CN114651078A - 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，在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中，以面积率计，主相为95.00～98.00％的贝氏体相，第二相为2.00～5.00％的回火马氏体相，所述第二相的平均粒径为1.5μm以下，(110)<112>取向的极密度为3.0以下，铁系碳化物的平均粒径为0.100μm以下，在所述表面～沿板厚方向距所述表面为板厚的1/16位置的金属组织中，(110)<1‑11>取向的极密度为3.0以下，所述热轧钢板的抗拉强度TS为980MPa以上。

Description

热轧钢板
技术领域
本发明涉及热轧钢板。具体而言，本发明涉及具有优异的成形性的高强度热轧钢板。
本申请基于在2019年12月9日向日本申请的专利申请2019-222162号要求优先权，在此引用其内容。
背景技术
为了汽车的碰撞安全性的确保及环境负荷降低，钢板的高强度化正在推进。随着钢板的高强度化，成形性降低，因此在980MPa级钢板中要求成形性的改善。通常，作为成形性的指标，使用延性、扩孔性及弯曲性，但这些特性存在折衷(权衡)的关系，需求延性、扩孔性及弯曲性全部优异的钢板。
另外，在压制成型车辆行走部分的部件等的复杂的部件形状时，特别需要延性及扩孔性优异。
在专利文献1中公开了一种高强度热轧钢板，其具有如下组织：将以面积率计为85％以上的贝氏体相作为主相，将以面积率计为15％以下的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相作为第二相，剩余部分由铁素体相构成，所述第二相的平均粒径为3.0μm以下，而且原始奥氏体晶粒的平均纵横比为1.3以上且5.0以下，再结晶原始奥氏体粒相对于未再结晶原始奥氏体粒的面积率为15％以下，并且，在热轧钢板中析出的直径小于20nm的析出物以质量％计为0.10％以下，抗拉强度TS为980MPa以上。
在专利文献2中公开了一种高强度热轧钢板，其特征在于，包含以面积率计超过90％的贝氏体相作为主相，或者进一步包含以面积率计合计小于10％的铁素体相、马氏体相及残余奥氏体相之中的1种或2种以上作为第二相，所述贝氏体相的平均粒径为2.5μm以下，且在所述贝氏体相中的贝氏体铁素体粒内析出的Fe系碳化物的间距为600nm以下，抗拉强度TS为980MPa以上。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2017/017933号
专利文献2：国际公开第2015/129199号
发明内容
在专利文献1中，未考虑弯曲性。本发明人发现，在专利文献1所公开的高强度热轧钢板中，有不能够得到优异的弯曲性的情况，另外，需要进一步提高扩孔性。
在专利文献2中，没有考虑扩孔性及弯曲性。本发明人发现，在专利文献2所公开的高强度热轧钢板中，有不能够得到优异的扩孔性及弯曲性的情况。
鉴于上述实际情况，本发明的目的是提供具有优异的强度、延性(延展性)、弯曲性及扩孔性的热轧钢板。
为了解决上述课题，本发明人进行了研究，结果本发明人得到了以下见解(a)～(g)。
(a)通过将金属组织设为单相，能够降低组织间的硬度差，能够抑制组织界面处的空隙的产生，因此能够提高热轧钢板的扩孔性。
(b)在将金属组织设为贝氏体单相的情况下，不能够得到980MPa以上的强度，因此通过含有期望量的硬质相(马氏体相)，能够确保热轧钢板的扩孔性并且得到期望的强度。
(c)通过进行回火，在热轧后残存的硬质相被回火、无害化(组织间的硬度差被降低，抑制了空隙的产生)，热轧钢板的扩孔性提高。
(d)通过将(110)＜112＞取向的极密度设为3.0以下，能够降低各向异性，能够进一步提高热轧钢板的扩孔性。
(e)通过将贝氏体设为主相(95.00％以上)，能够实现高延性(优选使总伸长率为13.0％以上)，能够得到期望的延性。
(f)通过控制表层(表面～沿板厚方向距表面为板厚的1/16位置)中的织构，能够提高热轧钢板的弯曲性。
(g)为了得到上述的金属组织，特别是复合且不可分地控制热轧后的冷却条件、卷取成卷状后的冷却条件及回火条件是有效的。
基于上述见解而完成的本发明的主旨如下。
(1)本发明的一个方式的热轧钢板，
化学组成以质量％计含有
C：0.040～0.150％、
Si：0.50～1.50％、
Mn：1.00～2.50％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.010～0.100％、
N：0.0100％以下、
Ti：0.005～0.150％、
B：0.0005～0.0050％、
Cr：0.10～1.00％、
Nb：0～0.06％、
V：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
Cu：0～0.50％、
Ni：0～0.50％、
Sb：0～0.020％、
Ca：0～0.010％、
REM：0～0.010％、和
Mg：0～0.010％，余量为铁及杂质，
在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中，以面积率计，主相为95.00～98.00％的贝氏体相，第二相为2.00～5.00％的回火马氏体相，所述第二相的平均粒径为1.5μm以下，(110)<112>取向的极密度为3.0以下，铁系碳化物的平均粒径为0.100μm以下，
在所述表面～沿板厚方向距所述表面为板厚的1/16位置的金属组织中，(110)<1-11>取向的极密度为3.0以下，
所述热轧钢板的抗拉强度TS为980MPa以上。
(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，
所述化学组成以质量％计可以含有选自
Nb：0.005～0.06％、
V：0.05～0.50％、
Mo：0.05～0.50％、
Cu：0.01～0.50％、
Ni：0.01～0.50％、
Sb：0.0002～0.020％、
Ca：0.0002～0.010％、
REM：0.0002～0.010％、和
Mg：0.0002～0.010％
之中的1种或2种以上。
根据本发明的上述方式，能够提供具有优异的强度、延性、弯曲性及扩孔性的热轧钢板。
