CN1514883A - 耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提出一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板及其制造方法，该高张力热轧钢板含有C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，P：0.03质量％以下，和S：0.01质量％以下，其余由Fe和不可避免的杂质组成，且形成铁氧体：55体积％以上，马氏体：10体积％以上、40体积％以下，两者合计为95体积％以上的钢组织，而且将钢板表层部的铁氧体平均晶粒直径ds与钢板中心部的铁氧体平均晶粒直径dc之比ds/dc控制在0.3＜ds/dc≤1.0的范围内，表面粗糙度用算术平均粗糙度Ra表示为1.5μm以下。

Description

耐粘模性和耐疲劳特性优良的 高张力热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及主要适合用于汽车的结构部件、车轮、轮圈和底盘等行走部分的部件、及缓冲器和门护杆等强度部件等的，抗拉强度为590MPa以上，并且以热轧板状态使用的、耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板。
背景技术
近年来，从汽车车身轻量化的观点出发，要求用于汽车的结构部件、车轮、轮圈和底盘等行走部分部件及缓冲器和门护杆之类的强度部件等的热轧钢板提高张力。其中，对于抗拉强度为590MPa以上的高强度钢板，这种要求特别强烈。用于这种用途的热轧钢板要求具有良好的耐疲劳特性。特别是支承车身重量的行走部分部件，由于在钢板上作用有很大的弯曲变形，故要求在弯曲状态下的耐疲劳特性优良。
另外，一般，高强度钢板的屈服点高，而且在成形时容易引起弹性变形回复，故难以通过冲压作业赋予规定的形状。为此，针对这样的问题，例如在特开昭55-28375号公报中提出了这样的钢板，即通过形成使硬质的马氏体分散在软质的铁氧体中的双相组织，可使屈服点降低的程度比抗拉强度降低的程度大，使形状定形性提高。
但是，最近为了适应减轻车身重量而提高钢板强度、和车身构成部位整体成形及部件形状复杂化等，希望进一步提高冲压加工性。
另外，冲压加工性受表面粗糙度的影响较大，故对调整表面粗糙度、提高冲压加工性进行了研究。
上述这样的适当调整钢板的表面粗糙度、提高冲压成形性的技术，例如有在特开平6-99202号公报中揭示的技术。该技术是对通过连续退火制造的薄钢板，通过控制调质轧制，根据钢板强度来调整赋予的表面粗糙度，这样来确保良好的滑动性，提高冲压成形性。
但是，特开平6-99202公报所述的技术主要是以像冷轧钢板、表面处理钢板那样原来的表面粗糙度较小的钢板作为对象，故存在这样的问题，即对于像热轧钢板那样因在轧制中压入氧化铁皮、表面粗糙度原来较大的钢板难以适用。
另外，作为调整钢板的表面粗糙度，提供适合于冲压加工等加工成形用的用途的热轧钢板的技术，有特开平9-118918号公报所述的技术。该技术是使钢板的至少一个面的表面粗糙度Ra为0.8μm以下，Rmax为4.0μm以下和Rv/Rmax为0.7以下，这样来提高滑动性和延伸性。在此，Rv系指在断面曲线的测定长度内的最深的谷底至中心线的距离。
但是，该技术只通过表面粗糙度来改善加工性，故采用该技术得到的钢板在进行像汽车的内板之类的伴随着较大的加工量的成形时，变形量较大的部分容易产生粘模，随之，有产生裂纹的可能性。
发明内容
本发明是为了解决现有技术存在的上述各种问题而开发出来的，其目的在于提出一种制造高张力热轧钢板的有利的制造方法，该高张力热轧钢板具有优良的冲压成形性自不用说，而且具有优良的耐粘模性，并且具有良好的耐疲劳特性，抗拉强度为590MPa以上。
本发明者为了达到上述目的，积极地进行了研究，结果，获得了以下所述的见解。
a)通过适当调整钢的成分及适当控制热轧条件和其后的冷却条件，使钢主要形成铁氧体和马氏体双相组织，降低机械特性特别是屈服比，这样，提高形状定形性，并且容易进行钢板表面部分的变形，冲压成形时容易取得工作油的封入效果，可以改善耐粘模性。
b)另外，若减小算术平均粗糙度Ra，则冲压成形时的摩擦系数减小，冲压成形时不易引起粘模现象，并且可以降低表面上的切口(应力集中)效应，提高弯曲状态下的疲劳强度。
c)关于热轧钢板板厚方向的晶粒直径，使钢板表层部的晶粒直径不大于钢板中心部的晶粒直径，由于是这样的晶粒直径分布，可以使钢板表层部的强度与钢板中心部的强度相同或高于钢板中心部的强度，其结果，可以提高耐粘模性，进而冲压成形时可防止裂纹和表面缺陷的发生。
本发明是立足于这些见解的技术。
本发明的主要构成如下。
1.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，它含有C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，P：0.03质量％以下，和S：0.01质量％以下，其余由Fe和不可避免的杂质组成，该热轧钢板具有这样的钢组织，即含有铁氧体55体积％以上，同时含有马氏体10体积％以上、40体积％以下，两者合计为95体积％以上，从钢板表面至板厚1/4位置的区域的铁氧体平均晶粒直径ds和从板厚1/4位置至板厚中心的区域的铁氧体平均晶粒直径dc之比ds/dc为0.3＜ds/dc≤1.0，而且，表面粗糙度用算术平均粗糙度Ra表示为1.5μm以下。
2.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，它含有C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，P：0.03质量％以下，和S：0.01质量％以下，并且还含有从以下元素中选择的至少一种元素，Cr：0.3质量％以下，Ca：0.001质量％以上、0.005质量％以下，和REM：0.001质量％以上、0.005质量％以下，其余由Fe和不可避免的杂质组成，该热轧钢板具有这样的钢组织，即含有铁氧体55体积％以上，同时含有马氏体10体积％以上、40体积％以下，两者合计为95体积％以上，从钢板表面至板厚1/4位置的区域的铁氧体平均晶粒直径ds和从板厚1/4位置至板厚中心的区域的铁氧体平均晶粒直径dc之比ds/dc为0.3＜ds/dc≤1.0，而且表面粗糙度用算术平均粗糙度Ra表示为1.5μm以下。
3.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，将含有C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，P：0.03质量％以下，和S：0.01质量％以下，其余由Fe和不可避免的杂质组成的钢板坯作为原料，在进行了使精轧结束温度为表面温度在(Ar3-100℃)以上、Ar3以下的热轧后，冷却到750℃以下、700℃以上，接着在该温度范围内停留2秒钟以上，30秒钟以下后进行冷却，在650℃以下、500℃以上进行卷取。
