径在L截面粗大化到40μm以上，则无法得到足够的韧性和扩孔性。
(原始奥氏体晶粒的长宽比)
另外，本发明的热轧钢板中，L截面中的原始奥氏体晶粒的长宽比为3.5以下。原始奥氏体晶粒的长宽比被定义为在钢板的距表面为1/4板厚的位置处以L截面测定出的原始奥氏体晶粒的轧制方向长度与板厚方向长度之比，即(原始奥氏体晶粒的轧制方向长度/原始奥氏体晶粒的板厚方向长度)。原始奥氏体晶粒的长宽比是表示金属组织的各向异性的指标，如果该原始奥氏体晶粒的长宽比超过3.5，则扩孔性降低。因此，将原始奥氏体晶粒的长宽比限定在3.5以下的范围内。再者，原始奥氏体晶粒的长宽比优选为3.0以下，更优选为2.5以下。长宽比越接近1.0，扩孔性越提高，所以长宽比的下限可以为1.0，但由于本发明的热轧钢板被轧制加工，所以原始奥氏体晶粒至少沿轧制方向伸展，成为略微被压扁的形状，因此，本发明的轧制条件下原始奥氏体晶粒的长宽比难以小于1.2，所以长宽比的下限可以是1.2。
本发明的热轧钢板的原始奥氏体晶粒的平均粒径和长宽比，是通过采用SEM/EBSD(扫描电子显微镜/后向散射电子衍射)对从钢板的距表面为1/4板厚的位置处制取的钢片的L截面的200μm×200μm的区域进行分析来测定的。具体而言，对由SEM/EBSD得到的马氏体组织进行预定的结晶取向变换，得到重构原始奥氏体晶粒的图像。根据该图像的原始奥氏体晶粒求出具有相同面积的圆，即等效圆直径，将其等效圆直径作为原始奥氏体晶粒的粒径。对合计10个原始奥氏体晶粒进行该操作，对得到的10个值进行平均化，由此计算出原始奥氏体晶粒的平均粒径。另外，原始奥氏体晶粒的长宽比，是通过测定由上述结晶取向变换得到的10个奥氏体晶粒的轧制方向长度和板厚方向长度，求出各个奥氏体晶粒的长宽比，并将它们平均化来算出的。
({112}<110>取向的X射线随机强度比)
本发明的热轧钢板中，距表面为1/2板厚的位置处的{112}<110>取向的X射线随机强度比为4.0以下。该结晶取向的X射线随机强度比表示发达的织构的各向异性的程度。该X射线随机强度比超过4.0时，金属组织的各向异性增加，因此扩孔性降低。因此，本发明的热轧钢板中，{112}<110>取向的X射线随机强度比为4.0以下，优选为3.5以下，更优选为3.0以下。该X射线随机强度比的下限没有特别限定，例如可以是1.0、1.5或2.0。
本发明的热轧钢板的{112}<110>取向的X射线随机强度比，是通过在钢板的距表面为1/2板厚的位置处，采用X射线衍射(XRD)法测定钢板的X射线强度比，基于测定出的X射线强度比求出结晶取向分布函数(ODF)，计算{112}<110>取向的强度比来测定的。
(回火马氏体内的碳化物的平均粒径)
本发明的热轧钢板中，在钢板的距表面为1/4板厚的位置，形成在回火马氏体相的板条内析出平均粒径为10nm以下的微细碳化物的组织。如果回火马氏体内的碳化物粗大化，则成为破坏的起点，韧性和扩孔性降低。因此，本发明中，将在回火马氏体内析出的碳化物的平均粒径设为10nm以下。回火马氏体内的碳化物内的平均粒径的下限没有特别限定，例如可以是1nm、2nm或3nm。马氏体内的碳化物是指存在于马氏体内的渗碳体。
本发明的热轧钢板的回火马氏体内的碳化物的平均粒径是通过用透射型电子显微镜观察钢板的距表面为1/4板厚的位置处的钢板的L截面，测定碳化物的面积，基于该面积求出等效圆直径来测定的。该测定在连续的5个相邻视场中进行，并将各视场中获得的5个碳化物的等效圆直径平均化来计算出回火马氏体内的碳化物的平均粒径。
(机械特性)
本发明的热轧钢板的强度依据JIS Z 2241：2011通过拉伸试验来评价。本发明的热轧钢板的抗拉强度(TS)为1470MPa以上。TS越高越好，例如可以是1500MPa以上、1550MPa以上或1600MPa以上。TS越高，将钢板作为汽车的构件使用时，通过高强度化而减小板厚，能够实现轻量化。TS的上限没有特别限定，例如可以是2500MPa或2000MPa。
