CN115298341A - 高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

对以质量％计含有C：0.07～0.20％、Si：1.50％以下、Mn：1.0～4.0％、P：0.030％以下、S：0.0030％以下、Al：0.010～1.000％的化学组成的钢坯材实施作为热轧的低温精轧后，以10℃/s以上的冷却速度冷却至500℃，进一步在Ms～(Ms－200℃)的温度范围进行骤冷，在250℃以下的低温区域卷绕后退卷，进一步实施施加了一定以上的线负荷的轧制等。由此，可得到具有在钢板的板厚1/4位置含有以面积率计为95％以上的马氏体相且旧奥氏体晶粒的平均长宽比为3.0以上的组织，在应力松弛试验中赋予400MPa时的5min松弛应力值为20MPa以下，拉伸强度为1180MPa以上的耐延迟断裂性优异的高强度热轧钢板。

Description

高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为汽车用部件的材料的高强度热轧钢板及其制造方法。应予说明，“钢板”包括钢带。
背景技术
近年来，从改善汽车的碰撞安全性和提高燃料效率的观点出发，对面向汽车用部件的钢板要求高强度。另一方面，由于在高强度化的钢板中产生延迟断裂的风险变高，所以提高耐延迟断裂性较为重要。特别是在汽车的底盘部件等中使用的热轧钢板暴露于严酷的腐蚀环境，因此要求保持优异的耐延迟断裂性。
对于这样的要求，例如，在专利文献1中提出了“高强度热轧钢板及其制造方法”。在专利文献1所记载的技术中，通过具有如下化学组成和组织，能够容易地制造韧性和耐延迟断裂性优异并且耐磨性也优异的屈服强度：960MPa以上的高强度热轧钢板，所述化学组成以质量％计含有C：0.08％以上且小于0.16％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.8～2.0％、Al：0.005～0.10％、N：0.002～0.006％，并进一步含有Nb、Ti、Cr、B；所述组织调整成以马氏体相或回火马氏体相为主相，旧奥氏体晶粒的平均粒径在与轧制方向平行的截面上为20μm以下，长宽比为18以下的范围。
另外，在专利文献2中提出了“高强度钢板及其制造方法”。在专利文献2所记载的技术中，将以质量％计含有C：0.12～0.40％、Si：0.6％以下、Mn：1.5％以下、Al：0.15％以下、N：0.01％以下的化学组成的钢板加热到Ac3相变点以上且950℃以下的温度区域并保持，从600℃以上的温度区域进行淬火，实施以350℃以下进行回火的退火处理后，利用矫直机进行矫正。由此，能够制造在马氏体单相组织中KAM值为1°以上的区域占50％以上，能够将从表面到1/4深度位置的表层区域的最大拉伸残余应力调整为80MPa以下，切割端面和钢板母材的耐延迟断裂性优异的高强度钢板。
另外，在专利文献3中提出了“耐氢致开裂性和弯曲性优异的低屈服比型高强度钢板”。在专利文献3所记载的技术中，通过调整成具有如下化学组成，并且成为如下组织，能够制造兼备耐氢致开裂性和弯曲性的低屈服比高强度钢板，所述化学组成以质量％计含有超过C：0.01％且为0.1％以下、Si：0.05～0.45％、Mn：0.5～1.6％、Al：0.01～0.06％、N：0.012％以下、Ca：0.0005～0.006％，且含有V、Nb和Ti中的至少1种：合计0.15％以下；所述组织在分为表层部、中心偏析部和剩余的通常部时，通常部含有铁素体：50～80％，剩余部分由贝氏体、珠光体以及岛状马氏体与奥氏体的混合组织(MA)中的至少1种以上构成，中心偏析部含有贝氏体：70％以上，剩余部分由铁素体、珠光体和MA中的至少1种以上构成，在中心偏析部中，贝氏体的平均粒径为5μm以下，且珠光体和MA的轧制方向的最大长度和与轧制方向垂直且与板厚方向垂直的方向的最大长度均为10μm以下，表层部铁素体的面积率与通常部铁素体的面积率满足特定的关系。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2016－211073号公报
专利文献2：日本特开2015－155572号公报
专利文献3：日本特开2014－189808号公报
发明内容
