CN113383096A - 热轧钢板 - Google Patents

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Abstract

一种热轧钢板，具有规定的化学组成，在金属组织中，残余奥氏体以面积％计为3.0％以上，将＜110＞方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的长度L52和晶体取向差为7°的晶界的长度L7之比即L52/L7超过0.18，Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，抗拉强度为1180MPa以上。

Description

热轧钢板
技术领域
本发明涉及热轧钢板。具体而言，涉及通过压制加工等成形为各种各样的形状来利用的热轧钢板，尤其是涉及高强度且延展性及剪切加工性优异的热轧钢板。
本申请基于在2019年3月6日向日本提出的专利申请2019-040472号要求优先权，将其内容援引于此。
背景技术
近年来，从地球环境保护的观点出发，在许多领域中致力于二氧化碳气体排放量的削减。在汽车制造商中，以低油耗化为目的的车体轻量化的技术开发也正在活跃地进行。但是，为了确保乘员的安全，也将重点放在提高耐碰撞特性上，因此车体轻量化并不容易。
因此，为了兼顾车体轻量化和耐碰撞特性，正在研究使用高强度钢板来使构件薄壁化。因此，强烈期望获得兼备高强度和优异的成形性的钢板，为了应对这些要求，以往就曾提出了好几种技术。其中，由于含有残余奥氏体的钢板通过相变诱发塑性(TRIP)而显示优异的延展性，因此迄今为止也进行了许多研究。
例如，在专利文献1中公开了一种耐碰撞安全性和成形性优异的汽车用高强度钢板，其中，使平均晶体粒径为5μm以下的残余奥氏体分散在平均晶体粒径为10μm以下的铁素体中。在金属组织中包含残余奥氏体的钢板，虽然在加工中奥氏体发生马氏体相变从而通过相变诱发塑性而显示大的伸长率，但是扩孔性因硬质的马氏体的生成而受损。在专利文献1中公开了：通过将铁素体及残余奥氏体微细化，不仅延展性提高，扩孔性也提高。
在专利文献2中公开了一种伸长率和放边性优异的抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板，其中，使由残余奥氏体和/或马氏体构成的第二相微细地分散在晶粒内。
在专利文献3及4中公开了一种延展性和放边性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。在专利文献3中公开了一种延展性和放边性良好的高强度热轧钢板的制造方法，其中，在热轧完成后1秒钟以内冷却到720℃以下的温度区域，在超过500℃且为720℃以下的温度区域以1～20秒钟的滞留时间滞留，然后在350～500℃的温度区域进行卷取。另外，在专利文献4中公开了一种延展性和放边性良好的高强度热轧钢板，其中，以贝氏体为主体，并具有适量的多边形铁素体和残余奥氏体，并且，在将残余奥氏体除外的钢组织中，由具有15°以上的晶体取向差的晶界包围的晶粒的平均粒径为15μm以下。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开平11-61326号公报
专利文献2：日本国专利第99619号公报
专利文献3：日本国专利第5655712号公报
专利文献4：日本国专利第6241273号公报
发明内容
由于汽车构件具有各种各样的加工样式，因此所要求的成形性根据所应用的构件而不同，其中，延展性被定位为成形性的重要指标。另外，汽车构件通过压制成形而成形，但该压制成形的坯料板大多通过生产率高的剪切加工来制造。尤其是1180MPa以上的高强度钢板，剪切加工后的整形(coining)等的后处理所需要的载荷变大，因此期望以特别高的精度控制剪切加工后的端面的毛刺(飞边)的高度。
专利文献1～4中所公开的技术，均是使延展性和延伸扩孔性的压制成形性提高的技术，但没有提及使剪切加工性提高的技术，推测为在压制成形构件的阶段需要后处理，制造成本上升。
本发明是鉴于现有技术的上述课题而完成的，其目的是提供具有高强度并且具有优异的延展性和剪切加工性的热轧钢板。
本发明人鉴于上述课题，对热轧钢板的化学组成及金属组织与机械特性的关系进行了深入研究，结果得到以下的见解(a)～(h)，从而完成了本发明。再者，所谓具有优异的剪切加工性，表示：剪切加工后的端面的毛刺的高度小(毛刺的高度被抑制)。另外，所谓具有高强度、或具有优异的强度，表示：抗拉(最大)强度为1180MPa以上。
(a)为了得到优异的抗拉(最大)强度，金属组织的母相组织优选是硬质的。即，优选铁素体、贝氏体等软质的组织的分率尽可能小。
(b)但是，由于硬质的组织是缺乏延展性的组织，因此当仅是设为以它们为主体的金属组织时，不能确保优异的延展性。
(c)为了使高强度的热轧钢板也兼备优异的延展性，使其含有能够通过相变诱发塑性(TRIP)来提高延展性的适量的残余奥氏体是有效果的。
(d)为了使残余奥氏体在室温下稳定化，使在卷取中从贝氏体和回火马氏体中扩散过来的C在奥氏体中浓缩是有效的。因此，在贝氏体和回火马氏体的相变停止之后确保最低限度的保持时间是有效果的。但是，若过于长时间保持，则奥氏体分解，残余奥氏体量减少，因此设为适当的保持时间是有效果的。
(e)硬质的组织一般在600℃以下的相变中形成，但在该温度区域中会大量地形成将<110>方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界和晶体取向差为7°的晶界。