本发明的热轧钢板的韧性依据JIS Z 2242：2005通过夏比冲击试验来评价。更具体而言，通过求出延脆转变温度vTrs(℃)来评价。本发明的热轧钢板的vTrs为-40℃以下。VTrs越低越好，例如可以是-45℃以下或-50℃以下。VTrs的下限没有特别限定，例如可以是-100℃、-90℃或-80℃。
本发明的热轧钢板的扩孔性依据JIS Z 2256：2010，根据扩孔率λ来评价。λ通过对试验片开设直径d0的冲孔，将顶端角度为60°的冲头压入该冲孔中，测定所产生的龟裂贯穿了试验片的板厚的时间点的冲孔的直径d，由下式求出。
λ(％)＝{(d-d0)/d0}×100
本发明的热轧钢板的λ为60％以上。λ越高越好，例如可以是65％以上、70％以上或75％以上。λ的上限没有特别限定，例如可以是100％、95％或90％。
接着，对于上述本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。
[热轧钢板的制造方法]
本发明的制造方法中，依次实施加热工序、热轧工序、冷却工序、卷绕工序和回火工序，加热工序对具有上述化学成分的板坯进行加热，热轧工序对被加热的该板坯实施包含粗轧和精轧的热轧，冷却工序对热轧钢板进行冷却，卷绕工序对冷却后的热轧钢板进行卷绕，回火工序对卷绕后的热轧钢板进行空冷，然后进行低温回火。
(加热工序)
首先，对于加热工序进行说明。加热工序中，将上述化学成分的板坯加热到1250℃以下，优选加热到1240℃以下的温度。另外，加热温度低于1100℃的情况下，碳化物和/或氮化物的溶解不充分，得到的热轧钢板的低温韧性可能降低，因此加热温度优选为1100℃以上，更优选为1150℃以上。另一方面，如果加热温度超过1250℃而达到高温，则晶粒粗大化，得到的热轧钢板的低温韧性降低，而且氧化皮生成量增大，成品率降低。因此，将板坯的加热温度限定为1250℃以下的温度。
(热轧工序)
接着，实施包含粗轧和精轧的热轧工序，粗轧将被加热的板坯加工为粗棒，精轧将该粗棒加工为热轧钢板。为了使板坯成为预期尺寸形状的粗条，并且能够将精轧中的900℃以上的温度范围内的压下率调整到预期范围内，粗轧优选将粗轧出侧温度RDT设为950℃以上且1150℃以下的温度。
粗轧出侧温度低于950℃的情况下，在粗轧接下来的精轧中，有时难以得到900℃以上的最终轧制温度。另外，如果粗轧出侧温度超过1150℃而成为高温，则晶粒粗大化，所得到的热轧钢板的低温韧性可能降低。
另外，在粗轧接下来的精轧中，精轧入侧温度优选为1000℃以上且1150℃以下的温度。另外，在本发明的制造方法中，将精轧出侧温度(即精轧结束温度)设为900℃以上且1050℃以下的温度，将最终段(精轧)的压下率设为10％以上且40％以下。
在本发明范围的化学成分中，900℃以下的温度区域大致相当于未再结晶奥氏体区域。在未再结晶奥氏体区域中，奥氏体晶粒通过轧制而沿轧制方向伸展，形成高长宽比的晶粒，特定的结晶取向集聚，扩孔性降低。因此，在本发明中，将精轧出侧温度、即精轧结束温度设为900℃以上。另外，如果精轧出侧温度超过1050℃，则原始奥氏体晶粒粗大化，韧性和扩孔性恶化。因此，在本发明中，将精轧出侧温度、即精轧结束温度设为1050℃以下。精轧结束温度的下限优选为920℃，更优选为950℃。另外，精轧结束温度的上限优选为1020℃，更优选为1000℃。
在精轧入侧温度低于1000℃的情况下，有时难以将精轧出侧温度调整为900℃以上。另一方面，如果精轧的入侧温度超过1150℃，则原始奥氏体晶粒粗大化，可能得不到预期粒径。因此，精轧入侧温度优选为1000℃以上且1150℃以下的温度。
