热轧钢板及其制造方法

热轧钢板及其制造方法
【专利摘要】本发明涉及一种热轧钢板的制造方法，其中，将以质量％计含有C：0.055％以上且0.15％以下、Si：0.2％以下、Mn：1.3％以下、P：0.03％以下、S：0.007％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.14％以上且0.30％以下、并且满足1.0≤([C]/12)/([Ti*]/48)([Ti*]＝[Ti]-3.4×[N]-1.5×[S])的钢原材加热至1150℃以上且满足[Ti*]＜10{-7000/(T+273)+2.75}/[C]的温度T(℃)，在1150℃以上的温度范围内保持15分钟以上后，实施将980℃以下的温度范围内的总轧制率设定为40％以下且将精轧温度设定为880℃以上的热轧，在精轧结束后3秒以内以40℃/s以上且200℃/s以下的冷却速度进行冷却，在500℃以上且680℃以下的温度范围内进行卷取。
【专利说明】热轧钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明涉及在汽车用构件的用途中有用、具有拉伸强度(TS)为850MPa以上的强度且机械特性(mechanical properties)的各向异性(anisotropy)小的高强度热轧钢板及其制造方法。在此，机械特性的各向异性是指热轧钢板的L方向(轧制方向)的机械特性与C方向(轧制直角方向)的机械特性的差异。
【背景技术】
[0002]近年来，从保护地球环境的观点出发，为了限制CO2的排放量，在整个汽车业界，以改善汽车的燃料效率为志向。为了改善汽车的燃料效率，最有效的是通过使用构件的薄壁化而使汽车轻量化，因此，作为汽车构件用原材的高强度热轧钢板的使用量正逐渐增加。另一方面，以钢板为原材的汽车构件大多通过冲压加工(press forming)等成形，因此，对于汽车构件用钢板，在要求具有高强度的基础上，还要求具有优良的冲压成形性(pressformability)。
[0003]但是，随着钢板强度增高，机械特性的各向异性也趋向于增大。因此，强度提高至拉伸强度为850MPa以上的钢板存在如下问题:机械特性的各向异性变得明显，由于该各向异性而导致冲压加工时产生未预料的裂纹；或者，根据施加冲压载荷的方向，冲压加工后在耐冲击性(impact resistance)等方面无法得到期待的特性；等。
[0004]基于上述理由，从将拉伸强度为850MPa以上的高强度热轧钢板应用于汽车构件等的方面考虑，必须开发出以工业规模稳定地生产机械特性的各向异性小的高强度热轧钢板的技术。
[0005]在此，关于汽车构件用的高强度钢板，到目前为止提出了各种各样的技术。
[0006]例如，在专利文献I中提出了如下技术:将钢板组成设定为以质量％计含有C:0.02 ~0.08%,Si:0.01 ~1.50%,Mn:0.1 ~1.5%,Ti:0.03 ~0.06%、将 P、S、A1、N 限制为P:0.1%以下、S:0.005%以下、Al:0.5%以下、N:0.009%以下、并且将Nb、Mo、V的合计含量限制为0.01%以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成、Ti量相对于C量的比Ti/C为0.375~1.6的组成，使晶粒内的TiC析出物的平均直径为0.8~3nm、平均个数密度为IXlO17[个/cm3]以上。并且，根据专利文献I提出的技术，通过将碳化物形成能力最高的Ti有效地用于析出强化(precipitation strengthening),能够得到因添加合金元素而引起的加工性降低得到抑制的拉伸强度为540~650MPa的合金节省型高强度热轧钢板。