4.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，将含有C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，P：0.03质量％以下，和S：0.01质量％以下，并且还含有从以下元素中选择的至少一种元素，即Cr：0.3质量％以下，Ca：0.001质量％以上、0.005质量％以下，和REM：0.001质量％以上、0.005质量％以下，其余由Fe和不可避免的杂质组成的钢板坯作为原料，在进行了使粗轧结束温度为表面温度在(Ar3-100℃)以上、Ar3以下的热轧后，冷却到750℃以下、700℃以上，接着在该温度范围内停留2秒钟以上，30秒钟以下后进行冷却，在650℃以下、500℃以上进行卷取。
5.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，将含有C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，P：0.03质量％以下，和S：0.01质量％以下，其余由Fe和不可避免的杂质组成的钢板坯作为原料，将板坯加热温度设为1100℃以下，在进行了使精轧结束温度为表面温度在(Ar3-100℃)以上、(Ar3+50℃)以下的热轧后，以40℃/S以上的冷却速度冷却到750℃以下、700℃以上，接着，在该温度范围内停留2秒钟以上、30秒钟以下后进行冷却，在650℃以下500℃以上进行卷取。
6.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，将含有C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，P：0.03质量％以下，和S：0.01质量％以下，并且还含有从以下元素中选择的至少一种元素，即Cr：0.3质量％以下，Ca：0.001质量％以上、0.005质量％以下，和REM：0.001质量％以上、0.005质量％以下，其余由Fe和不可避免的杂质组成的钢板坯作为原料，将板坯加热温度设为1100℃以下，在进行了使精轧结束温度为表面温度在(Ar3-100℃)以上、(Ar3+50℃)以下的热轧后，以40℃/S以上的冷却速度冷却到750℃以下、700℃以上，接着，在该温度范围内停留2秒钟以上、30秒钟以下后进行冷却，在650℃以下、500℃以上进行卷取。
以下，对本发明具体地进行说明。
首先，对于在该发明中将材料的成分组成规定在上述范围内的原因加以说明。
C：0.02质量％以上、0.2质量％以下
C是对提高抗拉强度有用的元素，为了获得所希望的抗拉强度，至少必须含C0.02质量％。但是，如果含C量超过0.2质量％，则在氧化铁皮与铁氧体的界面上产生CO气体，在轧制阶段成为产生麻点的原因，不仅算术平均粗糙度Ra增大，而且焊接性能也急剧地变差。因此，含C量限定在0.02质量％以上、0.2质量％以下的范围内。更加理想的是限定在0.02质量％以上、0.12质量％以下。
Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下
Si是增大固溶强化能、在不破坏屈服比和强度及延伸性的平衡的情况下有利于提高钢的强度的有用元素。另外，Si对从γ向α的相变起活化作用，促进C向γ相中浓化等，是形成混合组织不可缺少的元素，而且在炼钢时作为脱氧元素，对钢的清洁化是有效的。在钢中，Si在抑制Fe3C等碳化物的形成、容易形成由铁氧体和马氏体构成的双相组织、降低屈服比方面也是必不可少的元素。Si还具有这样的作用，即固溶在铁氧体中，使抗拉强度上升，同时强化软质铁氧体粒子，提高耐疲劳特性。
Si的这些效果，在其含量为0.2质量％以上时可充分发挥，但如果含Si量超过1.2质量％，则其效果达到顶点，并且在钢表面上形成难以剥离的氧化铁皮，表面上产生缺陷，使表面变粗糙。而且，化学转换处理性也变差。因此，含Si量限定在0.2质量％以上、1.2质量％以下的范围内。更理想的是限定在0.6质量％以上、1.2质量％以下。
Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下
Mn不仅有利于有效地提高钢的强度，而且是提高淬透性的有用元素，特别是为使第2相成为马氏体相的组织的有效元素。另外，Mn还具有这样的效果，即，在热加工时使成为脆性裂纹原因的固溶S以MnS形式析出而变成无害的。这些效果在含Mn量小于1.0质量％时不能获得。而如果含Mn量大于3.0质量％，则产生各种不良的影响，不仅使钢表面上的氧化铁皮稳定，产生表面缺陷，表面粗糙度过大，而且使焊接性能变差等。因此，含Mn量限定在1.0质量％以上、3.0质量％以下的范围内。更理想的是限定为1.0质量％以上、2.5质量％以下。
Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下
Mo不仅有利于提高钢的强度，而且使淬透性提高，容易形成由铁氧体和马氏体构成的组织，使屈服比低，故是可使耐粘模性提高的有用元素。另外，Mo是具有以下效果的元素，使钢中的晶粒细化，使强度和延伸率的平衡度提高，使表面粗糙度降低。一般，热轧钢板具有钢板表层部的晶粒直径比钢板中心部的晶粒直径大的倾向。但是，通过添加Mo，Ar3相变点上升，并且在Ar3相变点以上的温度下进行轧制，可以防止钢板表层部的晶粒直径大于钢板中心部的晶粒直径。即，可以有倾向性地使钢板表层部在α和γ双相区域轧制，使钢板中心部分在γ区域轧制，因此，可以使钢板表层部的晶粒比钢板中心部的晶粒细小。因而，可以使耐粘模性提高，并且还可以提高弯曲状态下的耐疲劳特性。
为了发挥Mo的这些效果，含Mo量必须为0.1质量％以上。但是，如果使含Mo量超过1.0质量％，则形成贝氏体，并且带来焊接性能变差等不良影响。因此，含Mo量限定在0.1质量％以上、1.0质量％以下的范围内。
Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下
Al作为脱氧剂是有用的元素。但是，如果含Al量不足0.01质量％，则其添加效果差。另外，含Al量即使超过0.1质量％，其效果已达到顶点，而且引起成本上升和钢板脆化。因此，含Al量限定在0.01质量％以上、0.1质量％以下的范围内。
P：0.03质量％以下
P是使焊接性能变差、而且引起晶粒界脆化的元素，故最好尽可能地降低其含量。若含P量超过0.03质量％，则焊接性能变差等明显地表现出来，故含P量的上限值限制在0.03质量％。另外，用现有的精炼技术，在不显著增大炼钢成本的情况下可降低的含P量的下限值为0.005质量％左右。
S：0.01质量％以下
S是使热加工性和韧性显著变差的元素，故最好尽量降低其含量。含S量超过0.01质量％时，热加工性等的变差明显地表现出来，并且在该含量范围内还会使焊接性能变差。因此，含S量的上限值限制在0.01质量％。另外，更理想的是含S量为0.007质量％以下。用现有的精炼技术，在不使炼钢成本显著增大的情况下可以降低的含S量的下限值为0.001质量％左右。