然而，在专利文献1所记载的技术中，由于无法充分地抑制氢的局部集中，所以存在耐延迟断裂性低而无法保持在严酷的腐蚀环境下所要求的耐延迟断裂性的问题。
另外，专利文献2所记载的技术主要以对冷轧钢板的应用为目的，需要退火处理、矫直机矫正等复杂的工序，在对热轧钢板的应用中存在问题。进而，专利文献2所记载的技术由于无法充分地抑制氢的局部集中，所以存在无法保持优异的耐延迟断裂性直到能够满足在严酷的腐蚀环境下所要求的特性的问题。
另外，专利文献3所记载的技术仅是以含有50～80％铁素体且拉伸强度TS为590MPa左右的强度等级的钢板为对象，并确认了其效果。在专利文献3中，没有对于拉伸强度：超过590MPa的强度等级的钢板的启示，特别是对于拉伸强度：1180MPa以上的高强度钢板的耐延迟断裂性的提高没有提示。
本发明解决上述现有技术的问题，其目的在于提供适合作为汽车用部件的坯材的耐延迟断裂性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。应予说明，这里所谓的“高强度”是指具有拉伸强度：1180MPa以上、优选为1700MPa以下的强度的情况。另外，这里所谓的“耐延迟断裂性优异”是指在断裂时成为1.0mass ppm的扩散性氢量的充氢条件下进行充氢的状态下实施SSRT试验(应变速率：0.0000056s－1)，断裂应力为拉伸强度TS的90％以上的情况。
为了实现上述目的，本发明人等对影响耐延迟断裂性的各种因素进行了深入研究。其结果构思到通过形成以长宽比大的的马氏体相为主体的组织，并且形成尽可能抑制可动位错的位错结构，从而提高耐延迟断裂性。由于难以直接测定可动位错量，所以本发明人等想到实施应力松弛试验，对试验片(钢板)赋予一定的拉伸应力(400MPa以下的低应力)后停止应变增加，测定经过规定时间后产生的松弛应力值作为钢板的可动位错量的指标。具体而言，本发明人等发现赋予拉伸应力：400MPa后停止应变增加，测定经过5min后的松弛应力值，将该应力松弛值减小到规定值(20MPa)以下，这对提高耐延迟断裂性有效。认为在赋予400MPa以下的低应力时运动的可动位错无助于强度增加，容易吸引氢而有助于氢输送，从而使耐延迟断裂性降低。
而且，本发明人等发现，使热轧工序中的精轧为低温精轧，精轧结束后以10℃/s以上的冷却速度冷却至500℃，进一步在Ms～(Ms－200℃)的温度区域进行骤冷，在250℃以下的低温区域进行卷绕，由此能够形成以高位错密度的马氏体相为主体的组织，进一步对该组织实施施加了一定以上的负荷的轧制，形成位错彼此缠结的位错组织，由此能够使上述松弛应力值为一定值以下，以至完成了本发明。本发明的主旨如下。
[1]一种高强度热轧钢板，具有如下化学组成和组织：所述化学组成以质量％计含有C：0.07～0.20％、Si：1.50％以下、Mn：1.0～4.0％、P：0.030％以下、S：0.0030％以下、Al：0.010～1.000％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，所述组织在钢板的板厚1/4位置含有以面积率计为95％以上的马氏体相，旧奥氏体晶粒的平均长宽比为3.0以上的组织；所述高强度热轧钢板在应力松弛试验中赋予400MPa时的5min松弛应力值为20MPa以下，拉伸强度为1180MPa以上。
[2]根据[1]所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述化学组成之外，进一步以质量％计含有选自下述A组～E组中的1组或2组以上。
A组：以质量％计，选自Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％、Nb：0.005～0.20％、Ti：0.005～0.20％中的1种或2种以上
B组：以质量％计，选自Cr：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％中的1种或2种以上
C组：以质量％计，B：0.0001～0.0050％
D组：以质量％计，选自Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％中的1种或2种