[0007]另外，在专利文献2中提出了如下技术:将钢板组成设定为以质量％计含有C:0.015 ~0.06%,S1:低于 0.5%,Mn:0.1 ~2.5%,P≤ 0.10%,S ≤ 0.01%,A1:0.005 ~0.3%,N ≤ 0.01%,T1:0.01~0.30%,B:2~50ppm且余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成，进一步限定了碳化物生成元素与C的原子比并且规定了控制钢的Y/α相变温度的元素S1、Mn、B、Mo的含量满足预定的关系，并具有铁素体和贝氏体铁素体中的一者或两者的合计面积率为90%以上且渗碳体的面积率为5%以下的钢板组织。并且，根据专利文献2提出的技术，通过添加B来提高因碳化物析出而降低的晶界强度，能够抑制冲裁端面的缺陷，能够廉价且稳定地制造延伸凸缘性优良并且耐冲裁破裂性和表面状态良好、拉伸强度为690MPa以上的高强度热轧钢板。
[0008]另外，在专利文献3中提出了如下技术:将钢板的本质成分设定为以质量％计含有 C:0.01 ~0.10%、S1:1.0% 以下、Mn:2.5% 以下、P:0.08% 以下、S:0.005% 以下、Al:0.015~0.050%, T1:0.10~0.30%且余量为Fe的成分，并且将钢板组织设定为如下组织:以铁素体为主体，使与相邻的晶粒的取向差全部为15°以上的被包围的晶粒为单位晶粒，将其平均粒径设为d μ m时，d为5μπι以下。此外，在专利文献3中提出了如下技术:在将具有上述成分的钢加热后进行轧制、冷却、卷取而制造高强度热轧钢板时，在900~840°C的温度范围内进行精轧，并将精轧的轧制率设定为70%以上。并且，根据专利文献3提出的技术，通过对铁素体粒径及其形态进行控制，能够得到延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板。
[0009]另外，在专利文献4中提出了如下技术:将热轧钢带的组成设定为以0.3 ≤Ti/(C+S+N) < 5 且 C+Mn/6+Si/24+Cr/5 ≤ 0.20 重量％ 的方式含有 C:0.04 ~0.18 重量 ％、S1:0.05 ~1.00 重量％、Mn:0.10 ~0.50 重量％、T1:0.05 ~0.30 重量％、Al:0.001 ~0.100重量％、N:0.0100重量％以下、P:0.030重量％以下和S:0.015重量％以下的组成，并且使最终显微组织的多边形铁素体百分率为70%以上。并且，根据专利文献4提出的技术，通过抑制S1、Mn含量而降低作为焊接性指标的C当量、并且含有预定量的Ti作为强化成分，能够得到焊接性优良的拉伸强度为55kgf/mm2以上的高张力热轧钢带。
[0010]现有技术文献
[0011]专利文献
[0012]专利文献1:日本特开2011-026690号公报
[0013]专利文献2:日本特开2007-302992号公报
[0014]专利文献3:日本特开2002-105595号公报
[0015]专利文献4:日本特开平2-008349号公报

【发明内容】

[0016]发明所要解决的问题
[0017]但是，在专利文献I提出的技术中，Ti的含量低至0.03~0.06%，因此，无法使有助于析出强化的碳化物(TiC)大量析出，仅能得到拉伸强度为约650MPa的钢板。为了增大强度而增加Ti含量时，析出的TiC有粗大化的倾向，不能简单地实现超过650MPa的高强度。在专利文献I提出的技术中，Ti含量超过0.06%时，碳化物(TiC)容易粗大化，因此，使钢板的拉伸强度为850MPa以上是极其困难的。