以上，对必须的成分进行了说明，但本发明也可以适当地含有以下元素。
Cr：0.3质量％以下
Cr不仅提高淬透性，而且是作为固溶元素有利于提高钢的强度的有用元素。另外，Cr在有利于铁氧体和马氏体双相组织的形成，抑制珠光体相变，使热轧时的第2相即奥氏体相稳定，在热轧后确保马氏体方面也是有用的元素。
为了获得这些效果，最好含Cr量为0.1质量％以上。但是，含Cr量超过0.3质量％时，钢板表面形成稳定的Cr系氧化物相，妨碍去除氧化铁皮，钢板的表面粗糙度增大，并且不仅使化学转换处理性显著变差，而且对焊接性能也带来不良影响，还使成本提高。因此，含Cr量限定在0.3质量％以下的范围内。
Ca：0.001质量％以上、0.005质量％以下
Ca具有细化硫化物形态的作用，是有利于延伸率和耐疲劳特性提高的有用元素。
为了发挥这种效果，必须使含Ca量为0.001质量％以上。但是，即使含Ca量超过0.005质量％，其效果已达到最大限度，除了白白地使成本提高以外，反而使钢的清洁度变差。因此，含Ca量限定在0.001质量％以上、0.005质量％以下的范围内。
REM：0.001质量％以上、0.005质量％以下
REM(稀土类元素)也与Ca一样，具有细化硫化物形态的作用，是使延伸率和耐疲劳特性提高的有用元素。为了发挥该效果，含REM量必须为0.001质量％以上。但是，即使含REM超过0.005质量％，其效果已达到最大限度，除了使成本提高以外，反而使钢的清洁度变差。因此，含REM量限定在0.001质量％以上、0.005质量％以下的范围内。
另外，除上述成分以外的其余部分为Fe和不可避免的夹杂物。
以下，对本发明高张力钢板的组织、平均晶粒直径及表面粗糙度的限定原因分别加以说明。
本发明的钢板中，将钢组织中的铁氧体设定为55体积％以上，将铁氧体作为主相，并且使马氏体在10体积％以上、40体积％以下的范围内形成。这样，使屈服比降低，钢板表层部容易产生变形，并且冲压加工时可使模具与钢板的接触部的压力降低，提高耐粘模性。
换句话说，若铁氧体不足55体积％，不能获得上述效果。另外，为了获得上述效果，必须使马氏体为10体积％以上。但是，马氏体超过40体积％时，其效果达到最大限度，强度显著上升，延伸性降低。
为了获得上述效果，如上所述，最好以铁氧体为主相，形成铁氧体和马氏体的双相组织。但是，作为其它组织，可以允许贝氏体等为5体积％以下。
因此，铁氧体和马氏体的合计量为95体积％以上。另外，若铁氧体和马氏体的合计量小于95体积％，则混合在组织内的其它相的影响增大，难以充分地获得上述的铁氧体、马氏体的效果。
另外，关于平均晶粒直径，将从钢板表面至板厚1/4位置的区域即钢板表层部的铁氧体平均晶粒直径ds、和从板厚1/4位置至板厚中心的区域即钢板中心部的铁氧体平均晶粒直径dc之比ds/dc规定为大于0.3、小于等于1.0是重要的。即，将热轧钢板的晶粒在板厚方向上的分布调整为钢板表层部的晶粒直径不大于钢板中心部的晶粒直径是重要的。所谓板厚1/4位置，系指从钢板表面仅到全厚的1/4的位于钢板内部的位置。
一般，根据赫尔佩奇公式，钢的强度与晶粒直径成反比，故通过使钢板表层部的晶粒直径不大于钢板中心部的晶粒直径，可以使钢板表层部的强度与钢板中心部的强度同等或高于钢板中心部的强度。其结果，在钢板与金属模具之间不会引起粘模，在冲压成形时可有效地防止裂纹和表面缺陷的产生。
即，上述的平均晶粒直径之比ds/dc为0.3以下时，钢板中心部的晶粒直径显著地变粗大，故不能获得足够的钢板强度，并且钢板表层部与钢板中心部的强度差增大，在冲压成形时因金属模具造成的粘连现象增加，耐粘模性降低。
另外，上述比ds/dc超过1.0时，钢板表层部的强度降低，还是会引起耐粘模性降低。
关于表面粗糙度，算术平均粗糙度Ra必须为1.5μm以下。这里的表面粗糙度是相对于热轧方向为90°方向上的表面粗糙度。若Ra超过1.5μm，则耐粘模性、耐疲劳特性都变差，即使像上述那样进行钢板的组织调整，也不能获得提高耐粘模性和耐疲劳特性的效果。另外，更理想的表面粗糙度的范围是算术平均粗糙度Ra为0.8μm以上、1.2μm以下。
下面，对本发明的制造方法加以说明。
将以上述的成分组成作为合适的成分组成的钢板坯作为原料，在精轧结束温度为表面温度在(Ar3相变点-100℃)以上、Ar3相变点以下的条件下进行热轧。由于将精轧结束温度规定为上述温范围，在粗轧的最终机架上，钢板表层部的大部分在α+γ的双相区域进行轧制，另一方面，钢板中心部的大部分在γ区域进行轧制，故可以将钢板表层部的晶粒直径调整成为不大于钢板中心部的晶粒直径。结果，不仅可以提高耐粘模性，而且可以改善弯曲状态下的耐疲劳特性。更理想的精轧结束了温度的范围为表面温度在(Ar3-50℃)以上、小于Ar3的范围内。
另外，热轧板的厚度虽然没有特别限制，但规定为2.0mm以上、5.0mm以下是合适的。
进行上述的热轧以后，冷却到750℃以下、700℃以上的温度范围，接着，在该温度范围停留2秒钟以上、30秒钟以下，然后进行冷却，在650℃以下、500℃以上进行卷取。
由于冷却到750℃以下、700℃以上的温度范围，可以促进铁氧体相变，可促进在γ相中的C浓化，容易形成马氏体相。若冷却到750℃以上或冷却到700℃以下的温度，则偏离体素体相的析出前缘使缓冷过程即在750℃以下、700℃以上的温度区域停留时的铁氧体相变延迟，故不能促进α和γ的二相分离。另外，更理想的冷却限定范围为730℃以下、720℃以上。冷却速度虽然不需要特别限定，但平均冷却速度最好为15℃/s以上、40℃/s以下。
另外，冷却到750℃以下、700℃以上的温度范围以后，接着，在该温度范围停留2秒钟以上、30秒钟以下，这有利于促进α和γ的二相分离，故在最终获得作为目的的铁氧体和马氏体的复合组织方面是很重要的。若停留时间少于2秒钟，不能进行从γ向α的二相分离，在γ中的C浓化不充分，在继续进行的卷取工序中难以引起第2相即马氏体相变，不能获得目标组织。另外，如果停留时间超过30秒钟，则过分地进行铁氧体相变，促进从γ向α的二相分离，钢板表层部与钢板中心部的晶粒直径之差增大。而且，开始进行珠光体相变而产生珠光体，故显著地抑制马氏体的形成，不能形成足够量的马氏体，引起屈服比上升和冲压加工性降低。另外，关于该停留处理，保持在一定温度的保持处理、或在该温度范围内的空冷等方式进行缓冷的所谓缓冷处理的任意一种处理都可以。另外，更理想的停留时间为5秒钟以上、10秒钟以下。