E组：以质量％计，选自Sb：0.0010～0.10％、Sn：0.0010～0.50％中的1种或2种
[3]根据[1]或[2]所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述组织之外，进一步含有以面积率计为5％以下的残留奥氏体相。
[4]一种高强度热轧钢板的制造方法，在对钢坯材进行加热并实施粗轧和精轧而制成热轧钢板时，上述钢坯材是具有[1]或[2]所述的化学组成的钢坯材，上述精轧是精轧结束温度为890℃以下的轧制，上述精轧结束后的冷却为以平均冷却速度：10℃/s以上冷却至500℃，且在Ms～(Ms－200℃)之间以平均冷却速度：100℃/s以上进行冷却，以卷绕温度：250℃以下进行卷绕，然后，实施1道次以上的线负荷：0.20ton/mm以上的轧制，或者通过上述精轧结束后的冷却来冷却至250℃以下后，在卷绕前实施1道次以上的上述线负荷：0.20ton/mm以上的轧制，然后进行卷绕。
根据本发明，能够制造具有拉伸强度TS：1180MPa以上的高强度的同时，耐延迟断裂性显著提高，适合作为汽车用部件的坯材的耐延迟断裂性优异的高强度热轧钢板，在工业上起到显著的效果。另外，根据本发明，还具有能够容易地制造难以产生延迟断裂的高强度汽车部件等产品的效果。
附图说明
图1是示意性地表示精轧结束后的的优选冷却模式的说明图。
具体实施方式
本发明的高强度热轧钢板是具有拉伸强度TS：1180MPa以上的热轧钢板，包括热轧状态下的被称为黑皮的热轧钢板和热轧后进一步酸洗而成的被称为白皮的热轧钢板。另外，本发明的高强度热轧钢板优选板厚为0.6mm～10.0mm，在作为汽车用部件的坯材使用的情况下，板厚更优选为1.0mm～6.0mm，或3.0mm以下，或2.0mm以下。另外，板宽度优选为500mm～1800mm，更优选为700mm～1400mm。
接着，对本发明高强度热轧钢板的化学组成限定的理由进行说明。以下，关于化学组成的“％”是指“质量％”。
本发明的高强度热轧钢板具有如下基本的化学组成：含有C：0.07～0.20％、Si：1.50％以下、Mn：1.0～4.0％、P：0.030％以下、S：0.0030％以下、Al：0.010～1.000％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
C：0.07～0.20％
C是有助于马氏体的生成且具有强化马氏体而提高强度(拉伸强度TS)的作用的有效元素。如果含有小于0.07％，则无法充分地期待上述的效果，无法确保拉伸强度：1180MPa以上的高强度。另一方面，如果含有超过0.20％，则马氏体的硬化变得显著，无法确保期望的耐延迟断裂性。从这样的方面出发，C限定为0.07～0.20％的范围。应予说明，从稳定地得到拉伸强度：1180MPa以上的高强度的观点出发，优选含有0.08％以上，另外，从使耐延迟断裂性稳定化的观点出发，优选含有0.19％以下。此外，更优选为0.17％以下，进一步优选为0.16％以下。
Si：1.50％以下
Si是通过固溶强化或者抑制马氏体的回火软化而有助于强度(拉伸强度TS)的上升的有效元素。这样的效果在含有0.10％以上时变得显著。从更稳定地确保拉伸强度：1180MPa以上的高强度的观点出发，优选含有0.10％以上。此外，更优选为0.30％以上。另一方面，如果含有超过1.50％，则过度生成多边形铁素体，无法确保期望的组织。因此，Si限定为1.50％以下。此外，优选为1.30％以下，更优选为0.90％以下。
Mn：1.0～4.0％
Mn是生成马氏体、下部贝氏体而使拉伸强度TS上升的有效元素。另外，Mn有效地有助于抑制奥氏体的再结晶而得到长宽比大的奥氏体晶粒。为了得到这样的效果，需要含有1.0％以上。如果含有小于1.0％，则生成多边形铁素体等，或生成长宽比低的奥氏体晶粒，导致拉伸强度TS的降低、耐延迟断裂性的降低。从更稳定地确保拉伸强度：1180MPa以上的高强度的观点出发，Mn优选含有1.2％以上。另一方面，如果含有超过4.0％，则过度生成残留奥氏体，无法得到期望的钢板组织。因此，Mn限定为1.0～4.0％的范围。此外，从提高耐延迟断裂性的观点出发，优选限定为3.6％以下，更优选为3.1％以下，进一步优选为2.7％以下。
P：0.030％以下