具体实施方式
以下，对本实施方式的热轧钢板(以下有时简称为钢板)的化学组成及金属组织进行具体说明。但是，本发明不限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内进行各种变更。
再者，在以下记载的夹着“～”而记载的数值限定范围中，下限值及上限值包含于该范围。对于表示为“小于”、“超过”的数值，该值不包含于数值范围。关于化学组成的％全部表示质量％。
本实施方式的热轧钢板，化学组成以质量％计含有C：0.040～0.150％、Si：0.50～1.50％、Mn：1.00～2.50％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.010～0.100％、N：0.0100％以下、Ti：0.005～0.150％、B：0.0005～0.0050％、Cr：0.10～1.00％、以及余量：铁及杂质。以下，对各元素进行说明。
C：0.040～0.150％
C是通过提高热轧钢板的强度并且提高淬火性而促进贝氏体的生成的元素。为了得到该效果，C含量设为0.040％以上。C含量优选为0.050％以上、0.060％以上、0.070％以上。
另一方面，当C含量超过0.150％时，难以控制贝氏体的生成，会大量生成马氏体相，热轧钢板的延性和扩孔性这两者或任一者降低。因此，C含量设为0.150％以下。C含量优选为0.140％以下、0.120％以下、0.100％以下。
Si：0.50～1.50％
Si是有助于固溶强化的元素，是有助于热轧钢板的强度提高的元素。另外，Si是抑制在钢中形成碳化物的元素。通过抑制贝氏体相变时的碳化物的形成，在贝氏体相的板条界面形成微细的马氏体相。由于存在于贝氏体相中的马氏体相微细，因此不会使热轧钢板的扩孔性劣化。为了得到由含有Si带来的上述效果，Si含量设为0.50％以上。Si含量优选为0.55％以上、0.60％以上、0.65％以上。
另一方面，Si是促进铁素体生成的元素，当Si含量超过1.50％时，生成铁素体，热轧钢板的扩孔性及强度降低。因此，Si含量设为1.50％以下。Si含量优选为1.30％以下、1.20％以下、1.00％以下。
Mn：1.00～2.50％
Mn在钢中固溶而有助于热轧钢板的强度增加，并且通过提高淬火性来促进贝氏体的生成，提高热轧钢板的扩孔性。为了得到这样的效果，Mn含量设为1.00％以上。Mn含量优选为1.30％以上、1.50％以上、1.70％以上。
另一方面，当Mn含量超过2.50％时，难以进行贝氏体的生成控制，马氏体相增加，热轧钢板的延性和扩孔性这两者或任一者降低。因此，Mn含量设为2.50％以下。Mn含量优选为2.00％以下、1.95％以下。
P：0.100％以下
P是在钢中固溶而有助于热轧钢板的强度增加的元素。但是，P也是通过在晶界、特别是原始奥氏体晶界偏析并助长由晶界偏析引起的晶界破坏，从而引起热轧钢板的延性、弯曲性及扩孔性降低的元素。P含量优选极力降低，但可容许含有直到0.100％为止的P。因此，P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.090％以下、0.080％。
P含量优选设为0％，但若降低至小于0.0001％，则制造成本上升，因此P含量也可以设为0.0001％以上。P含量优选为0.001％以上、0.010％以上。
S：0.010％以下
S是对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性造成不良影响的元素。S与Mn结合而形成粗大的MnS。该MnS使热轧钢板的弯曲性及扩孔性劣化，助长延迟破坏的产生。S含量优选极力降低，但可以容许含有直到0.010％为止的S。因此，S含量设为0.010％以下。S含量优选为0.008％以下。
S含量优选设为0％，但若降低至小于0.0001％，则制造成本上升，在经济上不利，因此S含量也可以设为0.0001％以上。S含量优选为0.001％以上。
Al：0.010～0.100％
Al是作为脱氧剂发挥作用从而对提高钢的洁净度有效的元素。为了得到该效果，Al含量设为0.010％以上。Al含量优选为0.015％以上、0.020％以上。
另一方面，若过量地含有Al，则引起氧化物系夹杂物的增加，热轧钢板的扩孔性降低。因此，Al含量设为0.100％以下。Al含量优选为0.050％以下、0.040％以下、0.030％以下。
N：0.0100％以下
N是在钢中形成粗大的氮化物的元素。该氮化物使热轧钢板的弯曲性及扩孔性劣化，并且使耐延迟破坏特性劣化。因此，N含量设为0.0100％以下。N含量优选为0.0080％以下、0.0060％以下、0.0050％以下。
若将N含量降低至小于0.0001％，则引起制造成本的大幅增加，因此N含量也可以设为0.0001％以上。N含量优选为0.0005％以上、0.0010％以上。
Ti：0.005～0.150％
Ti是在奥氏体相高温区域(奥氏体相区域中的高温区域及比奥氏体相区域高的温度区域(铸造的阶段))形成氮化物的元素。通过含有Ti，BN的析出得到抑制，B成为固溶状态，由此能够得到贝氏体的生成所需的淬火性。作为其结果，能够提高热轧钢板的强度及扩孔性。另外，Ti在热轧时在钢中形成碳化物而抑制原始奥氏体晶粒的再结晶。为了得到这些效果，Ti含量设为0.005％以上。Ti含量优选为0.030％以上、0.050％以上、0.070％以上、0.090％以上。
另一方面，当Ti含量超过0.150％时，原始奥氏体粒难以再结晶，轧制织构发达，由此热轧钢板的扩孔性降低。因此，Ti含量设为0.150％以下。Ti含量优选为0.130％以下、0.120％以下。
B：0.0005～0.0050％
B是在原始奥氏体晶界偏析，抑制铁素体的生成及生长，有助于热轧钢板的强度及扩孔性提高的元素。为了得到这些效果，B含量设为0.0005％以上。B含量优选为0.0007％以上、0.0010％以上。
另一方面，即使超过0.0050％地含有B，上述效果也饱和。因此，B含量设为0.0050％以下。B含量优选为0.0030％以下、0.0025％以下。
Cr：0.10～1.00％
Cr是在钢中形成碳化物而有助于热轧钢板的高强度化，并且通过提高淬火性而促进贝氏体的生成，促进在贝氏体晶粒内的Fe系碳化物的析出的元素。为了得到这些效果，Cr含量设为0.10％以上。Cr含量优选为0.30％以上、0.40％以上、0.50％以上。