上述停留以后，进行冷却，在650℃以下、500℃以上进行卷取，制成热轧钢板。另外，这时的冷却速度虽不需特别限定，但最好为15℃/s以上、40℃/s以下。在此，将卷取温度设定为650℃以下、500℃以上的原因如下。如果高于650℃，形成珠光体，显著地抑制马氏体的形成，不能形成目标组织。而且，卷取后引起氧化铁皮生长，酸洗性变差，因过度氧化，铁氧体表面的粗糙度增大。另外，如果小于500℃，由于卷取温度降低，钢板容易成为波纹形状，对其控制很困难。在卷取过程中易产生表面缺陷，算术平均粗糙度Ra过大。而且，强度显著上升，引起冲压加工性显著变差，加上往往在组织中大量地混合贝氏体相，抑制马氏体的形成，造成屈服比上升。更合适的卷取温度范围为600℃以下、550℃以上。另外，关于其后的冷却温度虽没有特别限制，但在本发明中，由于在上述温度范围内进行卷取，可以实现C充分地浓化到奥氏体相中，故在空气中进行冷却足够了。
如上所述，轧制后经过在750℃以下、700℃以上的温度下停留2秒钟以上、30分钟以下的缓冷过程，在650℃以下、500℃以上的温度下进行卷取，通过这样的二段冷却方法，促进α和γ的二相分离，促进形成α和γ的双相组织。
另外，如上述那样使热轧时的精轧结束温度为表面温度在(Ar3-100℃)以上、Ar3以下的情况下，对热轧前的板坯加热温度没有特别限定，在通常的范围即1100℃以上、1250℃以下足够了。
另一方面，还有这样的见解，即将板坯加热温度设定为1100℃以下的较低温度，而且热轧以后以40℃/s以上的冷却速度快速冷却到750℃以下、700℃以上，这样，即使轧制结束温度为Ar3以上，也可以将钢板表层部的晶粒调整成不大于钢板中心部的晶粒直径。
以下，对这种情况的制造方法加以说明。
将以上述的成分组成作为合适成分组成的钢板坯作为原料，在板坯加热温度为1100℃以下，精轧结束温度在表面温度在(Ar3相变点-100℃)以上、(Ar3相变点+50℃)以下的条件下进行热轧。将板坯加热温度设定为1100℃以下，这样，可使γ晶粒直径变小。另外，板坯加热时和加热后，在轧机运送中可以减少表面形成的氧化铁皮层的厚度。并且，形成氧化铁皮时减小钢板表面上的凹凸程度。
即，在板坯表面，由于板坯内部在γ晶粒界扩散的Fe和Mn、Si等溶质元素和由氛围(空气)中进入的氧，形成氧化铁皮。这时，温度越高，Fe和Mn、Si溶质元素及氧在γ晶粒界中的扩散速度越大，特别是在γ晶粒界形成很快成长的氧化铁皮，表面上的凹凸程度增大。如果高于1100℃，显著地形成该凹凸面，难以使算术平均粗糙度Ra为1.5μm以下。
因此，只要使板坯加热温度较低，为1100℃以下，表面上的晶粒直径减小，同时表面粗糙度也减小。结果，耐粘模性提高，并且还可获得提高弯曲状态下的疲劳特性的效果。板坯加热温度更理想的是为1050℃以下。
通过将热轧时的精轧结束温度设定为表面温度在(Ar3-100℃)以上、(Ar3+50℃)以下，可以使钢板表面层部的晶粒直径不大于钢板中心部的晶粒直径。若轧制结束温度为表面温度在(Ar3-100℃)以下，则促进铁氧体相变，表层形成粗大晶粒。
另外，若轧制结束温度为表面温度高于Ar3+50℃，即使板坯加热温度较低，轧制后进行快冷，表层上的γ晶粒也会变粗大，难以使表层部和板内部的晶粒直径之比ds/dc为1以下。
进行上述热轧以后，以40℃/s以上的冷却速度冷却至750℃以下、700℃以上温度范围。在此，冷却速度是热轧结束后到在750℃以下、700℃以上温度范围冷却完毕的平均冷却速度。将热轧后的冷却速度设定为40℃/s以上，轧制结束温度不仅在(Ar3-100℃)以上、Ar3以下的范围，而且即使在Ar3以上，只要是在Ar3+50℃以下，轧制后也可抑制再结晶γ晶粒的成长，并且，由于过冷效果，在钢中特别是在表面附近积累了很多应变，产生了很多由γ向α相变时的核，具有使铁氧体晶粒变得细小的效果。因此，可以使钢板表层部的晶粒直径比钢板中心部的晶粒直径小，故耐粘模性提高，并且可以改善弯曲状态下的耐疲劳特性。更理想的热轧后的冷却速度为50℃/s以上。
另外，关于冷却到750℃以下700℃以上的温度范围的原因、接着在该温度范围停留2秒钟以上30秒钟以下的原因、以及在650℃以下500℃以上进行卷取的原因等，与上述的原因一样。
并且，在上述的制造方法中，最好对热轧后的钢板进行酸洗，制成酸洗热轧钢板。对酸洗方法没有特别限定，按照通常的方法即可。另外，酸洗前或酰洗后，也可以根据需要进行调质轧质(压下率：1％以下)，以矫正形状。
实施发明的优选形式
表1所示的各种成分组成的钢在表2所示的条件下制成热轧钢板。热轧钢板的板厚为2.7mm，任一种热轧钢板在热轧后都进行酸洗，不进行调质轧制。
对这样所得到的热轧钢板的钢组织、钢板中心部和钢板表层部的铁氧体平均晶粒直径及它们的比值ds/dc、表面粗糙度Ra、及拉伸特性[屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)、延伸率(E1)、屈服比(YR＝YS/TS)]、耐粘模性、耐疲劳特性[耐久比(疲劳强度σw与抗拉强度TS之比)]、化学转换处理性(化学转换被膜重量)进行调查的结果示于表3。
对于各项目进行了如下评价。
(1)钢组织和铁氧体平均晶粒直径
关于钢组织，对从所得到的热轧板上采取的试件的平行于轧制方向的断面的整个厚度进行观察，对电子显微镜照片进行图像分析，求出各组织的组织分率，将它作为体积分率，对钢组织进行了评价。另外，关于铁氧体平均晶粒直径，用电子显微镜进行摄影后，根据JIS G0552所示的钢的铁氧体晶粒度试验方法的切断方法，求出铁氧体平均晶粒直径。
另外，ds是对钢板表层部、即从钢板的表面侧至板厚的1/4位置的区域和从钢板的反面侧至板厚的1/4位置的区域求出的铁氧体的平均晶粒直径。dc是对从钢板的表面侧和反面侧的1/4位置至板厚中心位置、即整个厚度的1/2的钢板中心部求出的铁氧体的平均晶粒直径。
(2)表面粗糙度
根据JIS B0601，求出与热轧钢板的轧制方向成90°方向上的表面粗糙度。
(3)拉伸特性
用从与酸洗后的热轧钢板的轧制方向成90°方向上采取的JIS 5号拉伸试件，进行拉伸试验而求出的。
(4)耐粘模性
耐粘模性是使用直径为33mm的圆筒冲头，对涂敷了防锈油的钢板进行深冲系数＝1.8的圆筒深冲，对于所成形的钢板，调查与金属模具的粘连状况，用通过肉眼的从0至5的6阶段评分方式进行了评价。该评分的值越小，表示越良好的结果，只要为2以下，可说是没有问题的水平。
(5)耐疲劳特性
根据完全交变应力的平面弯曲疲劳试验(JIS Z2275)，反复施加10’负荷后，将不产生破断的应力作为疲劳强度σw，求出疲劳强度σw与抗拉强度Ts之比即耐久比σw/TS，进行评价。该耐久比σw/TS的值越大，弯曲状态下的耐疲劳特性越良好，目标值为0.55以上。
(6)化学转换处理性
化学转换处理性用以下方法进行评价，即将试验材料即钢板(质量W0)洗净和脱脂后，在含有化学转换剂(磷酸锌溶液)的溶液中浸渍一定时间，再进行洗净后，测定质量(W)，计算出因磷酸锌结晶的附着而导致单位面积的质量增加部分(W-W0)即化学转换被膜重量。目标值为2.0g/m2以上。
表1
钢种                                                成分组成(质量％) Ar3点(℃) 备注
C Si Mn Mo Al P S 其它成分
    A   0.04     1.2     1.5     0.30     0.030     0.012     0.005 -     880 适合钢