(f)在生成将＜110＞方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界时，位错在组织内部显著蓄积，并且弹性应变变大。因此，对于将<110>方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的密度高且均匀地分散的、即将<110>方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的合计长度大的金属组织而言，材料的强度提高，并且，剪切加工中的塑性变形被抑制，剪切加工后的毛刺被抑制。
(g)为了使将＜110＞方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界和晶体取向差为7°的晶界均匀地分散，需要使Mn浓度的标准偏差为一定值以下。为了使Mn浓度的标准偏差为一定值以下，在板坯加热时，在700℃～850℃的温度区域滞留900秒以上，在1100℃以上的温度保持6000秒以上，并且，进行使得在850℃～1100℃的温度区域中板厚减少量(板厚减少率)成为合计90％以上的热轧是有效果的。通过优选地控制在700℃～850℃的温度区域中的滞留时间以及在850℃～1100℃的温度区域中的板厚减少量，Mn的显微偏析变小，因此能够使Mn浓度的标准偏差成为一定值以下。其结果，能够使将<110>方向设为轴从而晶体取向差为7°的晶界和晶体取向差为52°的晶界均匀地分布，能够抑制剪切加工后的端面的毛刺。
(h)为了使将<110>方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的长度增大、晶体取向差为7°的晶界的长度减小，将卷取温度设为小于规定温度是有效果的。
基于上述见解而完成的本发明的主旨如下。
(1)本发明的一个方式涉及的热轧钢板，其特征在于，化学组成以质量％计含有
C：0.100～0.250％、
Si：0.05～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
sol.Al(酸可溶Al)：0.001～2.000％、
P：0.100％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.1000％以下、
O：0.0100％以下、
Ti：0～0.300％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.500％、
Cu：0～2.00％、
Cr：0～2.00％、
Mo：0～1.000％、
Ni：0～2.00％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.0200％、
Mg：0～0.0200％、
REM：0～0.1000％、
Bi：0～0.020％、
Zr、Co、Zn和W之中的1种或2种以上：合计为0～1.00％、和
Sn：0～0.050％，
余量包含Fe和杂质，
在与轧制方向平行的截面中的、距表面为板厚的1/4的深度且板宽度方向中央位置处的金属组织中，
残余奥氏体以面积％计为3.0％以上，
将＜110＞方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的长度L52和晶体取向差为7°的晶界的长度L7之比即L52/L7超过0.18，
Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，
所述热轧钢板的抗拉强度为1180MPa以上。
(2)根据(1)所述的热轧钢板，所述化学组成以质量％计可以含有选自
Ti：0.005～0.300％、
Nb：0.005～0.100％、
V：0.005～0.500％、
Cu：0.01～2.00％、
Cr：0.01～2.00％、
Mo：0.010～1.000％、
Ni：0.02～2.00％、
B：0.0001～0.0100％、
Ca：0.0005～0.0200％、
Mg：0.0005～0.0200％、
REM：0.0005～0.1000％、和
Bi：0.0005～0.020％
之中的1种或2种以上。
根据本发明涉及的上述方式，能够得到具有优异的强度、延展性和剪切加工性的热轧钢板。本发明的上述方式涉及的热轧钢板，很适合作为汽车构件、机械结构构件以及建筑构件所使用的工业用原料。
附图说明
图1是用于说明剪切加工后的端面的毛刺的高度的测定方法的图。
具体实施方式
以下对本实施方式涉及的热轧钢板(以下有时仅记载为钢板)的化学组成和金属组织进行更具体的说明。但是，本发明并不仅限制于本实施方式所公开的构成，能够在不脱离本发明的主旨的范围进行各种的变更。
在以下所记载的数值限定范围中，下限值以及上限值包含在该范围内。对于附带有“小于”或“超过”的数值，该值不包含在数值范围中。在以下的说明中，只要没有特别指定，关于热轧钢板的化学组成的％为质量％。
1.化学组成
本实施方式涉及的热轧钢板，以质量％计包含C：0.100～0.250％、Si：0.05～3.00％、Mn：1.00～4.00％、sol.Al：0.001～2.000％、P：0.100％以下、S：0.0300％以下、N：0.1000％以下、O：0.0100％以下，余量包含Fe和杂质。以下对各元素进行详细说明。
(1-1)C：0.100～0.250％
C具有使残余奥氏体稳定化的作用。当C含量小于0.100％时，难以得到所期望的残余奥氏体的面积分率。因此，C含量设为0.100％以上。C含量优选为0.120％以上，进一步优选为0.150％以上。另一方面，当C含量超过0.250％时，优先地生成珠光体，残余奥氏体的生成变得不充分，难以得到所期望的残余奥氏体的面积分率。因此，C含量设为0.250％以下。C含量优选为0.220％以下。
(1-2)Si：0.05～3.00％