另外，最终段的压下率低于10％时，原始奥氏体晶粒变粗大，得不到预期的扩孔性和韧性。另外，最终段的压下率超过40％时，奥氏体晶粒伸展，形成高长宽比的晶粒，特定的晶体方位集聚，扩孔性降低。最终段的压下率的下限优选为12％，更优选为15％。另外，最终段的压下率的上限优选为35％，更优选为30％。
通过采用上述轧制条件，能够形成原始奥氏体晶粒的平均粒径小于40μm、且原始奥氏体晶粒的长宽比为3.5以下的组织。接着，在热轧工序(热轧结束)后，立即用设置在输出辊道(Run Out Table：ROT)上的冷却装置开始冷却，实施冷却工序。
(冷却工序)
冷却工序中，从冷却开始温度到700℃的冷却初期的平均冷却速度为20℃/秒以上且200℃/秒以下，从冷却开始温度到卷绕温度的平均冷却速度为40℃/秒以上。从冷却开始温度到700℃的平均冷却速度的下限优选为30℃/秒，更优选为40℃/秒，进一步优选为50℃/秒。另外，从冷却开始温度到700℃的平均冷却速度的上限优选为180℃/秒，更优选为150℃/秒，进一步优选为100℃/秒。并且，从冷却开始温度到卷绕温度的平均冷却速度的下限优选为50℃/秒，更优选为60℃/秒。
另外，为了得到预期的原始奥氏体晶粒的平均粒径，需要将从热轧工序结束后到开始冷却为止的时间设在2.0秒以内。如果直到冷却开始为止的滞留时间变长，则在再结晶温度区域内的情况下晶粒可能粗大化，难以调整到预期的原始奥氏体粒径。从热轧工序结束后到开始冷却的时间优选在1.0秒以内，更优选在0.5秒以内。
另外，作为本发明特征的从冷却开始温度到700℃的平均冷却速度超过200℃/秒时，B向原始奥氏体晶界的偏析被抑制，淬火性降低，在500～600℃的温度范围奥氏体的一部分发生贝氏体相变，得不到预期的金属组织，得不到预期的冲击特性、即韧性和扩孔性。另一方面，该平均冷却速度小于20℃/秒时，冷却时不充分生成马氏体，回火后得不到以回火马氏体相为主相的预期组织。另外，从冷却开始温度到卷绕温度的平均冷却速度小于40℃/秒时，同样在冷却时不充分生成马氏体，回火后得不到以回火马氏体相为主相的预期组织。因此，将冷却工序(从热轧工序结束后到卷绕)中的冷却速度设为40℃/秒以上。再者，从冷却开始温度到卷绕温度的平均冷却速度的上限根据使用的冷却装置的能力来确定，优选为不伴随翘曲等钢板形状恶化的冷却速度，即150℃/秒。再者，更优选的冷却速度为50℃/秒以上且100℃/秒以下。
另外，冷却停止温度超过100℃的情况下，回火马氏体内的碳化物粗大化，可能得不到预期的韧性。因此，优选将冷却停止温度设为100℃以下。再者，更优选的冷却停止温度为90℃以下。另一方面，在冷却停止温度低于20℃的情况下，冷却成本增加，所以优选将冷却停止温度设为20℃以上。
(卷绕工序)
冷却工序结束后，接着实施在20℃以上且100℃以下的卷绕温度下卷绕成线圈状的卷绕工序。如果卷绕热轧钢板的卷绕温度超过100℃，则新生马氏体的比例增加，得不到以回火马氏体为主相的金属组织，而且由于回火马氏体内的碳化物粗大化，所以得不到预期的韧性和扩孔性。另一方面，如果卷绕温度低于20℃，则冷却成本增加，因此将卷绕温度设为20℃以上。卷绕温度的下限优选为25℃，更优选为30℃。另外，卷绕温度的上限优选为90℃，更优选为80℃。
(回火工序)
此外，实施在累计回火参数ST为13.0以上且27.0以下的条件下进行低温回火的回火工序。如果累计回火参数ST在上述范围内，则可得到预期的回火马氏体面积率和马氏体内的碳化物的平均粒径。累计回火参数ST小于13.0的情况下，残存有新生马氏体，所以得不到预期的金属组织，得不到足够的韧性和扩孔性。另一方面，累计回火参数ST超过27.0的情况下，回火马氏体内的碳化物粗大化，得不到足够的扩孔性和韧性。此外，铁素体析出而得不到预期组织，有时强度也降低。累计回火参数ST的下限优选为15.0，更优选为18.0，进一步优选为20.0。另外，回火参数ST的上限优选为25.0，更优选为23.0。