    B   0.05     0.7     1.4     0.40     0.032     0.013     0.007 Cr：0.1，Ca：0.002     860
    C   0.08     1.0     1.0     0.30     0.033     0.010     0.008 REM：0.003     880
    D   0.08     0.8     1.2     0.20     0.032     0.010     0.007 Cr：0.2     860
    E   0.10     1.0     1.0     0.30     0.033     0.010     0.006 Ca：0.003     870
    F   0.16     0.5     2.6     0.50     0.030     0.011     0.006 -     810
    G   0.01     1.0     1.4     0.20     0.032     0.010     0.008 -     870 比较钢
    H   0.08     0.01     2.0     1.20     0.035     0.012     0.007 Ca：0.002     850
    I   0.10     2.0     1.5     0.40     0.035     0.011     0.020 -     890
    J   0.12     1.4     0.1     0.50     0.034     0.050     0.030 REM：0.01     910
    K   0.15     0.6     0.5     0.30     0.030     0.011     0.006 -     870
    L   0.08     1.2     1.5     -     0.033     0.011     0.020 Ca：0.01     860
    M   0.15     0.2     3.2     -     0.030     0.011     0.005 Cr：0.5     770
表2-1
No.     钢种                                                 制造条件     Ar3-100(℃)     Ar3(℃)     Ar3+50(℃) 备注
    SRT(℃)     FDT(℃)     CR1(℃/s)     T1(℃)    t1(sec)     T2(℃)     CR2(℃/s)     CT(℃)
    1     A     1100     900     45     710    4     700     25     500     780     880     930 发明例
    2     A     1200     830     25     710    3     700     20     630 发明例
    3     A     1200     870     25     730    5     700     25     550 发明例
    4     A     1200     850     20     750    3     730     25     520 发明例
    5     A     1100     900     20     700    3     690     25     500 比较例
    6     A     1200     740     15     710    4     700     20     500 比较例
    7     A     1200     850     25     720    7     700     30     450 比较例
    8     A     1250     920     25     700    3     700     25     530 比较例
    9     B     1100     880     50     710    4     700     30     500     760     860     910 发明例
    10     B     1200     830     20     700    2     700     30     550 发明例
    11     B     1100     920     50     700    3     690     25     500 比较例
    12     B     1200     850     15     780    4     750     25     610 比较例
    13     B     1200     840     20     750    2     740     10     720 比较例
    14     B     1200     810     25     680    10     630     20     520 比较例
    15     B     1200     850     20     750    35     700     25     500 比较例
(注)SRT：板坯加热温度，FDT：精轧结束温度，CR1：轧制后的冷却速度(从FDT至T1的平均冷却速度)，T1：轧制后的冷却结束温度，t1：停留时间，T2：停留处理的结束温度，CR2：停留处理后的冷却速度(从T2至CT的平均冷却速度)，CT：带卷卷取温度
表2-2
No.   钢种                                            制造条件   Ar3-100(℃)   Ar3(℃)   Ar3+50(℃) 备注
  SRT(℃)   FDT(℃)     CR1(℃/s)     T1(℃)     t1(sec)     T2(℃)     CR2(℃/s)     CT(℃)
  16   C   1200   840     20     720     5     700     30     550   780   880   930 发明例
  17   C   1100   880     40     720     4     700     30     500 发明例
  18   D   1200   820     25     710     3     700     25     500   760   860   910 发明例