另一方面，当Cr含量超过1.00％时，变得容易生成马氏体相，热轧钢板的延性和弯曲性这两者或任一者降低。因此，Cr含量设为1.00％以下。Cr含量优选为0.90％以下、0.80％以下、0.70％以下。
本实施方式的热轧钢板的化学组成的其余量(剩余部分)可以是Fe及杂质。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、或者在不对本实施方式的热轧钢板的特性造成不良影响的范围内容许的成分。
本实施方式的热轧钢板，也可以代替Fe的一部分而含有下述元素作为任意元素。不含有下述任意元素的情况下的含量的下限为0％。以下，对各任意元素进行详细说明。
Nb：0～0.06％
Nb是具有在热轧时形成碳化物而抑制奥氏体的再结晶的效果，有助于热轧钢板的强度提高的元素。为了可靠地得到该效果，Nb含量优选设为0.005％以上。Nb含量更优选设为0.02％以上。
另一方面，当Nb含量超过0.06％时，原始奥氏体晶粒的再结晶温度变得过高，织构发达，有热轧钢板的扩孔性降低的情况。因此，Nb含量设为0.06％以下。Nb含量优选为0.04％以下。
V：0～0.50％
V是具有在热轧时形成碳氮化物而抑制奥氏体的再结晶的效果，有助于热轧钢板的强度提高的元素。为了可靠地得到该效果，V含量优选设为0.05％以上。V含量更优选设为0.10％以上。
另一方面，当V含量超过0.50％时，原始奥氏体晶粒的再结晶温度变高，精轧结束后的奥氏体晶粒的再结晶温度变高，由此织构发达，有热轧钢板的扩孔性降低的情况。因此，V含量设为0.50％以下。V含量优选为0.25％以下。
Mo：0～0.50％
Mo是通过提高淬火性而促进贝氏体相的形成，有助于热轧钢板的强度及扩孔性的提高的元素。为了可靠地得到该效果，Mo含量优选设为0.05％以上。Mo含量更优选设为0.10％以上。
另一方面，当Mo含量超过0.50％时，变得容易生成马氏体相，有热轧钢板的延性和扩孔性这两者或任一者降低的情况。因此，Mo含量设定0.50％以下。Mo含量优选为0.30％以下。
Cu：0～0.50％
Cu是在钢中固溶而有助于热轧钢板的强度增加的元素。另外，Cu是通过提高淬火性而促进贝氏体相的形成，有助于热轧钢板的强度及扩孔性的提高的元素。为了可靠地得到这些效果，Cu含量优选设为0.01％以上。Cu含量更优选设为0.02％以上。
另一方面，当Cu含量超过0.50％时，有引起热轧钢板的表面性状降低的情况。因此，Cu含量设为0.50％以下。Cu含量优选为0.20％以下。
Ni：0～0.50％
Ni是在钢中固溶而有助于热轧钢板的强度增加的元素。另外，Ni是通过提高淬火性而促进贝氏体相的形成，有助于热轧钢板的强度及扩孔性的提高的元素。为了可靠地得到这些效果，Ni含量优选设为0.01％以上。Ni含量更优选设为0.02％以上。
另一方面，当Ni含量超过0.50％时，变得容易生成马氏体相，有热轧钢板的弯曲性和扩孔性这两者或任一者降低的情况。因此，Ni含量设为0.50％以下。Ni含量优选为0.20％以下。
Sb：0～0.020％
Sb具有在板坯加热阶段抑制板坯表面的氮化的效果。通过含有Sb，板坯表层部的BN的析出得到抑制。为了可靠地得到该效果，Sb含量优选设为0.0002％以上。Sb含量更优选设为0.001％以上。
另一方面，即使超过0.020％地含有Sb，上述效果也饱和，因此Sb含量设为0.020％以下。
Ca：0～0.010％
Ca是控制硫化物系夹杂物的形状、提高热轧钢板的扩孔性的元素。为了可靠地得到该效果，Ca含量优选设为0.0002％以上。Ca含量更优选设为0.001％以上。
另一方面，当Ca含量超过0.010％时，有引起热轧钢板的表面缺陷、生产率降低的情况。因此，Ca含量设为0.010％以下。Ca含量优选为0.008％以下。
REM：0～0.010％
REM与Ca同样，是控制硫化物系夹杂物的形状、提高热轧钢板的扩孔性的元素。为了可靠地得到该效果，REM含量优选设为0.0002％以上。REM含量更优选设为0.001％以上。
另一方面，当REM含量超过0.010％时，钢的洁净度恶化，热轧钢板的扩孔性和弯曲性这两者或任一者降低。因此，REM含量设为0.010％以下。REM含量优选为0.008％以下。
在此，REM是指由Sc、Y及镧系元素构成的合计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，工业上以混合稀土合金(misch metal)的形式添加。
Mg：0～0.010％
Mg是通过微量含有而能够控制硫化物的形态的元素。为了可靠地得到该效果，Mg含量优选设为0.0002％以上。Mg含量更优选设为0.0005％以上。
另一方面，当Mg含量超过0.010％时，会引起因粗大的夹杂物的形成而导致的冷成形性的降低。因此，Mg含量设为0.010％以下。Mg含量优选为0.008％以下。
热轧钢板的化学组成通过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，C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用非活性气体熔解-热传导率法进行测定即可。
接着，对本实施方式的热轧钢板的金属组织进行说明。
本实施方式的热轧钢板，在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中，以面积率计，主相为95.00～98.00％的贝氏体相，第二相为2.00～5.00％的回火马氏体相，所述第二相的平均粒径为1.5μm以下，(110)<112>取向的极密度为3.0以下，铁系碳化物的平均粒径为0.100μm以下，在所述表面～沿板厚方向距所述表面为板厚的1/16位置的金属组织中，(110)<1-11>取向的极密度为3.0以下，所述热轧钢板的抗拉强度TS为980MPa以上。
再者，在本实施方式中，规定沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的主相和第二相的种类、第二相的平均粒径、以及(110)<112>取向的极密度的原因在于，该位置的金属组织显示出钢板的代表性的金属组织。另外，规定金属组织的位置优选为板宽度方向(板横向)中央位置。
以下，对各规定进行说明。