P是作为不可避免的杂质而含有的元素，但为使耐延迟断裂性降低的元素。因此，在本发明中优选尽可能减少，但可以允许至0.030％。因此，P限定为0.030％以下。此外，优选为0.010％以下，更优选为0.008％以下。但是，过度减少导致生产效率降低，精炼成本高涨，因此P优选为0.001％以上。
S：0.0030％以下
S是作为不可避免的杂质而含有的元素，但为使耐延迟断裂性降低的元素。因此，在本发明中优选尽可能减少，但可以允许至0.0030％。因此，S限定为0.0030％以下。此外，优选为0.0020％以下，更优选为0.0010％以下。但是，过度减少导致生产效率降低，精炼成本高涨，因此S优选为0.0002％以上。
Al：0.010～1.000％
Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，从作为脱氧剂使用的观点出发，需要含有0.010％以上。另一方面，如果超过1.000％地大量含有Al，则大量生成多边形铁素体，无法确保期望的钢板组织。因此，在本发明中Al限定为0.010～1.000％的范围。此外，优选为0.50％以下，更优选为0.300％以下。
上述的成分是基本的成分，在本发明中，除了上述基本的化学组成之外，进一步可以根据需要含有选自如下A组～E组中的1组或2组以上选择元素：
A组：选自Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％、Nb：0.005～0.20％、Ti：0.005～0.20％中的1种或2种以上，
B组：选自Cr：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％中的1种或2种以上，
C组：B：0.0001～0.0050％，
D组：选自Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％中的1种或2种，
E组：选自Sb：0.0010～0.10％、Sn：0.0010～0.50％中的1种或2种。
A组：选自Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％、Nb：0.005～0.20％、Ti：0.005～0.20％中的1种或2种以上
A组的Mo、V、Nb、Ti均是形成碳化物并对提高耐延迟断裂性有效的元素，可以根据需要选择含有1种或2种以上。为了得到这样的效果，优选分别含有Mo：0.005％以上、V：0.005％以上、Nb：0.005％以上、Ti：0.005％以上。另一方面，如果分别含有超过Mo：2.0％、V：2.0％、Nb：0.20％、Ti：0.20％，则碳化物粗大化，淬透性降低，有时得不到期望的钢板组织。因此，在含有的情况下，优选分别限定为Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％、Nb：0.005～0.20％、Ti：0.005～0.20％的范围。此外，更优选为Mo：0.05％～0.6％、V：0.05％～0.3％、Nb：0.01％～0.1％、Ti：0.01％～0.2％。
B组：选自Cr：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％中的1种或2种以上
B组的Cr、Ni、Cu均是生成马氏体并有助于高强度化的有效元素，可以根据需要选择含有1种或2种以上。为了得到这样的效果，优选分别含有Cr：0.005％以上、Ni：0.005％以上、Cu：0.005％以上。另一方面，如果分别含有超过Cr：2.0％、Ni：2.0％、Cu：2.0％，则过度生成残留奥氏体，无法得到期望的钢板组织。因此，在含有的情况下，优选分别限定为Cr：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％的范围。此外，更优选为Cr：0.1％～0.6％、Ni：0.1％～0.6％、Cu：0.1％～0.6％。
C组：B：0.0001～0.0050％
C组的B是提高钢板的淬透性、生成马氏体并有助于高强度化的有效元素，可以根据需要含有。为了得到这样的效果，优选含有B：0.0001％以上。另一方面，如果含有超过B：0.0050％，则B化合物(硼化合物)增加，淬透性降低，有时得不到期望的钢板组织。因此，在含有的情况下，优选限定为B：0.0001～0.0050％的范围。此外，更优选为0.0005％～0.0040％，进一步优选为0.0010％～0.0035％。