累计回火参数ST可以采用下述简便的方法计算。首先，用温度T(℃)、时间t(秒)表示回火时的热履历。接着，将时间分割成微小区间Δt，根据(1)式求出各微小区间Δt中的回火参数ΔST，对T≥100℃的区域使用(2)将回火参数ΔST累计，计算累计回火参数ST。
ΔST＝(logΔt)－16740/(T+273)+50 (1)
ST＝Log(∑10ΔST) (2)
为了使累计回火参数ST为13.0以上且27.0以下，可以在低温(例如100℃以上且300℃以下)进行1秒以上且6小时以下的回火。优选在150℃以上且300℃以下的温度下进行1分钟以上且60分钟以下的回火。通过在低温下回火，能够得到以回火马氏体为主相的组织，扩孔性和韧性提高。回火温度超过300℃时，马氏体内的碳化物可能粗大化。
通过如上所述地制造热轧钢板，能够得到具有抗拉强度(TS)1470MPa以上、扩孔率(λ)60％以上和延脆转变温度(VTrs)-40℃以下的特性的扩孔性及韧性优异的高强度热轧钢板。再者，本发明的热轧钢板的板厚没有特别限定，例如可以是0.5～8.0mm。板厚的上限可以是7.0mm、6.0mm或5.0mm。
实施例
(热轧钢板的试料制作)
对于表1所示化学成分的板坯，在表2所示条件下实施加热工序、热轧工序，热轧结束后，在表2所示条件下依次实施冷却工序、卷绕工序和回火工序，制成板厚2.3mm的热轧钢板(钢带)。累计参数ST根据上述(1)及(2)式算出。再者，本实施例中，Δt＝1(秒)。试料No.9～11是在卷绕工序后未进行回火的例子，在表2中将回火参数ST表示为“－”。
(金属组织的测定)
从得到的热轧钢板的试料中，确定回火马氏体及余量组织的组织分率、回火马氏体内的碳化物的平均粒径、原始奥氏体晶粒的平均粒径及长宽比、以及{112}<110>取向的X射线随机强度比。各试料的这些值如表3所示。另外，实施了用于强度评价的拉伸试验、用于韧性评价的冲击试验、以及扩孔试验。
从得到的热轧钢板中制取组织观察用试验片，研磨与轧制方向平行的截面(L截面)，以Nital硝酸乙醇溶液腐蚀，用光学显微镜(倍率：500倍)观察了组织。观察位置是距钢板表面为1/4t(在此，t为板厚)的位置，以200μm×200μm的视场观察连续相邻的5个视场。在各个视场中对组织图像进行摄像，使用图像分析装置，判别金属组织的种类，求出各个相的组织分率，对各相在5个视场中求出的组织分率的值进行平均化，由此确定金属组织的组织分率。表3中，fM表示新生马氏体相，γ表示残余奥氏体相，α表示铁素体相，B表示贝氏体相。
原始奥氏体晶粒的平均粒径和长宽比采用以下方法求出。原始奥氏体晶粒的平均粒径通过SEM/EBSD对在钢板的距表面为板厚1/4制取的钢片的L截面的200μm×200μm的区域进行了分析。对由SEM/EBSD得到的马氏体组织进行预定的结晶取向变换，得到将原始奥氏体晶粒重构了的图像。从该图像的原始奥氏体晶粒求出具有相同面积的圆、即等效圆直径，将该等效圆直径作为原始奥氏体晶粒的粒径。对合计10个原始奥氏体晶粒求取上述粒径并将它们平均化，由此求出原始奥氏体晶粒的平均粒径。另外，原始奥氏体晶粒的长宽比是通过分别算出如上所述重构的10个原始奥氏体晶粒的轧制方向长度和板厚方向长度之比并将它们平均化而求出的。
回火马氏体内的碳化物的平均粒径是通过用透射型电子显微镜观察在钢板的距表面为板厚1/4制取的钢片的L截面，测定碳化物的面积，基于该面积求出等效圆直径来测定的。在连续相邻的5个视场进行该测定，并对5个碳化物的等效圆直径进行平均化，由此计算出碳化物的平均粒径。