贝氏体相(主相)：95.00～98.00％
本实施方式的热轧钢板以贝氏体相为主相。作为主相的贝氏体相的面积率为95.00％以上。再者，在本实施方式中，所谓主相意味着面积率为95.00％以上。
所谓贝氏体相是指板条状的贝氏体铁素体和在贝氏体铁素体之间和/或内部具有Fe系碳化物的组织。贝氏体铁素体与多边形铁素体不同，形状为板条状且在内部具有比较高的位错密度，因此能够使用SEM、TEM来与其他组织容易地区别。
为了实现980MPa以上的抗拉强度、并提高扩孔性，需要将贝氏体相作为主相。当贝氏体相的面积率小于95.00％时，也有起因于与第二相的硬度差而导致扩孔性降低、延性降低的情况。因此，贝氏体相的面积率设为95.00％以上。优选为96.00％以上。
另一方面，当贝氏体相的面积率超过98.00％时，有不能够达到980MPa以上的情况，因此贝氏体相的面积率设为98.00％以下。优选为97.50％以下、97.00％以下。
回火马氏体相(第二相)：2.00～5.00％
本实施方式的热轧钢板，将回火马氏体相作为第二相。所谓回火马氏体相意指下述组织，所述组织是板条状的晶粒的集合，且是在晶粒的内部铁碳化物的伸长方向为两个以上的组织。
第二相的面积率越高，越能够提高热轧钢板的抗拉强度。当第二相的面积率小于2.00％时，不能够得到期望的抗拉强度。因此，第二相的面积率设为2.00％以上。优选为3.00％以上。
另一方面，当第二相的面积率超过5％时，不能够得到期望的扩孔性。因此，第二相的面积率设为5.00％以下。优选为4.00％以下。
在本实施方式的热轧钢板中，除了贝氏体相及第二相以外，也可以含有3％以下的铁素体。但是，由于不需要必须包含铁素体，因此铁素体的面积率可以为0％。
以下，对金属组织的面积率的测定方法进行说明。
首先，从热轧钢板以能够观察与轧制方向正交的板厚截面且沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置(沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置～沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置的区域、即以沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置为起点且以沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置为终点的区域)的方式制取试验片。将试验片的截面进行镜面研磨，用Lepera腐蚀液腐蚀后，使用光学显微镜进行组织观察。
第二相通过Lepera腐蚀液而作为白色部显现，其他组织(贝氏体相)被染色，因此能够容易地进行判别。在白色部(亮部)和其以外的区域进行2值化，算出白色部的面积率。例如，通过使用Image-J等图像解析软件，将白色部和其以外的区域二值化，能够得到白色部的面积率及其以外的区域的面积率。观察视场设为3处以上，各视场的面积设为300μm×400μm以上。
通过算出在多个视场中测定出的白色部的面积率的平均值，得到第二相的面积率。通过算出在多个视场中测定出的白色部以外的区域的面积率的平均值，得到贝氏体相的面积率。再者，在金属组织中存在铁素体相的情况下，铁素体相与贝氏体相同样地被染色成白色。但是，贝氏体相和铁素体相能够通过它们的形态观察而容易地判别。在存在铁素体相的情况下，从白色部以外的区域的面积率减去被判别为铁素体相的白色部的面积率，由此得到贝氏体相的面积率。贝氏体相作为板条状的晶粒而被观察到，铁素体相作为在内部不含板条的块状的晶粒而被观察到。
第二相的平均粒径：1.5μm以下
当第二相的平均粒径变大时，容易产生空隙，热轧钢板的扩孔性降低。为了抑制空隙的产生从而提高扩孔性，第二相的平均粒径越小越优选。当第二相的平均粒径超过1.5μm时，不能够得到期望的扩孔性。因此，第二相的平均粒径设为1.5μm以下。优选为1.4μm以下、1.3μm以下。
将第二相的平均粒径设为小于0.1μm在技术上是困难的，因此第二相的平均粒径可以设为0.1μm以上。
以下，对第二相的平均粒径的测定方法进行说明。
首先，从热轧钢板以能够观察与轧制方向正交的板厚截面且沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置(沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置～沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置的区域、即以沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置为起点且以沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置为终点的区域)的方式制取试验片。将试验片的截面进行镜面研磨，用Lepera腐蚀液腐蚀后，使用光学显微镜进行组织观察。使用图像解析软件(Image-J)，制作出白色部和其以外的区域的二值化图像。其后，以二值化图像为基础实施粒子解析，算出各个粒子的面积。观察视场设为3处以上，通过算出在各视场中得到的平均粒径的平均值，得到第二相的平均粒径。
再者，对于面积小于0.5μm2的第二相，由于不会对热轧钢板的扩孔性造成影响，因此从上述测定(第二相的平均粒径的测定)的测定对象排除在外。
(110)<112>取向的极密度：3.0以下
沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中的(110)＜112＞取向的极密度是评价轧制织构的发达情况的指标。(110)＜112＞取向的极密度越发达，即(110)＜112＞取向的极密度越大，组织的各向异性就越大，热轧钢板的扩孔性越降低。当(110)<112>取向的极密度超过3.0时，扩孔性降低，因此(110)<112>取向的极密度设为3.0以下。优选为2.8以下、2.5以下、2.3以下。
(110)＜112＞取向的极密度越小，组织越无规化，热轧钢板的扩孔性提高，因此(110)＜112＞取向的极密度越小越优选。(110)<112>取向的极密度在不具有织构的情况下成为1.0，因此下限可以设为1.0。
以下，对(110)<112>取向的极密度的测定方法进行说明。