D组：选自Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％中的1种或2种
D组的Ca、REM均是通过夹杂物的形态控制而有助于提高加工性的有效元素，可以根据需要选择含有1种或2种。为了得到这样的效果，优选分别含有Ca：0.0001％以上、REM：0.0001％以上。另一方面，如果分别含有超过Ca：0.0050％、REM：0.0050％，则有时夹杂物量增加而加工性劣化。因此，在含有的情况下，优选分别限定为Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％的范围。此外，更优选为Ca：0.0005％～0.0030％、REM：0.0005％～0.0030％。
E组：选自Sb：0.0010～0.10％、Sn：0.0010～0.50％中的1种或2种E组的Sb、Sn均是有助于抑制钢的强度降低的有效元素，可以根据需要选择含有1种或2种。Sb抑制脱氮、脱硼等，另外，Sn抑制珠光体的生成，有助于抑制钢的强度降低。为了得到这样的效果，优选分别含有Sb：0.0010％以上、Sn：0.0010％以上。另一方面，如果分别含有超过Sb：0.10％、Sn：0.50％，则有时导致钢板的脆化。因此，在含有的情况下，优选分别限定为Sb：0.0010～0.10％、Sn：0.0010～0.50％的范围。应予说明，更优选为Sb：0.0050％～0.050％、Sn：0.0050～0.050％。
除上述成分以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
应予说明，含有N作为不可避免的杂质，但从抑制氮化物的形成的观点出发，优选尽可能减少。但是，在本发明中，如果含有0.010％以下的N，则可以允许。另外，作为不可避免的杂质，可以含有合计至0.002％的Zr、Mg。如果合计超过0.002％而含有Zr、Mg，则夹杂物量增加，容易导致加工性的降低。另外，作为选择元素的Cr、Ni、Cu、Mo、V、Nb、Ti、B、Ca、REM、Sb、Sn如果小于上述范围的下限值，则不会损害本发明的效果，因此可以作为不可避免的杂质含有。
接着，对本发明的高强度热轧钢板的组织进行说明。
本发明的高强度热轧钢板具有在钢板的板厚1/4位置含有以面积率计为95％以上的马氏体相且旧奥氏体晶粒的平均长宽比为3.0以上的组织を具有。应予说明，这里所谓的“钢板的板厚1/4位置”不需要严格地仅限定于板厚的1/4位置，是指在将板厚设为t时从钢板表面沿板厚方为1/4t位置±100μm的区域。
马氏体相：以面积率计为95％以上
在本发明中，为了兼顾高强度(高拉伸强度TS)和优异的耐延迟断裂性，需要使钢板的板厚1/4位置的组织为含有以面积率计为95％以上的马氏体相的组织。如果马氏体相以面积率计小于95％，则无法实现期望的高强度，或者无法实现期望的耐延迟断裂性。因此，限定为在钢板的板厚1/4位置含有以面积率计为95％以上的马氏体相的组织。此外，优选为97～100％，更优选为98～100％。如果除马氏体相以外的贝氏体相等以面积率计合计小于5％，则可以允许。
旧奥氏体晶粒的平均长宽比：3.0以上
由长宽比大的奥氏体晶粒生成的马氏体相是位错密度高且对同时提高拉伸强度TS和耐延迟断裂性有效的组织。为了得到这样的效果，需要使旧奥氏体晶粒的平均长宽比为3.0以上。如果旧奥氏体晶粒的平均长宽比小于3.0，则得不到期望的耐延迟断裂性。因此，旧奥氏体晶粒的平均长宽比限定为3.0以上。此外，优选为4.0以上，更优选为5.0以上。另外，平均长宽比的上限没有特别限定，但只要在本发明的范围内制造，则为20.0以下左右。
在本发明的高强度热轧钢板中，除了上述组织之外，可以形成进一步含有以面积率计为5％以下的残留奥氏体相的组织。
残留奥氏体相：以面积率计为5％以下
由于残留奥氏体相使耐延迟断裂性降低，所以优选在本发明中不含有(0％)，或者即使在含有的情况下也尽可能减少，如果以面积率计为5％以下，则可以允许。因此，在含有的情况下，残留奥氏体相优选限定为以面积率计为5％以下。此外，更优选为3％以下，进一步优选为2％以下。