Si具有使渗碳体的析出延迟的作用。能够通过该作用来提高奥氏体未相变而残留的量、即残余奥氏体的面积分率，另外，能够通过固溶强化来提高钢板的强度。另外，Si具有通过脱氧而将钢健全化(抑制在钢中产生气孔等缺陷)的作用。当Si含量小于0.05％时，不能得到由上述作用带来的效果。因此，Si含量设为0.05％以上。Si含量优选为0.50％以上、1.00％以上。但是，当Si含量超过3.00％时，钢板的表面性状和化学转化处理性、以及延展性和焊接性显著劣化，并且A3相变点显著上升。由此，难以稳定地进行热轧。因此，Si含量设为3.00％以下。Si含量优选为2.70％以下、2.50％以下。
(1-3)Mn：1.00～4.00％
Mn具有抑制铁素体相变而将钢板高强度化的作用。当Mn含量小于1.00％时，不能得到1180MPa以上的抗拉强度。因此，Mn含量设为1.00％以上。Mn含量优选为1.50％以上，更优选为1.80％以上。另一方面，当Mn含量超过4.00％时，贝氏体相变延迟，由此不能促进向奥氏体中的碳浓化，残余奥氏体的生成变得不充分，难以得到所期望的残余奥氏体的面积分率。而且，难以提高残余奥氏体中的C浓度。因此，Mn含量设为4.00％以下。Mn含量优选为3.70％以下、3.50％以下。
(1-4)sol.Al：0.001～2.000％
Al与Si同样地具有将钢脱氧从而将钢板健全化的作用，并且，具有通过抑制渗碳体从奥氏体的析出从而促进残余奥氏体生成的作用。当sol.Al含量小于0.001％时，不能得到由上述作用带来的效果。因此，sol.Al含量设为0.001％以上。sol.Al含量优选为0.010％以上。另一方面，当sol.Al含量超过2.000％时，上述效果饱和，并且，在经济性上不优选，因此sol.Al含量设为2.000％以下。sol.Al含量优选为1.500％以下、1.300％以下。
(1-5)P：0.100％以下
P是通常作为杂质而含有的元素，但也是具有通过固溶强化而提高强度的作用的元素。因此，也可以主动地含有P，但P是容易偏析的元素，若P含量超过0.100％，则由晶界偏析引起的成形性和韧性的降低变得显著。因此，P含量限制在0.100％以下。P含量优选为0.030％以下。P含量的下限不需要特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设为0.001％。
(1-6)S：0.0300％以下
S是作为杂质而含有的元素，在钢中形成硫化物系夹杂物而使热轧钢板的成形性降低。若S含量超过0.0300％，则钢板的成形性显著降低。因此，S含量限制在0.0300％以下。S含量优选为0.0050％以下。S含量的下限不需要特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设为0.0001％。
(1-7)N：0.1000％以下
N是作为杂质而在钢中含有的元素，具有使钢板的成形性降低的作用。当N含量超过0.1000％时，钢板的成形性显著降低。因此，N含量设为0.1000％以下。N含量优选为0.0800％以下，进一步优选为0.0700％以下。N含量的下限不需要特别规定，但如后所述，在含有Ti、Nb和V中的1种或2种以上来谋求金属组织的微细化的情况下，为了促进碳氮化物的析出，N含量优选设为0.0010％以上，更优选设为0.0020％以上。
(1-8)O：0.0100％以下
若在钢中较多地含有O，则形成成为破坏的起点的粗大氧化物，引起脆性破坏、氢致开裂。因此，O含量限制在0.0100％以下。O含量优选为0.0080％以下、0.0050％以下。为了在钢液脱氧时使微细的氧化物多数分散，O含量可以设为0.0005％以上、0.0010％以上。
本实施方式涉及的热轧钢板的化学组成的余量包含Fe和杂质。在本实施方式中，所谓杂质是指从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的成分，且是在不对本实施方式涉及的热轧钢板造成不良影响的范围允许的成分。
本实施方式涉及的热轧钢板，除了上述元素以外，也可以还含有Ti、Nb、V、Cu、Cr、Mo、Ni、B、Ca、Mg、REM、Bi、Zr、Co、Zn、W和Sn作为任意元素。不含有上述任意元素的情况下的其含量的下限为0％。以下，对上述任意元素进行详细说明。
(1-9)Ti：0.005～0.300％、Nb：0.005～0.100％和V：0.005～0.500％
Ti、Nb和V均在钢中以碳化物或氮化物的形式析出，具有通过钉扎效应而将金属组织微细化的作用，因此也可以含有这些元素中的1种或2种以上。为了更切实地得到由上述作用带来的效果，优选将Ti含量设为0.005％以上、将Nb含量设为0.005％以上、或将V含量设为0.005％以上。但是，即使过量地含有这些元素，由上述作用带来的效果也饱和，在经济性上不优选。因此，Ti含量设为0.300％以下，Nb含量设为0.100％以下，V含量设为0.500％以下。
(1-10)Cu：0.01～2.00％、Cr：0.01～2.00％、Mo：0.010～1.000％、Ni：0.02～2.00％和B：0.0001～0.0100％
Cu、Cr、Mo、Ni和B均具有提高钢板的淬火性的作用。另外，Cr和Ni具有使残余奥氏体稳定化的作用，Cu和Mo具有在钢中析出碳化物从而提高强度的作用。而且，在含有Cu的情况下，Ni具有有效地抑制由Cu引起的板坯的晶界裂纹的作用。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。
Cu具有提高钢板的淬火性的作用和在低温下在钢中以碳化物的形式析出从而提高钢板的强度的作用。为了更切实地得到由上述作用带来的效果，Cu含量优选设为0.01％以上，更优选设为0.05％以上。但是，当Cu含量超过2.00％时，有产生板坯的晶界裂纹的情况。因此，Cu含量设为2.00％以下。Cu含量优选为1.50％以下、1.00％以下。