(110)<112>取向的极密度能够使用将扫描电子显微镜和EBSD解析装置组合而得到的装置及AMETEK公司制的OIM Analysis(注册商标)，根据对于通过EBSD(Electron BackScattering Diffraction)法测定到的取向数据使用球面调和函数进行计算而算出的表示3维织构的结晶取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)求出。测定范围设为沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置(沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置～沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置的区域、即以沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置为起点且以沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置为终点的区域)且在轧制方向上为400μm的区域。优选以测定间距成为0.5μm/步(μm/step)以下的方式设定测定间距。
铁系碳化物的平均粒径：0.100μm以下
在本实施方式中，所谓铁系碳化物是指渗碳体(Fe3C)。当铁系碳化物的平均粒径变得粗大时，成为扩孔时的空隙产生起点，热轧钢板的扩孔性降低。因此，铁系碳化物的平均粒径设为0.100μm以下。优选为0.080μm以下、0.070μm以下、0.060μm以下、0.050μm以下。
为了提高扩孔性，铁系碳化物的平均粒径越小越优选，因此下限可以设为0μm。
以下，对铁系碳化物的平均粒径的测定方法进行说明。
从热轧钢板以能够观察与轧制方向正交的板厚截面且沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置(沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置～沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置的区域、即以沿板厚方向距表面为板厚的1/8位置为起点且以沿板厚方向距表面为板厚的3/8位置为终点的区域)的方式制取试验片。将试验片的截面用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀后，利用SEM以倍率5000倍拍摄10个视场。将拍摄视场内的贝氏体铁素体的界面、其中分散的粒状或针状物判断为铁系碳化物，通过对铁系碳化物进行图像解析，来算出等效圆直径(当量圆直径)，求出1个视场中的铁系碳化物的平均值。通过算出对于10个视场所得到的铁系碳化物的平均值从而得到铁系碳化物的平均粒径。
表面～沿板厚方向距表面为板厚的1/16位置的金属组织中的(110)<1-11>取向的极密度：3.0以下
表面～沿板厚方向距表面为板厚的1/16位置(以表面为起点且以沿板厚方向距表面为板厚的1/16的位置为终点的区域)的金属组织中的(110)＜1-11＞取向的极密度是评价热轧钢板的表层区域的剪切织构的发达情况的指标。当该位置的(110)＜1-11＞取向的极密度发达时、即(110)＜1-11＞取向的极密度变大时，组织的各向异性变大，热轧钢板的弯曲性降低。当(110)＜1-11＞取向的极密度超过3.0时，热轧钢板的弯曲性降低，因此(110)＜1-11＞取向的极密度设为3.0以下。优选为2.8以下、2.6以下、2.4以下、2.2以下。
(110)＜1-11＞取向的极密度越小，组织越无规化，热轧钢板的弯曲性越提高，因此(110)＜1-11＞取向的极密度越小越优选。(110)<1-11>取向的极密度在不具有织构的情况下成为1.0，因此下限可以设为1.0。
以下，对(110)<1-11>取向的极密度的测定方法进行说明。
(110)<1-11>取向的极密度能够使用将扫描电子显微镜和EBSD解析装置组合而得到的装置及AMETEK公司制的OIM Analysis(注册商标)，根据对于通过EBSD(Electron BackScattering Diffraction)法测定到的取向数据使用球面调和函数进行计算而算出的表示3维织构的结晶取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)求出。测定范围设为表面～沿板厚方向距表面为板厚的1/16位置的区域(以表面为起点且以沿板厚方向距表面为板厚的1/16的位置为终点的区域)且在轧制方向上为400μm以上的区域来进行评价。优选以测定间距成为0.5μm/步以下的方式设定测定间距。
抗拉强度TS：980MPa以上
抗拉强度是表示钢的强度的指标，通过使用抗拉强度高的原料，能够以更轻量来制作具有相同的特性的汽车部件。本实施方式的热轧钢板的抗拉强度为980MPa以上。当抗拉强度小于980MPa时，车身轻量化的效果不充分。优选抗拉强度为1000MPa以上、1030MPa以上。抗拉强度越高越优选，但上限可以设为1600MPa以下。
关于抗拉强度，通过依据JIS Z 2241：2011，使用JIS5号试验片进行抗拉试验，来测定抗拉强度TS。再者，滑块速度设为10mm/分。
接着，对本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法进行说明。
本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法具备以下的工序。
将具有规定的化学组成的板坯加热至1100℃以上且小于1350℃的加热工序；
以热轧开始温度为1050～1200℃、精轧结束温度超过950℃且为1050℃以下的方式进行热轧的热轧工序；
在所述热轧结束后的1.0秒以内开始冷却，以30～150℃/s的平均冷却速度冷却至500～600℃的冷却停止温度的冷却工序；
在冷却至所述冷却停止温度后，在500～600℃的温度区域进行卷取的卷取工序；
在所述卷取后，以超过25℃/h且为100℃/h以下的平均冷却速度冷却的卷冷却工序；
以回火参数LMP成为12500～15500的方式在350～550℃进行30秒～12小时的回火的回火工序。