进而，本发明的高强度热轧钢板具有在应力松弛试验中赋予400MPa时的5min松弛应力值为20MPa以下的组织。
在应力松弛试验中赋予400MPa时的5min松弛应力值：20MPa以下
赋予400MPa以下的拉伸应力时运动的可动位错无助于拉伸强度TS的增加，吸引氢而有助于氢输送。这样的可动位错增加使耐延迟断裂性降低。如果在应力松弛试验中赋予400MPa时的5min松弛应力值超过20MPa，则成为有助于氢输送的可动位错增加的组织，耐延迟断裂性的降低变得显著，无法确保期望的耐延迟断裂性。因此，在本发明中，将在应力松弛试验中赋予400MPa时的5min松弛应力值限定为20MPa以下。此外，优选为18MPa以下，更优选为16MPa以下。
接着，对本发明的高强度热轧钢板的优选的制造方法进行说明。
将具有上述化学组成的钢坯材(板坯)装入到加热炉中进行加热。加热温度没有特别限定，但从偏析除去、析出物固溶等观点出发，优选为1100℃以上，从能量效率等观点出发，优选为1300℃以下。
接着，对经加热的钢坯材实施由粗轧和精轧构成的热轧。在本发明中，粗轧的条件不需要特别限定。粗轧后实施轧制结束温度(精轧结束温度)：890℃以下的精轧。应予说明，从减少导致加工性降低的粗粒等观点出发，精轧优选为4道次以上。
精轧结束后的冷却为以平均冷却速度：10℃/s以上冷却至500℃，且在Ms～(Ms－200℃)之间以平均冷却速度：100℃/s以上进行冷却，以卷绕温度：250℃以下进行卷绕。
应予说明，在本发明中，将至500℃的冷却和Ms～(Ms－200℃)之间的冷却限定为在上述冷却条件下进行冷却，但从500℃到Ms点的冷却条件不需要特别限定。如图1所示，即使将至500℃的冷却持续至Ms点或者暂时停止至500℃的冷却并以任意的冷却速度冷却至Ms点，也没有任何问题。
接着，在本发明中，暂时卷绕后退卷，以0.20ton/mm以上的线负荷实施1道次以上的轧制。或者，也可以通过上述精轧结束后的冷却来冷却至250℃以下，在卷绕前在线以0.20ton/mm以上的线负荷实施1道次以上的轧制，然后进行卷绕。
应予说明，上述温度是钢板的宽度中央部的温度(表面温度)，上述平均冷却速度是钢板的宽度中央部(表面)的冷却速度。
以下，对精轧、冷却条件的限定理由进行说明。
精轧结束温度：890℃以下
在本发明中，为了促进长宽比大的奥氏体晶粒的生成，使精轧的轧制结束温度(精轧结束温度)为890℃以下。如果精轧结束温度超过890℃，则奥氏体晶粒的再结晶变得显著，无法得到长宽比大的旧奥氏体晶粒，无法确保期望的钢板组织。因此，精轧结束温度限定为890℃以下。此外，优选为870℃以下，更优选为850℃以下，进一步优选为830℃以下。轧制结束后冷却开始时的钢板温度的下限没有限定，但从钢板的形状稳定性的观点出发，优选为700℃以上。
至500℃的冷却：平均冷却速度10℃/s以上
精轧结束后，至500℃的冷却为平均冷却速度小于10℃/s的冷却时，大量生成铁素体相、贝氏体相等，得不到期望的钢板组织。因此，至500℃的冷却的平均冷却速度限定为10℃/s以上。此外，优选为20℃/s以上，更优选为30℃/s以上。另外，平均冷却速度的上限没有特别规定，但从钢板的形状稳定性等观点出发，优选为1000℃/s以下。
Ms～(Ms－200℃)之间的冷却：平均冷却速度100℃/s以上
Ms～(Ms－200℃)之间的冷却为平均冷却速度小于100℃/s的冷却时，生成贝氏体相，得不到期望的钢板组织。因此，Ms～(Ms－200℃)之间的冷却的平均冷却速度限定为100℃/s以上。此外，优选为200℃/s以上，更优选为300℃/s以上。平均冷却速度的上限没有特别规定，但从钢板的形状稳定性等观点出发，优选为1000℃/s以下。其中，在(Ms－200℃)为卷绕温度以下的情况下，设为Ms～卷绕温度之间的平均冷却速度。应予说明，Ms是马氏体相变开始的温度。相变点(Ms点)是使用热膨胀测定装置(Formaster试验机：商品名)，根据赋予规定的加热冷却循环而得到的热膨胀·收缩曲线求出。
卷绕温度：250℃以下
如果卷绕温度超过250℃，则生成贝氏体相等，得不到含有以面积率计为95％以上的马氏体相的期望的钢板组织。因此，卷绕温度限定为250℃以下。应予说明，卷绕温度优选为200℃以下，更优选为180℃以下。