钢板的织构的测定是用XRD测定板厚1/2t面的X射线强度比，基于测定出的X射线强度比求出结晶取向分布函数(ODF)，计算出{112}<110>取向的X射线随机强度比。
(热轧钢板的试料的机械特性的测定)
从得到的热轧钢板的预定位置(线圈长度方向端部、宽度方向1/4的位置)制取板状试验片(平行部宽度：25mm、标点间距离：50mm)，以使得其与轧制方向垂直的方向(C方向)成为长度方向，依据JIS Z 2241：2011的规定，在室温下实施拉伸试验，求出抗拉强度TS(MPa)和屈服应力(MPa)。
从得到的热轧钢板的预定位置(线圈长度方向端部、宽度方向1/4的位置)的板厚中心部制取V切口试验片，以使得其与轧制方向垂直的方向(C方向)成为长度方向，依据JISZ 2242：2005的规定实施夏比冲击试验，求出延脆转变温度vTrs(℃)。
扩孔率λ依据JIS Z 2256：2010求出。具体而言，在试验片上开设直径d0＝10mm的冲孔，将顶端角度为60°的冲头压入该冲孔中，测定产生的龟裂将试验片的板厚贯穿了的时间点的冲压孔的直径d，由下式求出。
λ(％)＝{(d－d0)/d0}×100
实施例中，TS为1470MPa以上，λ为60％以上，且vTrs为-40℃以下，得到了预期的强度、韧性和扩孔性的特性。特性不满足上述范围的用下划线表示。
表1
Figure BDA0003182241270000191
表2：制造条件
Figure BDA0003182241270000201
表3：金属组织和机械特性
Figure BDA0003182241270000211
试料No.2的精轧结束温度低，原始奥氏体晶粒的长宽比高，而且织构发达，因此扩孔性不好。另一方面，试料No.3的精轧结束温度高，原始奥氏体晶粒粗大化，因此扩孔性和转变温度不好。
试料No.4的最终段的压下率低，原始奥氏体没有充分压扁，粒径粗大化，扩孔性和转变温度不好。另一方面，试料No.5的压下率过高，因此原始奥氏体晶粒被压扁为扁平状，长宽比变高，而且各向异性也增强，扩孔性不好。
试料No.6在轧制结束后，到冷却开始为止需要时间，由此原始奥氏体晶粒粗大化，扩孔性和转变温度不好。
试料No.7由于从冷却开始温度到700℃的平均冷却速度过快，因此原始奥氏体晶粒上的B偏析不充分，因此认为在冷却中奥氏体的一部分发生贝氏体相变，得不到预期的金属组织，扩孔性和转变温度不好。
试料No.8虽然从冷却开始温度到卷绕的平均冷却速度在前半部分较快，但在后半部分冷却速度缓慢，因此发生贝氏体相变，没有形成必要的回火马氏体组织，因此强度降低，而且扩孔性和转变温度也降低。
试料No.9～11的卷绕温度超过100℃，且未进行回火，残存新生马氏体，得不到预期组织，而且马氏体内的碳化物粗大化，因此扩孔性和转变温度不好。
试料No.12～14的回火参数超过27.0，回火马氏体内的碳化物粗大化，因此扩孔性和转变温度不好。另外，试料No.12中，一部分再结晶化而产生铁素体，因此强度也降低。另一方面，试料No.15～18的回火参数低于13.0，残存有新生马氏体，因此扩孔性和转变温度不好。
试料No.35不含有B作为化学成分，因此未进行原始奥氏体晶粒上的B偏析，因此转变温度不好。试料No.36的B含量过剩，因此扩孔性不好。试料No.37的C含量不足，因此得不到预期强度。试料No.38的C含量过剩，因此残存新生马氏体，得不到预期的扩孔性和转变温度。试料No.39的Si含量过剩，因此由于固溶Si导致转变温度上升，得不到预期的转变温度。
试料No.51作为化学成分不含Nb和Ti这两者，因此原始奥氏体晶粒粗大化，转变温度不好。
试料No.1、No.19.～34、No.40～50和No.52～60在本发明范围内，强度、扩孔性和转变温度的特性良好。

Claims (8)

1.一种热轧钢板，其特征在于，化学成分以质量％计含有：