  19   D   1100   860     45     710     3     700     25     500 发明例
  20   E   1200   830     20     730     4     700     25     550   770   870   920 发明例
  21   E   1100   880     45     720     4     700     25     500 发明例
  22   F   1050   830     45     710     3     700     25     550   710   810   860 发明例
  23   F   1200   790     25     710     3     700     20     520 发明例
  24   F   1200   830     35     690     4     680     25     550 比较例
  25   G   1200   860     25     720     6     700     20     570   770   870   920 比较例
  26   H   1200   830     20     730     4     710     25     600   750   850   900 比较例
  27   I   1200   840     20     720     5     700     25     550   790   890   940 比较例
  28   J   1250   900     30     740     4     720     30     530   810   910   960 比较例
  29   K   1200   820     25     720     3     700     25     580   770   870   920 比较例
  30   L   1200   800     25     700     2     700     25     500   760   860   910 比较例
  31   M   1100   800     40     680     2     680     25     600   670   770   820 比较例
(注)SRT：板坯加热温度，FDT：精轧结束温度，CR1：轧制后的冷却速度(从FDT至T1的平均冷却速度)，T1：轧制后的冷却结束温度，t1：停留时间，T2：停留处理的结束温度，CR2：停留处理后的冷却速度(从T2至CT的平均冷却速度)，CT：带卷卷取温度
表3-1
   No. 钢种                 钢组织 平均晶粒直径    ds/dc比 钢板的表面粗糙度(μm)                                     性能评价 备注
  铁氧体分率(体积％) 第2相组织*1 马氏体分率(体积％) 表层部ds(μm) 中心部dc(μm)                拉伸特性   耐粘模性   耐疲劳特性(σw/TS)   化学转换处理性(g/m2)
    YS(MPa)     TS(MPa)    E1(％)    YR(％)
    1     A     82     M     18     5.0     6.5     0.8     0.8     412     612     32     67     0     0.58     3.0 发明例
    2     A     70     M     30     7.2     8.6     0.8     1.2     393     608     33     65     1     0.57     3.6 发明例
    3     A     80     M     20     7.9     10.8     0.7     0.8     389     596     34     65     0     0.60     3.2 发明例
    4     A     70     M     30     6.3     12.1     0.5     1.0     385     614     31     63     0     0.58     3.2 发明例
    5     A     76     M     24     16.4     11.0     1.5     1.2     399     603     30     66     3     0.42     3.1 比较例
    6     A     85     M     15     15.0     9.5     1.6     1.2     357     567     32     63     4     0.47     3.5 比较例
    7     A     80     B     0     9.2     8.8     1.0     2.5     435     547     35     80     3     0.40     3.2 比较例
    8     A     85     B+M     5     13.8     9.5     1.5     1.2     468     610     30     77     3     0.50     3.2 比较例
    9     B     84     M     16     5.2     6.9     0.8     1.0     416     604     34     69     1     0.60     2.9 发明例
    10     B     70     M     30     8.8     9.2     1.0     1.2     408     613     34     67     2     0.56     3.0 发明例
    11     B     65     B+M     5     20.1     13.8     1.5     1.2     492     622     30     79     4     0.48     3.0 比较例
    12     B     80     B+M     5     10.9     7.3     1.5     1.4     488     680     28     72     3     0.45     2.8 比较例
    13     R     70     P+B+M     20     8.3     8.6     1.0     2.0     598     704     26     85     4     0.43     2.9 比较例