轧制的线负荷：0.20ton/mm以上
在本发明中，在卷绕后或卷绕前在线实施1道次以上的轧制(冷轧或温轧)。该轧制的目的在于，形成位错彼此缠结的状态的位错组织，由此，尽可能抑制可动位错，抑制耐延迟断裂性的降低。如果轧制的线负荷小于0.20ton/mm，则不会充分地产生可动位错的缠结，因此无法确保期望的耐延迟断裂性。因此，卷绕后退卷或者卷绕前在线实施的轧制的线负荷限定为0.20ton/mm以上。应予说明，轧制的线负荷优选为0.30ton/mm以上，更优选为0.40ton/mm以上。
实施例
将表1所示的化学组成的钢利用真空熔解炉熔炼，制成钢锭，然后进行粗轧而制成板坯。对得到的板坯实施加热至1250℃并使精轧为7道次且使精轧结束温度为表2所示温度的热轧。接着，在表2所示的条件下实施精轧结束后的冷却后，实施插入到炉(炉温：表2所示的卷绕温度)中并在保持1小时后炉冷至室温的卷绕相当处理，制成热轧钢板(板厚：3.0mm)。卷绕处理后，进一步实施表2所示的线负荷的冷轧。应予说明，一部分(钢板No.20)中，在实施卷绕处理前，冷却至250℃以下，在线以表2所示的线负荷实施轧制后，实施插入到炉(炉温：表2所示的卷绕温度)中并在保持1小时后炉冷至室温的卷绕相当处理。
对得到的热轧钢板通过酸洗除去氧化层后，实施组织观察、拉伸试验、应力松弛试验、延迟断裂试验。试验方法如下。
(1)组织观察(各相的面积率)
从得到的热轧钢板中切出样品(组织观察用试验片)，对与轧制方向平行的板厚截面进行研磨，用腐蚀液(3％硝酸乙醇腐蚀液)腐蚀后，使用扫描式电子显微镜SEM(倍率：1500倍)观察板厚1/4位置的组织，对组织各拍摄3个视场。根据所得到的二次电子像的图像数据，使用Media Cybernetics公司制的Image－Pro求出各相的面积率，将3个视场的平均面积率作为各相的面积率。这里所谓的“各相的面积率”是指各相的面积在观察视场总面积中所占的比例。应予说明，在图像数据中，多边形铁素体相被识别为黑色，下部贝氏体相被识别为包含方位一致的碳化物的灰色或明灰色，马氏体相被识别为包含多个方位的碳化物的灰色或明灰色、或者不含碳化物的白色或明灰色，残留奥氏体相被识别为不含碳化物的白色或明灰色。由于有时马氏体相和残留奥氏体相无法区分，所以通过X射线衍射法求出残留奥氏体相，将得到的残留奥氏体相的面积率从由SEM图像求出的马氏体相与残留奥氏体相的合计面积率减去，算出马氏体相的面积率。应予说明，在本发明中，马氏体相可以为自回火马氏体、回火马氏体。碳化物为白色的点状或线状。
残留奥氏体相的面积率使用X射线衍射法测定。测定方法如下。
从得到的热轧钢板采集测定用试验片，磨削至该试验片的板厚的1/4+0.1mm，进一步通过化学研磨进行0.1mm研磨。将该化学研磨面作为测定面，在X射线衍射装置中使用Mo的Kα1射线，测定fcc铁(奥氏体)的(200)面、(220)面、(311)面和bcc铁(铁素体)的(200)面、(211)面、(220)面的积分反射强度。由所得到的来自fcc铁的各面的积分反射强度与来自bcc铁的各面的积分反射强度的强度比求出体积率，将其作为残留奥氏体的面积率。
将得到的各相的面积率示于表3。应予说明，除马氏体相、残留奥氏体相以外的相的面积率合计表示为其他相合计面积率(％)。
另外，使用上述组织观察用试验片，用腐蚀液(苦味酸饱和水溶液+表面活性剂+草酸)腐蚀，在与轧制方向平行的板厚截面的板厚1/4位置露出旧奥氏体(γ)晶界，测定旧奥氏体晶粒的长宽比(轧制方向长度/板厚方向长度)。测定的晶粒数为500个，将其平均值作为该钢板的旧奥氏体晶粒的平均长宽比。
(2)拉伸试验
从得到的热轧钢板中，在与轧制方向成直角的方向采集JIS 5号拉伸试验片(参照JIS Z2201)，按照JIS Z 2241的规定，以应变速率：10－3/s进行拉伸试验，求出拉伸强度TS。应予说明，试验片的表面和背面为酸洗的状态。
(3)应力松弛试验
从得到的热轧钢板中，在与轧制方向成直角的方向采集JIS 5号拉伸试验片(参照JIS Z2201)，按照JIS Z 2241的规定，以应变速率：10－3/s进行拉伸试验，在应力达到400MPa时停止应变的增加，保持5min，求出从400MPa的应力降低值，将其作为5min松弛应力值。应予说明，试验片的表面和背面为酸洗的状态。拉伸试验机使用SHIMAZU制AutographAG－X。