C：0.12％以上且0.25％以下、
Si：0.01％以上且2.0％以下、
Mn：0.5％以上且3.0％以下、
P：0.020％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.001％以上且0.10％以下、
B：0.0005％以上且0.0050％以下、
Cu：0％以上且0.50％以下、
Ni：0％以上且0.50％以下、
Cr：0％以上且0.50％以下、
Mo：0％以上且0.50％以下、
V：0％以上且0.05％以下、
Ca：0％以上且0.05％以下、以及
REM：0％以上且0.01％以下，
且含有以下之中的1种或2种，
Nb：0.001％以上且0.020％以下、
Ti：0.001％以上且0.20％以下，
余量由Fe和杂质构成，
距表面为1/4板厚的位置处的金属组织包含以面积率计超过90％的回火马氏体，
回火马氏体内的碳化物的平均粒径为10nm以下，
原始奥氏体晶粒的平均粒径小于40μm，
原始奥氏体晶粒的长宽比为3.5以下，
距表面为1/2板厚的位置处的{112}<110>取向的X射线随机强度比为4.0以下。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，
以质量％计含有以下之中的1种或2种以上，
Cu：0.01％以上且0.50％以下、
Ni：0.01％以上且0.50％以下、
Cr：0.001％以上且0.50％以下、
Mo：0.001％以上且0.50％以下、
V：0.001％以上且0.05％以下、
Ca：0.0005％以上且0.05％以下、以及
REM：0.001％以上且0.01％以下。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，
金属组织包含以面积率计超过95％的回火马氏体。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，
距表面为1/4板厚的位置处的金属组织的余量组织由残余奥氏体、新生马氏体、贝氏体、铁素体和珠光体中的至少一种构成。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，
距表面为1/4板厚的位置处的金属组织的余量组织包含0％以上且5％以下的残余奥氏体和0％以上且5％以下的铁素体。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，
原始奥氏体晶粒的长宽比为3.0以下。
7.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，包括加热工序、热轧工序、冷却工序、卷绕工序和回火工序，
所述加热工序在1250℃以下对含有权利要求1或2所记载的化学成分的板坯进行加热，
所述热轧工序包括在最终段的压下率为10％以上且40％以下对被加热的板坯进行精轧，其中，精轧的结束温度为900℃以上且1050℃以下，
所述冷却工序在热轧工序结束后2.0秒以内开始冷却，以从冷却开始温度到700℃的平均冷却速度为20℃/秒以上且200℃/秒以下、而且从冷却开始温度到卷绕温度的平均冷却速度为40℃/秒以上的冷却速度，对热轧钢板连续地冷却，
所述卷绕工序在20℃以上且100℃以下将冷却后的热轧钢板进行卷绕，
所述回火工序将卷绕后的热轧钢板空冷到室温，然后在累计回火参数ST为13.0以上且27.0以下的条件下进行低温回火。
8.根据权利要求7所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，
累计回火参数ST为20.0以上且25.0以下。
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