如上述那样，Cr具有提高钢板的淬火性的作用和使残余奥氏体稳定化的作用。为了更切实地得到由上述作用带来的效果，优选将Cr含量设为0.01％以上、0.05％以上。但是，当Cr含量超过2.00％时，钢板的化学转化处理性显著降低。因此，Cr含量设为2.00％以下。
如上述那样，Mo具有提高钢板的淬火性的作用和在钢中析出碳化物从而提高强度的作用。为了更切实地得到由上述作用带来的效果，优选将Mo含量设为0.010％以上、0.020％以上。但是，即使Mo含量超过1.000％，由上述作用带来的效果也饱和，在经济性上不优选。因此，Mo含量设为1.000％以下。Mo含量优选为0.500％以下、0.200％以下。
如上述那样，Ni具有提高钢板的淬火性的作用。另外，在含有Cu的情况下，Ni具有有效地抑制由Cu引起的板坯的晶界裂纹的作用。为了更切实地得到由上述作用带来的效果，优选将Ni含量设为0.02％以上。Ni是高价格的元素，因此在经济性上不优选大量地含有。因此，Ni含量设为2.00％以下。
如上述那样，B具有提高钢板的淬火性的作用。为了更切实地得到由该作用带来的效果，优选将B含量设为0.0001％以上、0.0002％以上。但是，当B含量超过0.0100％时，钢板的成形性显著降低，因此B含量设为0.0100％以下。B含量优选设为0.0050％以下。
(1-11)Ca：0.0005～0.0200％、Mg：0.0005～0.0200％、REM：0.0005～0.1000％和Bi：0.0005～0.020％
Ca、Mg和REM均具有通过将夹杂物的形状调整为理想的形状来提高钢板的成形性的作用。另外，Bi具有通过将凝固组织微细化来提高钢板的成形性的作用。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。为了更切实地得到由上述作用带来的效果，优选将Ca、Mg、REM和Bi中的任1种以上设为0.0005％以上。但是，若Ca含量或Mg含量超过0.0200％，或者，若REM含量超过0.1000％，则有在钢中过量地生成夹杂物，反而使钢板的成形性降低的情况。另外，即使Bi含量超过0.020％，由上述作用带来的效果也饱和，在经济性上不优选。因此，将Ca含量、Mg含量设为0.0200％以下，将REM含量设为0.1000％以下，将Bi含量设为0.020％以下。Bi含量优选为0.010％以下。
在此，REM是指由Sc、Y和镧系元素组成的合计17种元素，上述REM的含量是指这些元素的含量的合计。在镧系元素的情况下，在工业上以混合稀土(铈镧合金：Misch metal)的形式添加。
(1-12)Zr、Co、Zn和W之中的1种或2种以上：合计为0～1.00％和Sn：0～0.050％
关于Zr、Co、Zn和W，本发明人确认到：即使含有合计为1.00％以下的这些元素，也不会损害本实施方式涉及的热轧钢板的效果。因此，也可以含有合计为1.00％以下的Zr、Co、Zn和W之中的1种或2种以上。
另外，本发明人确认到即使少量含有Sn也不会损害本实施方式涉及的热轧钢板的效果，但有在热轧时产生瑕疵的情况，因此Sn含量设为0.050％以下。
上述的热轧钢板的化学组成采用一般的分析方法来测定即可。例如，使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry)进行测定即可。再者，sol.Al只要使用将试样在酸中加热分解后的滤液并采用ICP-AES进行测定即可。C和S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用惰性气体熔融-热导率法进行测定即可。
2.热轧钢板的金属组织
接着，对本实施方式涉及的热轧钢板的金属组织进行说明。
本实施方式涉及的热轧钢板，具有上述的化学组成，在与轧制方向平行的截面中的、距表面为板厚的1/4的深度且板宽度方向中央位置处的金属组织中，残余奥氏体以面积％计为3.0％以上，将＜110＞方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的长度L52和晶体取向差为7°的晶界的长度L7之比即L52/L7超过0.18，Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下。因此，本实施方式涉及的热轧钢板，能够得到优异的强度、延展性和剪切加工性。再者，在本实施方式中，规定与轧制方向平行的截面的、距表面为板厚的1/4的深度且板宽度方向中央位置处的金属组织的理由是因为：该位置处的金属组织表示钢板的代表性的金属组织。
(2-1)残余奥氏体的面积分率：3.0％以上
残余奥氏体是即使在室温下也以面心立方晶格的形式存在的金属组织。残余奥氏体具有通过相变诱发塑性(TRIP)来提高钢板的延展性的作用。当残余奥氏体的面积分率小于3.0％时，不能得到由上述作用带来的效果，钢板的延展性劣化。因此，残余奥氏体的面积分率设为3.0％以上。残余奥氏体的面积分率优选为5.0％以上，更优选为7.0％以上，进一步优选为8.0％以上。残余奥氏体的面积分率的上限不需要特别规定，但在本实施方式涉及的热轧钢板的化学组成下能够确保的残余奥氏体的面积分率大约为20.0％，因此也可以将残余奥氏体的面积分率的上限设为20.0％。残余奥氏体的面积分率也可以设为17.0％以下。
本实施方式涉及的热轧钢板，如果抗拉强度为980MPa以上，则残余奥氏体以外的金属组织不特别限定。作为残余奥氏体以外的金属组织，可以包含由合计的面积分率为80.0～97.0％的马氏体、贝氏体和自回火马氏体组成的低温相。