(4)延迟断裂试验
从得到的热轧钢板中，在与轧制方向成直角的方向采集平行部的长度为15mm且平行部的宽度为6mm的拉伸试验片，在电解液(3％NaCl+0.3％NH4SCN水溶液)中进行充氢的同时，进行拉伸速度：0.005mm/min的SSRT试验(低应变速率拉伸试验)，求出断裂应力，算出断裂应力与拉伸强度TS之比(SSRT断裂应力比)。应予说明，对于断裂后的样品，使用基于气体色谱法的升温分析法(TDA)，测定断裂时的扩散性氢量。这里，将在室温至210℃之间脱离的总氢量作为扩散性氢量。将该扩散性氢量为0.80～1.20massppm的范围的情况判定为延迟断裂试验条件适合的试验。在扩散性氢量偏离上述范围的情况下，变更充氢条件，在扩散性氢量成为上述范围内的条件下再次实施延迟断裂试验。应予说明，试验片的表面和背面各磨削加工0.3mm并供于评价。将得到的断裂应力为拉伸强度TS的90％以上(SSRT断裂应力比为90％以上)的情况设为耐延迟断裂特性优异。
将得到的结果示于表3。
[表1]
Figure BDA0003842879490000141
[表2]
Figure BDA0003842879490000151
[表3]
Figure BDA0003842879490000161
本发明例均为兼具拉伸强度TS：1180MPa以上的高强度和SSRT断裂应力比为90％以上的优异的耐延迟断裂性的高强度热轧钢板。另一方面，偏离本发明范围的比较例得不到期望的高强度，或者得不到优异的耐延迟断裂性。

Claims (4)

1.一种高强度热轧钢板，具有如下化学组成和组织：
所述化学组成以质量％计含有
C：0.07～0.20％，
Si：1.50％以下，
Mn：1.0～4.0％，
P：0.030％以下，
S：0.0030％以下，
Al：0.010～1.000％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述组织在钢板的板厚1/4位置含有以面积率计为95％以上的马氏体相，旧奥氏体晶粒的平均长宽比为3.0以上；
所述高强度热轧钢板在应力松弛试验中赋予400MPa时的5min松弛应力值为20MPa以下，拉伸强度为1180MPa以上。
2.根据权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中，除了所述化学组成之外，进一步含有选自下述A组～E组中的1组或2组以上，
A组：以质量％计，选自Mo：0.005～2.0％、V：0.005～2.0％、Nb：0.005～0.20％、Ti：0.005～0.20％中的1种或2种以上，
B组：以质量％计，选自Cr：0.005～2.0％、Ni：0.005～2.0％、Cu：0.005～2.0％中的1种或2种以上，
C组：以质量％计，B：0.0001～0.0050％，
D组：以质量％计，选自Ca：0.0001～0.0050％、REM：0.0001～0.0050％中的1种或2种，
E组：以质量％计，选自Sb：0.0010～0.10％、Sn：0.0010～0.50％中的1种或2种。
3.根据权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其中，除了所述组织之外，进一步含有以面积率计为5％以下的残留奥氏体相。
4.一种高强度热轧钢板的制造方法，在对钢坯材进行加热并实施粗轧和精轧而制成热轧钢板时，
所述钢坯材为具有权利要求1或2所述化学组成的钢坯材，
所述精轧是精轧结束温度为890℃以下的轧制，
所述精轧结束后的冷却为以平均冷却速度：10℃/s以上冷却至500℃，且在Ms～(Ms－200℃)之间以平均冷却速度：100℃/s以上进行冷却，以卷绕温度：250℃以下进行卷绕，然后，实施1道次以上的线负荷：0.20ton/mm以上的轧制，或者
通过所述精轧结束后的冷却来冷却至250℃以下后，在卷绕前实施1道次以上的所述线负荷：0.20ton/mm以上的轧制，然后进行卷绕。
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