    14     B     50     M     50     12.5     8.5     1.5     1.3     402     688     29     58     3     0.41     2.7 比较例
    15     B     75     P+B+M     10     6.2     25.0     0.2     0.9     491     564     33     87     3     0.50     2.8 比较例
(注)第2相组织M：马氏体相、B-贝氏体相、P：珠光体相
表3-2
   No. 钢种               钢组织        平均晶粒直径    ds/dc比     钢板的表面粗糙度(μm)                                     性能评价 备注
铁氧体分率(体积％) 第2相组织*1 马氏体分率(体积％)  表层部ds(μm)     中心部dc(μm)                  拉伸特性   耐粘模性    耐疲劳特性(σw/TS)     化学转换处理性(g/m2)
    YS(MPa)     TS(MPa)    E1(％)    YR(％)
  16   C   85   M     15     9.5     11.2     0.8     1.3     422     630     31     67     1     0.57     3.3 发明例
  17   C   87   M     13     9.0     10.8     0.8     0.8     421     620     31     68     0     0.61     3.2 发明例
  18   D   90   M     10     7.9     9.5     0.8     1.2     399     603     32     66     0     0.58     3.2 发明例
  19   D   90   M     10     7.2     9.0     0.8     0.7     397     592     31     67     0     0.62     3.1 发明例
  20   E   85   M     15     8.3     8.4     1.0     1.4     384     598     31     64     1     0.56     3.3 发明例
  21   E   87   M     13     8.6     9.0     1.0     1.0     408     591     32     69     0     0.60     3.2 发明例
  22   F   75   M     25     4.5     5.6     0.8     1.0     691     1003     16     69     2     0.57     2.4 发明例
  23   F   72   M     28     4.2     6.3     0.7     1.1     702     1022     15     69     2     0.58     2.3 发明例
  24   F   70   B+M     5     16.2     10.2     1.6     1.3     892     1047     10     85     3     0.41     2.3 发明例
  25   G   90   B     0     14.6     14.0     1.0     1.0     429     541     36     79     3     0.50     0.8 发明例
  26   H   80   B+M     2     14.2     9.6     1.5     0.7     416     570     30     73     3     0.47     3.8 比较例
  27   I   85   M     15     10.7     11.5     0.9     3.0     407     617     28     66     5     0.42     2.0 比较例
  28   J   70   B+M     10     8.5     8.6     1.0     1.3     503     665     25     76     3     0.48     3.2 比较例
  29   K   50   B+M     15     8.5 8.8     1.0 2.2     640     725     23     88     4     0.47     3.6 比较例
  30   L   70   B+M     5     9.5     11.7     0.8     0.8     555     625     27     89     3     0.52     3.0 比较例
  31   M   75   B+M     5     13.9     8.4     1.7     1.8     920     1101     8     84     3     0.42     0.6 比较例
(注)第2相组织M：马氏体相、B-贝氏体相、P：珠光体相
如表3所示，按照本发明所得到的发明例的任意一例，抗拉强度TS为590MPa以上，屈伏比YR小于70％，另外，与其它钢相比，耐粘模性和耐疲劳特性优良，并且化学转换处理性也良好。
另外，虽然表中未表示，但经过确认，发明例的焊接性能都没有问题。
产业上利用的可能性
根据本发明，可以稳定地得到具有优良的耐粘模性和耐疲劳特性，并且化学转换处理性等其它特性也优良的高强度钢板。

Claims (6)

1.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，
含有：
C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，
Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，
Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，
Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，
Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，