残余奥氏体的面积分率的测定方法，有X射线衍射、EBSP(电子背散射衍射像；Electron Back Scattering Diffraction Pattern)解析、磁测定的方法等，有时测定值根据测定方法而不同。在本实施方式中，残余奥氏体的面积分率通过X射线衍射来测定。
在本实施方式中的通过X射线衍射进行的残余奥氏体的面积分率的测定中，首先，在与轧制方向平行的截面中的、钢板的板厚的1/4深度且板宽度方向中央位置处，使用Co-Kα射线来求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)共计6个峰的积分强度，使用强度平均法进行计算，由此得到残余奥氏体的面积分率。残余奥氏体以外的金属组织的面积分率，可以通过从100.0％减去残余奥氏体的面积分率而得到。
(2-2)将＜110＞方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的长度L52和晶体取向差为7°的晶界的长度L7之比即L52/L7：超过0.18
为了得到1180MPa以上的高强度，需要使母相成为硬质的组织。硬质的组织一般在600℃以下的相变中形成。在600℃以下的温度区域中会大量形成将<110>方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界和晶体取向差为7°的晶界。在生成将＜110＞方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界时，位错在组织内部显著蓄积，并且弹性应变变大。因此，对于将<110>方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的密度高且均匀地分散的、即将<110>方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的合计长度大的金属组织而言，材料的强度提高，并且，剪切加工中的塑性变形被抑制，剪切加工后的端面的毛刺的高度被抑制。
另一方面，在将<110>方向设为轴从而晶体取向差为7°的晶界中，组织内部的位错密度低，弹性应变也变小，因此剪切加工后的端面的毛刺显著变高。因此，在将<110>方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的长度设为L52、晶体取向差为7°的晶界的长度设为L7时，剪切加工后的端面的毛刺的高度被L52/L7支配。在L52/L7为0.18以下的情况下，不仅不能够使母材的强度成为1180MPa以上，而且剪切加工后的端面的毛刺变高。因此，需要使L52/L7超过0.18。关于L52/L7的上限，从抑制毛刺生成的观点出发，其值越大越优选，但实质上的上限为0.5。
再者，所谓将<110>方向设为轴从而晶体取向差为X°的晶界是指：在确定出在某个晶界邻接的两个晶粒即晶粒A和晶粒B时，具有通过使一方的晶粒B绕<110>轴旋转X°从而晶粒A和晶粒B的晶体取向一致的晶体学关系的晶界。但是，若考虑晶体取向的测定精度，则从一致的取向关系容许±4°的取向差。
在本实施方式中，使用EBSP-OIM(Electron Back Scatter DiffractionPattern-Orientation Image Microscopy：电子背散射衍射花样-取向成像显微分析)法测定将＜110＞方向设为轴从而晶体取向差为7°的晶界的长度L7和晶体取向差为52°的晶界的长度L52。在EBSP-OIM法中，在扫描型电子显微镜(SEM)内对高度倾斜的试样照射电子射线，用高灵敏度照相机拍摄进行背散射而形成的菊池花样，用计算机将拍摄的照片进行图像处理，由此能够以短等待时间测定照射点的晶体取向。EBSP-OIM法使用组合了扫描型电子显微镜和EBSP解析装置的装置以及AMETEK公司制的OIM Analysis(注册商标)来进行。在EBSP-OIM法中，能够解析试样表面的微细结构以及晶体取向，因此能够定量地求出具有特定的晶体取向差的晶界的长度。另外，EBSP-OIM法能够分析的区域是能够用SEM观察的区域。虽然也取决于SEM的分辨率，但根据EBSP-OIM法，能够以最小20nm的分辨率进行分析。
在测定与轧制方向平行的截面中的、距钢板表面为板厚的1/4的深度且板宽度方向中央位置处的金属组织的特定晶界的长度时，以1200倍的倍率在40μm×30μm的区域中在至少5个视场中进行解析，算出将<110>方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的长度的平均值，由此得到L52。同样地，算出将<110>方向设为轴从而晶体取向差为7°的晶界的长度的平均值，由此得到L7。再者，如上述那样，容许±4°的取向差。
再者，残余奥氏体不是在600℃以下的相变中生成的组织，不具有位错蓄积的效果，因此在本测定方法中，残余奥氏体不作为解析的对象。在EBSP-OIM法中，能够将残余奥氏体从解析对象中排除。
(2-3)Mn浓度的标准偏差：0.60质量％以下
本实施方式涉及的热轧钢板的距其表面为板厚的1/4的深度且板宽度方向中央位置处的Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下。由此，能够使将<110>方向设为轴从而晶体取向差为7°的晶界和晶体取向差为52°的晶界均匀地分散。其结果，能够抑制剪切加工后的端面的毛刺的高度。Mn浓度的标准偏差的下限，从抑制毛刺的生成的观点出发，其值越小越优选，但由于制造工艺的制约，实质上的下限为0.10质量％。
Mn浓度的标准偏差，通过将热轧钢板的L截面进行镜面研磨后，利用电子探针显微分析仪(EPMA)对距表面为板厚的1/4的深度且板宽度方向中央位置测定Mn浓度，并算出标准偏差从而得到。测定条件是将加速电压设为15kV，将倍率设为5000倍，测定在试样轧制方向上为20μm且在试样板厚方向上为20μm的范围的分布像。更具体而言，将测定间隔设为0.1μm，测定40000处以上的Mn浓度。接着，基于从全部测定点得到的Mn浓度算出标准偏差，由此得到Mn浓度的标准偏差。