以下，对各工序进行详细说明。
加热工序
在加热工序中，将具有上述化学组成的板坯加热至1100℃以上且小于1350℃的温度。由于在板坯阶段存在的粗大的析出物会引起轧制中的裂纹、材料特性的降低，因此优选将热轧前的钢原料进行加热，使粗大的碳化物固溶。因此，加热温度优选设为1100℃以上。更优选为1150℃以上。另一方面，加热温度过高时，由于氧化皮产生量变多因而导致成品率降低，因此加热温度优选设为1350℃以下。更优选为1300℃以下。
再者，从制造成本的观点出发，进行加热的铸坯优选通过连续铸造来生产，但也可以通过其他铸造方法(例如铸锭法)进行生产。
热轧工序
热轧中的钢板温度对奥氏体中的Ti及Nb的碳化物、氮化物的析出给予影响。当热轧开始温度小于1050℃时，由于在热轧开始前开始析出从而析出物粗大化，因此有不能够将析出物控制为期望的形态、不能够得到均质的板坯的情况。因此，热轧开始温度优选设为1050℃以上。更优选为1070℃以上。
另一方面，当热轧开始温度超过1200℃时，变得难以在热轧中使析出物的析出开始，有不能够将析出物控制为期望的形态的情况。因此，热轧开始温度优选设为1200℃以下。更优选为1170℃以下。
精轧结束温度是对原始奥氏体粒的织构给予影响的因子。当精轧结束温度为950℃以下时，有原始奥氏体粒的织构发达、钢材特性的各向异性变高的情况。因此，精轧结束温度优选设为超过950℃。更优选为960℃以上。
另一方面，当精轧结束温度过高时，原始奥氏体粒的粗大化变得显著，第二相粗大化，由此有不能够得到期望的扩孔性的情况。因此，精轧结束温度优选设为1050℃以下。更优选为1020℃以下。
再者，也可以在热轧前对板坯进行粗轧从而制成粗棒之后进行热轧。
另外，在精轧前，通常进行在钢板表面形成的氧化皮的除去(去氧化皮)。在本实施方式中，通过常规方法进行去氧化皮即可，例如，以喷射的水的冲撞压力低于3.0MPa的方式进行即可。若进行喷射的水的冲撞压力为3.0MPa以上的高压去氧化皮，则有不能够理想地控制表层中的织构的情况。
冷却工序
在本实施方式中，为了得到期望的金属组织，复合且不可分地控制冷却工序中的热轧后的冷却条件、卷冷却工序中的卷取成卷状之后的冷却条件以及回火工序中的回火条件是有效的。
在上述的热轧中，在比较高的温度下进行了轧制，因此原始奥氏体粒的粗大化容易发展。因此，在精轧结束后，需要在短时间内开始冷却，抑制原始奥氏体粒的粗大化。若精轧结束后直到冷却开始为止的时间长，则有原始奥氏体粒粗大化、不能够得到期望的第二相的平均粒径的情况。冷却开始时间越早越好，在本实施方式中，优选热轧结束后在1.0秒以内开始冷却。更优选为0.5秒以内，进一步优选为0秒。
再者，在此所说的冷却开始时间是指精轧结束后直到开始后述的冷却(平均冷却速度为30～150℃/s的冷却)为止的经过时间。
热轧后的冷却优选以30～150℃/s的平均冷却速度进行至500～600℃的冷却停止温度。当平均冷却速度过慢时，铁素体析出，变得不能够得到期望量的贝氏体相，有不能够得到期望的抗拉强度和扩孔性这两者或者任一者的情况。另外，当平均冷却速度慢时，作为碳化物形成元素的Ti、V及Nb等与碳结合，大量形成析出物，有热轧钢板的弯曲性降低的情况。因此，热轧结束后的冷却的平均冷却速度优选设为30℃/s以上。热轧后的冷却中的平均冷却速度更优选为60℃/s以上。
另一方面，当热轧结束后的平均冷却速度过快时，表面温度变得过低，在钢板表面容易生成马氏体，有不能够得到期望的延性的情况。因此，热轧结束后的冷却的平均冷却速度优选设为150℃/s以下。更优选为120℃/s以下，进一步优选为100℃/s以下。
再者，本实施方式中的平均冷却速度是将设定的范围的起点与终点的温度差除以从起点到终点的经过时间而得到的值。
当冷却停止温度在500～600℃的温度区域之外时，不能够在期望的温度区域进行后述的卷取工序。另外，为了得到期望的金属组织，希望在热轧后的冷却中不进行空冷。
卷取工序
为了抑制铁素体相变而使贝氏体相变进行，另外，为了控制第二相的分布、形态、分率，卷取温度优选设为500～600℃。
在高温下相变出的贝氏体，延性优异。当卷取温度小于500℃时，在卷取时析出强化未起作用，因此有回火后的强度不足的情况。因此，卷取温度优选设为500℃以上。
另一方面，当卷取温度超过600℃时，铁素体析出，有强度降低的情况。因此，卷取温度优选设为600℃以下。
卷冷却工序
卷取成卷状之后的冷却速度对第二相的组织分率给予影响。在卷冷却工序中，会进行向未相变奥氏体的碳浓化。未相变奥氏体是相变成第二相(马氏体相)之前的组织。当在卷取成卷状之后以25℃/h以下的平均冷却速度冷却时，未相变奥氏体分解，有不能够得到期望量的第二相的情况。另外，向未相变奥氏体的碳浓化过度进行，第二相的硬度变得过度，主相与第二相的组织间硬度差变大，由此有热轧钢板的扩孔性降低的情况。因此，平均冷却速度优选设为超过25℃/h。更优选为30℃/以上。
另一方面，当平均冷却速度过快时，在卷的内部与外部之间冷却速度产生差异，有不能够均匀地冷却的情况。因此，平均冷却速度优选设为100℃/h以下。更优选为80℃/h以下，更进一步优选为60℃/h以下。
回火工序
在回火工序中，优选以回火参数LMP成为12500～15500的方式在350～600℃的温度下进行30秒～12小时的回火。
如果回火参数LMP在上述范围内，则能够得到期望量的回火马氏体及具有期望的平均粒径的铁系碳化物。当回火参数LMP小于12500时，由于马氏体相残存，因此有不能得到期望的金属组织、不能够得到充分的延性及扩孔性的情况。因此，回火参数LMP优选设为12500以上。回火参数LMP更优选设为13500以上、14000以上。
另一方面，当回火参数LMP超过15500时，有铁系碳化物粗大化的情况。粗大化了的铁系碳化物在冲裁时引起端面的应力集中，并容易成为缺陷，由于该缺陷而使热轧钢板的扩孔性降低。而且，有铁素体析出而不能得到期望的金属组织、热轧钢板的强度也降低的情况。因此，回火参数LMP优选设为15500以下。回火参数LMP更优选设为15000以下。
再者，回火参数LMP，在回火时的保持温度为T(℃)、保持时间为t(h)时，通过LMP＝(273+T)×(20+logt)来算出。log是底为10的常用对数。