P：0.03质量％以下，
S：0.01质量％以下，
其余由Fe和不可避免的杂质组成；
该热轧钢板具有这样的钢组织，即含有铁氧体55体积％以上，同时含有马氏体10体积％以上、40体积％以下，两者合计为95体积％以上；
从钢板表面至板厚1/4位置的区域的铁氧体平均晶粒直径ds和从板厚1/4位置至板厚中心的区域的铁氧体平均晶粒直径dc之比ds/dc为0.3＜ds/dc≤1.0；
表面粗糙度用算术平均粗糙度Ra表示为1.5μm以下。
2.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板，其特征在于，
含有：
C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，
Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，
Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，
Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，
Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，
P：0.03质量％以下，
S：0.01质量％以下，
并且还含有从以下元素中选择的至少一种元素，
Cr：0.3质量％以下，
Ca：0.001质量％以上、0.005质量％以下，
REM：0.001质量％以上、0.005质量％以下，
其余由Fe和不可避免的杂质组成；
该热轧钢板具有这样的钢组织，即含有铁氧体55体积％以上，同时含有马氏体10体积％以上、40体积％以下，两者合计为95体积％以上；
从钢板表面至板厚1/4位置的区域的铁氧体平均晶粒直径ds和从板厚1/4位置至板厚中心的区域的铁氧体平均晶粒直径dc之比ds/dc为0.3＜ds/dc≤1.0；
表面粗糙度用算术平均粗糙度Ra表示为1.5μm以下。
3.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，
将含有：
C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，
Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，
Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，
Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，
Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，
P：0.03质量％以下，
S：0.01质量％以下，
其余由Fe和不可避免的杂质组成的钢板坯作为原料，在进行了使精轧结束温度为表面温度在(Ar3-100℃)以上、Ar3以下的热轧后，冷却到750℃以下、700℃以上，接着在该温度范围内停留2秒钟以上、30秒钟以下后进行冷却，在650℃以下、500℃以上进行卷取。
4.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，
将含有：
C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，
Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，
Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，
Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，
Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，
P：0.03质量％以下，
S：0.01质量％以下，
并且还含有从以下元素中选择的至少一种元素，
Cr：0.3质量％以下，
Ca：0.001质量％以上、0.005质量％以下，
REM：0.001质量％以上、0.005质量％以下，
其余由Fe和不可避免的杂质组成的钢板坯作为原料，在进行了使精轧结束温度为表面温度在(Ar3-100℃)以上、Ar3以下的热轧后，冷却到750℃以下、700℃以上，接着在该温度范围内停留2秒钟以上、30秒钟以下后进行冷却，在650℃以下、500℃以上进行卷取。
5.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，
将含有：
C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，
Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，
Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，
Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，
Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，
P：0.03质量％以下，
S：0.01质量％以下，
其余由Fe和不可避免的杂质组成的钢板坯作为原料，将板坯加热温度设为1100℃以下，在进行了使精轧结束温度为表面温度在(Ar3-100℃)以上、(Ar3+50℃)以下的热轧后，以40℃/s以上的冷却速度冷却到750℃以下、700℃以上，接着，在该温度范围内停留2秒钟以上、30秒钟以下后进行冷却，在650℃以下、500℃以上进行卷取。
6.一种耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板的制造方法，其特征在于，
将含有：
C：0.02质量％以上、0.2质量％以下，
Si：0.2质量％以上、1.2质量％以下，
Mn：1.0质量％以上、3.0质量％以下，
Mo：0.1质量％以上、1.0质量％以下，
Al：0.01质量％以上、0.1质量％以下，
P：0.03质量％以下，
S：0.01质量％以下，
并且还含有从以下元素中选择的至少一种元素，
Cr：0.3质量％以下，
Ca：0.001质量％以上、0.005质量％以下，
REM：0.001质量％以上、0.005质量％以下，
其余由Fe和不可避免的杂质组成的钢板坯作为原料，将板坯加热温度设为1100℃以下，在进行了使精轧结束温度为表面温度在(Ar3-100℃)以上、(Ar3+50℃)以下的热轧后，以40℃/s以上的冷却速度冷却到750℃以下、700℃以上，接着，在该温度范围内停留2秒钟以上、30秒钟以下后进行冷却，在650℃以下、500℃以上进行卷取。
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