3.抗拉强度特性
本实施方式涉及的热轧钢板的抗拉(最大)强度为1180MPa以上。若抗拉强度小于1180MPa，则适用部件受到限定，对车体轻量化的贡献小。上限不需要特别限定，但从抑制模具磨损的观点出发，可以设为1780MPa、1500MPa、1350MPa。
抗拉强度，使用JIS Z 2241：2011的5号试样，依据JIS Z 2241：2011进行测定。拉伸试样的制取位置，设为距板宽度方向的端部为1/4的部分，且将与轧制方向垂直的方向设为长度方向即可。
4.板厚
本实施方式涉及的热轧钢板的板厚不特别限定，可以设为0.5～8.0mm。通过将热轧钢板的板厚设为0.5mm以上，变得容易确保轧制完成温度，并且能够抑制轧制载荷变得过大，能够容易地进行热轧。因此，本实施方式涉及的钢板的板厚可以设为0.5mm以上。优选为1.2mm以上、1.4mm以上。另外，通过将板厚设为8.0mm以下，金属组织的微细化变得容易，能够容易地确保上述的金属组织。因此，板厚可以设为8.0mm以下。优选为6.0mm以下。
5.其他(5-1)镀层
具有上述的化学组成及金属组织的本实施方式涉及的热轧钢板，也可以以提高耐蚀性等为目的而使表面具备镀层从而制成表面处理钢板。镀层可以是电镀层，也可以是热浸镀层。作为电镀层，可例示电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层等。作为热浸镀层，可例示热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层、热浸镀Zn-Al合金层、热浸镀Zn-Al-Mg合金层、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金层等。镀层附着量没有特别限制，可以设为与以往同样。另外，也可以在镀后实施适当的化学转化处理(例如，硅酸盐系的无铬化学转化处理液的涂布和干燥)来进一步提高耐蚀性。
6.制造条件
具有上述的化学组成和金属组织的本实施方式涉及的热轧钢板的适合的制造方法如以下所述。
为了得到本实施方式涉及的热轧钢板，在规定的条件下进行板坯的加热后进行热轧，加速冷却至规定的温度区域，控制卷取后的冷却过程是有效果的。
在本实施方式涉及的热轧钢板的适宜的制造方法中，依次进行以下的工序(1)～(7)。再者，本实施方式中的板坯的温度以及钢板的温度是指板坯的表面温度以及钢板的表面温度。
(1)使板坯在700℃～850℃的温度区域滞留900秒以上，然后加热，在1100℃以上的温度保持6000秒以上。
(2)进行使得在850～1100℃的温度区域中板厚减少量成为合计90％以上的热轧。
(3)在由下述式<1>表示的温度T1(℃)以上的温度完成热轧。
(4)在热轧完成后1.5秒以内开始冷却，以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却至由下述式<2>表示的温度T2(℃)以下。
(5)以10℃/秒以上的平均冷却速度从加速冷却的冷却停止温度冷却至卷取温度。
(6)在350℃以上且小于由下述式＜3＞表示的温度T3(℃)的温度进行卷取。
(7)在卷取后的冷却中，以在热轧钢板的板宽度方向最端部和板宽度方向中央部的规定的温度区域中，滞留时间的下限满足条件I(在450℃以上的温度滞留80秒以上、在400℃以上的温度滞留200秒以上、在350℃以上的温度滞留1000秒以上之中的任一项以上)、滞留时间的上限满足条件II(在450℃以上的温度滞留2000秒以内且在400℃以上的温度滞留8000秒以内且在350℃以上的温度滞留30000秒以内)的方式进行冷却。
T1(℃)＝868-396×[C]-68.1×[Mn]+24.6×[Si]-36.1×[Ni]-24.8×[Cr]-20.7×[Cu]+250×[sol.Al]…＜1＞
T2(℃)＝770-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo]…＜2＞
T3(℃)＝591-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]…＜3＞
其中，各式中的[元素符号]表示各元素在钢中的含量(质量％)。在不含有元素的情况下代入0。
(6-1)板坯、供于热轧时的板坯温度、滞留及保持时间
供于热轧的板坯，能够使用通过连续铸造而得到的板坯、通过铸造、开坯而得到的板坯等，能够使用根据需要对它们施加了热加工或冷加工而得到的材料。供于热轧的板坯，优选：在加热时的700℃～850℃的温度区域滞留900秒以上，然后进一步加热，在1100℃以上的温度保持6000秒以上。在700～850℃的奥氏体相变中，Mn在铁素体和奥氏体间分配，通过使其相变时间长，Mn能够在铁素体区域内扩散。由此，能够消除在板坯中偏在的Mn的显微偏析，显著减少Mn浓度的标准偏差。其结果，能够抑制剪切加工后的端面的毛刺的高度。另外，为了使板坯加热时的奥氏体粒均匀，优选在1100℃以上的温度加热6000秒以上。
再者，为了在700℃～850℃的温度区域滞留900秒以上，可列举例如在加热炉的内部减小板坯温度成为700℃～850℃的加热区域的温度梯度的方法。
热轧，优选作为多道次轧制而使用可逆式轧机或串列式轧机。尤其是从工业生产性的观点出发，更优选至少最终的数段设为使用了串列式轧机的热轧。
(6-2)热轧的压下率：在850～1100℃的温度区域中板厚减少量为合计90％以上