回火参数LMP，在热处理温度恒定的情况下能够通过LMP＝(T+273)×(20+log(t))来求出。式中的T为热处理温度(℃)，t为热处理时间(h)。但是，在热处理温度不恒定的情况下，即，在如连续退火那样温度连续地变化的情况下，能够采用如文献(焼き戻しパラメーターの物理的意味の解釈と連続加熱·冷却熱処理過程への応用、熱処理42巻3号、163～168頁、平成14年6月(回火参数的物理意义的解释和在连续加热·冷却热处理过程中的应用，热处理42卷3号，163～168页，2002年6月))中所记载的考虑了热处理工序的方法，作为累计回火参数来进行计算。在本实施方式中，将基于上述文献中所记载的方法算出的累计回火参数作为回火参数LMP。
回火参数LMP具体地通过以下的方法求出。
将从加热开始到加热结束的时间用总数N的微小时间Δt进行分割。在此，将第(n-1)个区间的平均温度记为Tn-1(℃)，将第n个区间的平均温度记为Tn(℃)。与最初的微小时间(n＝1的情况的区间)对应的回火参数P(1)能够通过以下的式子求出。再者，log表示底为10的常用对数。
P(1)＝(T1+273)×(20+log(Δt))
P(1)能够利用以下的式子来作为与基于温度T2及加热时间t2算出的P等价的值表示。
(T1+273)×(20+log(Δt))＝(T2+273)×(20+log(t2))
时间t2是用于在温度T2下得到与基于在比第2个区间靠前的区间(即，第1个区间)中的加热而算出的P的累计值等价的P的所需时间(等价时间)。第2个区间(温度T2)中的加热时间是时间t2加上实际的加热时间Δt而得到的时间。因此，在第2个区间的加热结束的时间点下的P的累计值P(2)能够通过以下的式子求出。
P(2)＝(T2+273)×(20+log(t2+Δt))
若将该式一般化，则成为以下的式(4)。
P(n)＝(Tn+273)×(20+log(tn+Δt)) (4)
时间tn是用于在温度Tn下得到与在第(n-1)个区间的加热结束的时间点下的P的累计值等价的P的等价时间。时间tn能够通过式(5)求出。
log(tn)＝((Tn-1+273)/(Tn+273))×(20+log(tn-1))-20 (5)
通过以上的方法得到的第N个回火参数P(n)是在第N个区间的加热结束的时间点下的P的累计值，其是回火参数LMP。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及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及表2的钢No.1～36所示的化学组成的钢，通过连续铸造制造出厚度为240～300mm的板坯。使用得到的板坯，采用表3及表4所示的制造条件来得到了热轧钢板。再者，表3及表4的“FT～CT间的平均冷却速度”表示从热轧后开始冷却时起直到卷取(冷却停止)为止的平均冷却速度。另外，在350～600℃、30秒～12小时的条件内以成为表3及表4所示的“回火参数LMP”的值的方式进行了回火。另外，精轧前，通过常规方法(喷射的水的冲撞压力小于3.0MPa)进行了去氧化皮。仅针对No.42，以喷射的水的冲撞压力成为3.5MPa的方式进行了去氧化皮。
Figure BDA0003613623870000221
Figure BDA0003613623870000231
Figure BDA0003613623870000241
Figure BDA0003613623870000251
对于所得到的热轧钢板，通过上述的方法，求出沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的组织分率、第二相的平均粒径、(110)＜112＞取向的极密度及铁系碳化物的平均粒径、以及表面～沿板厚方向距表面为板厚的1/16位置的金属组织中的(110)＜1-11＞取向的极密度。
将得到的结果示于表5及表6。再者，关于贝氏体和第二相的面积率的合计未成为100％的例子，金属组织的剩余部分为铁素体。
Figure BDA0003613623870000271
Figure BDA0003613623870000281
对于得到的热轧钢板，通过后述的方法求出抗拉强度TS、总伸长率El、扩孔率λ及界限弯曲半径R。
抗拉强度TS及总伸长率El
依据JIS Z 2241：2011，使用JIS5号试验片进行拉伸试验，由此得到抗拉强度TS及总伸长率El。再者，滑块(cross head)速度设为10mm/分。将抗拉强度TS为980MPa以上的情况视为强度优异而判定为合格，将小于980MPa的情况视为强度差而判定为不合格。将总伸长率El为13.0％以上的情况视为延性优异而判定为合格，将小于13.0％的情况视为延性差而判定为不合格。
扩孔率λ
扩孔性采用扩孔率λ来进行评价，所述扩孔率λ是进行扩孔试验而得到的，所述扩孔试验是使用60°圆锥冲头，在间隙(clearance)成为12.5％的条件下对直径10mm的圆形孔进行冲裁，并使毛边处于冲模侧的试验。对于各试验编号，实施5次扩孔试验，算出它们的平均值，由此得到扩孔率λ。将扩孔率为60％以上的情况视为扩孔性优异而判定为合格，将小于60％的情况视为扩孔性差而判定为不合格。
界限弯曲半径R
弯曲性采用通过进行V弯曲试验而得到的界限弯曲半径R来进行评价。界限弯曲半径R是以与轧制方向垂直的方向成为长度方向(弯曲棱线与轧制方向一致)的方式，依据JISZ 2248：2014，使用1号试验片进行V弯曲试验而得到的。冲模与冲头构成的角度设为60°，以0.1mm单位来改变冲头的顶端半径而进行V弯曲试验，求出不产生裂纹而能够弯曲的冲头的顶端半径的最大值。将不产生裂纹而能够弯曲的冲头的顶端半径的最大值作为界限弯曲半径R。在将界限弯曲半径R除以试验片的板厚t而得到的值(R/t)为1.0以下的情况下，视为弯曲性优异而判定为合格，在表7及表8中记载为“Good(好)”。另一方面，在将界限弯曲半径R除以试验片的板厚t而得到的值(R/t)超过1.0的情况下，视为弯曲性差而判定为不合格，在表7及表8中记载为“Bad(差)”。
将以上的试验结果示于表7及表8。
表7
Figure BDA0003613623870000301
表8
Figure BDA0003613623870000311
下划线表示在本发明的范围外。