优选进行使得在850～1100℃的温度区域中板厚减少量成为合计90％以上的热轧。由此，在主要实现再结晶奥氏体粒的微细化的同时，促进向未再结晶奥氏体粒内的应变能蓄积，在促进奥氏体的再结晶的同时，促进Mn的原子扩散。其结果，能够使Mn浓度的标准偏差小，能够抑制剪切加工后的端面的毛刺的高度。
再者，所谓850～1100℃的温度区域中的板厚减少量，在将该温度区域的轧制中的最初道次前的入口板厚设为t0、将该温度区域的轧制中的最终道次后的出口板厚设为t1时，能够用(t0-t1)/t0×100(％)表示。
(6-3)热轧完成温度：T1(℃)以上
热轧的完成温度优选设为T1(℃)以上。通过将热轧的完成温度设为T1(℃)以上，能够抑制奥氏体中的铁素体核生成位点数的过度的增大，能够抑制最终组织(制造后的热轧钢板的金属组织)中的铁素体的生成，从而得到高强度的热轧钢板。
(6-4)热轧完成后的加速冷却：在1.5秒以内开始冷却，以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却至T2(℃)以下
为了抑制通过热轧而细粒化了的奥氏体晶粒的长大，优选在热轧完成后1.5秒以内以50℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却至T2(℃)以下。
通过在热轧完成后1.5秒以内以50℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却至T2(℃)以下，能够抑制铁素体和珠光体的生成。由此，热轧钢板的强度提高。再者，在此所说的平均冷却速度是指：从加速冷却开始时(向冷却设备导入钢板时)到加速冷却完成时(从冷却设备导出钢板时)的钢板的温度下降幅度除以从加速冷却开始时到加速冷却完成时的所需时间而得到的值。通过在热轧完成后的加速冷却中，将直到冷却开始为止的时间设为1.5秒以内，将平均冷却速度设为50℃/秒以上，将冷却停止温度设为T2(℃)以下，能够抑制钢板内部的铁素体相变和/或珠光体相变，能够得到TS≥1180MPa。因此，优选在热轧完成后1.5秒以内以50℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却至T2(℃)以下。冷却速度的上限值没有特别的规定，但若使冷却速度快，则冷却设备变得规模大，设备成本变高。因此，若考虑设备成本，则优选为300℃/秒以下。另外，加速冷却的冷却停止温度可以设为350℃)以上且小于T3(℃)。
(6-5)从加速冷却的冷却停止温度到卷取温度的平均冷却速度：10℃/秒以上
为了抑制珠光体的面积分率、得到TS≥1180MPa的强度，优选将从加速冷却的冷却停止温度到卷取温度的平均冷却速度设为10℃/秒以上。由此，能够使母相组织成为硬质的组织。再者，在此所说的平均冷却速度是指：从加速冷却的冷却停止温度到卷取温度为止的钢板的温度下降幅度除以从加速冷却停止时到卷取为止的所需时间而得到的值。通过将上述平均冷却速度设为10℃/秒以上，能够减小珠光体的面积分率，能够确保强度和延展性。因此，从加速冷却的冷却停止温度到卷取温度的平均冷却速度设为10℃/秒以上。
(6-6)卷取温度：350℃以上且小于T3(℃)
卷取温度优选设为350℃以上且小于T3(℃)。通过使卷取温度小于T3(℃)，从奥氏体向bcc的相变驱动力变大，另外，奥氏体的变形强度变大。因此，在向贝氏体和马氏体相变时，将＜110＞方向设为轴从而晶体取向差为7°的晶界的长度L7减少，将＜110＞方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的长度L52增大，能够使L52/L7超过0.18。其结果，能够抑制剪切加工后的端面的毛刺的高度。另外，通过使卷取温度为350℃以上，残余奥氏体的生成变得容易，能够得到期望量的残余奥氏体。因此，卷取温度优选设为350℃以上且小于T3(℃)。
(6-7)卷取后的冷却：以在热轧钢板的规定的温度区域中滞留时间的下限满足下述条件I、滞留时间的上限满足下述条件II的方式进行冷却
条件I：在450℃以上的温度滞留80秒以上、在400℃以上的温度滞留200秒以上、在350℃以上的温度滞留1000秒以上之中的任一项以上
条件II：在450℃以上的温度滞留2000秒以内且在400℃以上的温度滞留8000秒以内且在350℃以上的温度滞留30000秒以内
在卷取后的冷却中，通过以规定的温度区域中的滞留时间的下限满足条件I的方式进行冷却，即，通过确保在450℃以上的温度滞留80秒以上、在400℃以上的温度滞留200秒以上、在350℃以上的温度滞留1000秒以上之中的任一项以上的滞留时间，从而促进了碳从母相向奥氏体的扩散，提高了残余奥氏体的面积分率，且容易抑制残余奥氏体的分解。其结果，能够使残余奥氏体的面积分率成为3.0％以上，能够提高热轧钢板的延展性。再者，在本实施方式中，热轧钢板的温度，如果是板宽度方向最端部，则采用接触式或非接触式温度计进行测定。如果是热轧钢板的板宽度方向最端部以外的部分，则利用热电偶进行测定、或者通过传热解析来计算。
另一方面，在卷取后的冷却中，当以热轧钢板的规定的温度区域中的滞留时间的上限满足条件II的方式进行冷却，即，以滞留时间满足在450℃以上的温度滞留2000秒以内、在400℃以上的温度滞留8000秒以内、在350℃以上的温度滞留30000秒以内这些全部项的方式进行冷却时，能够抑制奥氏体分解为铁系碳化物和回火马氏体，能够提高热轧钢板的延展性。因此，以滞留时间的上限满足条件II的方式，即，以满足在450℃以上的温度滞留2000秒以内且在400℃以上的温度滞留8000秒以内且在350℃以上的温度滞留30000秒以内的方式进行冷却。卷取后的热轧钢板的冷却速度可以通过保温罩盖、边缘遮蔽(edgemask)、喷雾冷却等来控制。
实施例
接着，通过实施例来更具体地说明本发明的一个方式的效果，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明并不被该一个条件例限定。本发明能够在不脱离本发明的主旨且达到本发明的目的的限度下采用各种条件。
熔炼具有表1和表2的钢No.A～V所示的化学组成的钢，通过连续铸造来制造了厚度为240～300mm的板坯。使用所得到的板坯，采用表3和表4中所示的制造条件，得到表5中所示的热轧钢板。再者，使板坯在850～1100℃的温度区域中以表3中所示的滞留时间滞留，然后，加热至表3中所示的加热温度并保持。
对于所得到的热轧钢板，采用上述的方法求出残余奥氏体的面积分率、L52/L7以及Mn浓度的标准偏差。将所得到的测定结果示于表5中。
热轧钢板的特性的评价方法
(1)抗拉强度特性和总伸长率
所得到的热轧钢板的机械性质之中，抗拉强度特性和总伸长率依据JIS Z 2241：2011进行评价。试样设为JIS Z 2241：2011的5号试样。拉伸试样的制取位置，设为距离板宽度方向的端部为1/4的部分，将与轧制方向垂直的方向设为长度方向。
在满足抗拉强度TS≥1180MPa且抗拉强度TS×总伸长率EL≥14000(MPa·％)的情况下，视为是强度和延展性优异的热轧钢板，判定为合格。
(2)剪切加工性
热轧钢板的剪切加工性，通过冲切试验进行测定。以孔直径10mm、间隙10％、冲切速度3m/s的条件制作了5个冲切孔。接着，将冲切孔的与轧制方向平行的截面埋入到树脂中，用扫描型电子显微镜拍摄截面形状。在所得到的观察照片中，能够观察到如图1所示那样的加工截面。在观察照片中，划出从热轧钢板的下表面延长的直线(图1的直线1)、和与热轧钢板的上表面和下表面平行且通过毛刺的顶点A(毛刺部分的与热轧钢板的下表面在板厚方向上相距最远的点)的直线(图1的直线2)，将该直线2和直线1的距离(图1的d)定义为剪切加工后的端面的毛刺的高度。对于利用5个冲切孔得到的10个端面测定毛刺的高度，如果毛刺的高度的平均值为15μm以下，则视为是剪切加工性优异的热轧钢板，判定为合格。另一方面，如果毛刺的高度的平均值超过15μm，则视为是剪切加工性差的热轧钢板，判定为不合格。
Figure BDA0003186016650000221
Figure BDA0003186016650000231
表3
Figure BDA0003186016650000241
下划线表示脱离优选的制造条件。
表4
Figure BDA0003186016650000251
下划线表示脱离优选的制造条件。
表5
Figure BDA0003186016650000261
下划线表示在本发明的范围外。
由表5可知，在作为本发明例的制造No.1、3、15～17、20和22～30中，得到了具有优异的强度、延展性、剪切加工性的热轧钢板。
另一方面，化学组成、金属组织不在本发明所规定的范围内的制造No.2、4～14、18、19、21和31～35，特性(抗拉强度TS、总伸长率EL、剪切加工性)之中的任一项以上差。
产业上的可利用性
根据本发明涉及的上述方式，能够提供具有优异的强度、延展性和剪切加工性的热轧钢板。
本发明的上述方式涉及的热轧钢板，很适合作为汽车构件、机械结构构件以及建筑构件所使用的工业用原料。

Claims (2)

1.一种热轧钢板，其特征在于，化学组成以质量％计含有
C：0.100～0.250％、
Si：0.05～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
sol.Al：0.001～2.000％、
P：0.100％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.1000％以下、
O：0.0100％以下、
Ti：0～0.300％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.500％、
Cu：0～2.00％、
Cr：0～2.00％、
Mo：0～1.000％、
Ni：0～2.00％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.0200％、
Mg：0～0.0200％、
REM：0～0.1000％、
Bi：0～0.020％、
Zr、Co、Zn和W之中的1种或2种以上：合计为0～1.00％、和
Sn：0～0.050％，
余量包含Fe和杂质，
在与轧制方向平行的截面中的、距表面为板厚的1/4的深度且板宽度方向中央位置处的金属组织中，
残余奥氏体以面积％计为3.0％以上，
将＜110＞方向设为轴从而晶体取向差为52°的晶界的长度L52和晶体取向差为7°的晶界的长度L7之比即L52/L7超过0.18，
Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，
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，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自
Ti：0.005～0.300％、
Nb：0.005～0.100％、
V：0.005～0.500％、
Cu：0.01～2.00％、
Cr：0.01～2.00％、
Mo：0.010～1.000％、
Ni：0.02～2.00％、
B：0.0001～0.0100％、
Ca：0.0005～0.0200％、
Mg：0.0005～0.0200％、
REM：0.0005～0.1000％、和
Bi：0.0005～0.020％
之中的1种或2种以上。
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