观看表5～8可知，本发明例具有优异的强度、延性、弯曲性及扩孔性。另一方面，可知比较例的强度、延性、弯曲性和扩孔性之中的1个以上的特性差。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供具有优异的强度、延性、弯曲性及扩孔性的热轧钢板及其制造方法。

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：0.040～0.150％、
Si：0.50～1.50％、
Mn：1.00～2.50％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.010～0.100％、
N：0.0100％以下、
Ti：0.005～0.150％、
B：0.0005～0.0050％、
Cr：0.10～1.00％、
Nb：0～0.06％、
V：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
Cu：0～0.50％、
Ni：0～0.50％、
Sb：0～0.020％、
Ca：0～0.010％、
REM：0～0.010％、和
Mg：0～0.010％，余量为铁及杂质，
在沿板厚方向距表面为板厚的1/4位置处的金属组织中，以面积率计，主相为95.00～98.00％的贝氏体相，第二相为2.00～5.00％的回火马氏体相，所述第二相的平均粒径为1.5μm以下，(110)<112>取向的极密度为3.0以下，铁系碳化物的平均粒径为0.100μm以下，
在所述表面～沿板厚方向距所述表面为板厚的1/16位置的金属组织中，(110)<1-11>取向的极密度为3.0以下，
所述热轧钢板的抗拉强度TS为980MPa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
Nb：0.005～0.06％、
V：0.05～0.50％、
Mo：0.05～0.50％、
Cu：0.01～0.50％、
Ni：0.01～0.50％、
Sb：0.0002～0.020％、
Ca：0.0002～0.010％、
REM：0.0002～0.010％、和
Mg：0.0002～0.010％
之中的1种或2种以上。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102112643A (zh) * 2008-07-31 2011-06-29 杰富意钢铁株式会社 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
JP2012012701A (ja) * 2010-05-31 2012-01-19 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2012053044A1 (ja) * 2010-10-18 2012-04-26 住友金属工業株式会社 高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板
CN103987868A (zh) * 2011-09-30 2014-08-13 新日铁住金株式会社 具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优异的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板及它们的制造方法
CN104884654A (zh) * 2012-12-19 2015-09-02 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2015014437A (es) * 2013-04-15 2016-02-03 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
KR101910444B1 (ko) 2014-02-27 2018-10-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법
JP6135577B2 (ja) * 2014-03-28 2017-05-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN106232851B (zh) * 2014-04-23 2018-01-05 新日铁住金株式会社 连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法
JP6252692B2 (ja) 2015-07-27 2017-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6394841B1 (ja) 2017-02-17 2018-09-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102112643A (zh) * 2008-07-31 2011-06-29 杰富意钢铁株式会社 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
JP2012012701A (ja) * 2010-05-31 2012-01-19 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2012053044A1 (ja) * 2010-10-18 2012-04-26 住友金属工業株式会社 高速変形下での均一延性および局部延性に優れた熱延鋼板、冷延鋼板およびめっき鋼板
CN103987868A (zh) * 2011-09-30 2014-08-13 新日铁住金株式会社 具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优异的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板及它们的制造方法
CN104884654A (zh) * 2012-12-19 2015-09-02 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法

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