[0018]另外，在专利文献2提出的技术中，通过在钢板中含有B并且含有作为固溶强化元素且对有助于析出强化的碳化物的析出进行控制的元素Mn，实现了钢板强度的提高。但是，在该技术中，如其实施例所示，添加了至少IOppm以上的B。并且如后所述，B显著地阻碍奥氏体的再结晶，因此，在添加IOppm以上的B的该技术中，无法避免与机械特性的各向异性相关的问题。另外，在专利文献2中，虽然也公开了使Mn含量为0.5%的钢板的实施例，但该钢板的拉伸强度低至低于750MPa，而且含有0.03%的使奥氏体的再结晶显著延迟的Nb，热轧钢板的机械特性的各向异性增大。此外，在专利文献2提出的技术中，就钢板组成而言，C含量相对于Ti含量的比率不适当，无法得到拉伸强度为850MPa以上的钢板。[0019]另外，在专利文献3提出的技术中，通过含有作为固溶强化元素且促进相变并给晶界形状带来影响的Mn，实现了钢板强度的提高。但是，在专利文献3提出的技术中，也如其实施例所示，即使在使作为固溶强化元素的S1、Mn的含量各自为0.5%U.5%的情况下，由于未进行轧制条件的优化，也仅能得到拉伸强度低于850MPa的钢板，而且机械特性的各向异性成为问题。另外，在专利文献3中，虽然也公开了使Mn含量为0.3 %的钢板的实施例，但该钢板的拉伸强度低至730MPa，而且含有多达0.24%的使奥氏体的再结晶显著延迟的Nb，热轧钢板的机械特性的各向异性增大。此外，与在专利文献2提出的技术同样，就钢板组成而言，C含量相对于Ti含量的比率不适当，无法得到拉伸强度为850MPa以上的钢板。
[0020]在专利文献4提出的技术中，如其实施例所示，在Ti含量比较少时，仅能得到拉伸强度为约70kgf/mm2的热轧钢带。另外，即使C含量相对于Ti含量的比率是适当的，由于未考虑奥氏体晶粒的状态，也依然得不到拉伸强度为850MPa以上的热轧钢带。此外，在专利文献4中，虽然记载了使热轧钢带的显微组织以微细的多边形铁素体为主体并且使显微组织均匀化来消除各向异性，但关于显微组织的具体的结晶粒径等没有任何提示，未考虑奥氏体晶粒的状态，因此，机械特性的各向异性存在问题。
[0021]如上所述，对于现有技术而言，使热轧钢板的拉伸强度为850MPa以上并且避免与机械特性的各向异性有关的问题均是极其困难的。
[0022]本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供具有850MPa以上的拉伸强度而且降低了以拉伸强度、总伸长率(total elongation)进行评价的机械特性的各向异性的高强度热轧钢板及其制造方法。
[0023]用于解决问题的方法 [0024]为了解决上述问题，本发明人着眼于作为冲压成形等加工性良好的铁素体单相组织的热轧钢板，对于给该热轧钢板的高强度化和机械特性的各向异性带来影响的各种因素进行了深入研究。结果发现，铁素体晶粒的形状对拉伸强度、总伸长率的各向异性产生较大影响，为了减小上述各向异性，重要的是使铁素体晶粒接近等轴晶(equiaxial grains);并且，为了使铁素体晶粒接近等轴晶，在制造热乳钢板时的热乳工序中抑制应变能在相变ill的奥氏体晶粒中的蓄积量(stored strain energy)是有效的。另外发现，为了如上所述抑制应变能在相变前的奥氏体晶粒中的蓄积量，重要的是在热轧工序中在促进奥氏体晶粒的再结晶的同时抑制低温下的轧制量，此外，为了促进奥氏体晶粒的再结晶，重要的是尽可能减少Si和Mn以及作为易偏析元素的B、Nb。
[0025]另一方面，由于Mn和Si是固溶强化元素，因此,无法避免伴随Mn等的含量的抑制而产生的钢板强度的降低。因此，本发明人尝试了采用碳化物所产生的析出强化作为替代Mn等所产生的固溶强化的强化机制，通过使该碳化物在作为钢板基质的铁素体相中微细析出(fine precipitation)而得到期望的钢板强度(拉伸强度:850MPa以上)。另外，由于析出在铁素体相中的碳化物越微细并且析出量越多，越能够期待大幅提高钢板强度的效果，因此，对充分确保碳化物的析出量的方法和实现该碳化物的微细化的方法进行了摸索。
[0026]析出在铁素体相的晶粒内的碳化物通常几乎在钢的奥氏体一铁素体相变的同时析出。另外，在高温范围内析出的碳化物容易粗大化，另一方面，如果使碳化物在低温范围内析出，则能够得到微细的碳化物。基于上述理由，为了在铁素体相的晶粒内析出微细的碳化物，优选通过对钢板组成、热轧结束后的冷却速度等进行调节而使钢的奥氏体一铁素体相变点降低至卷取温度范围并在铁素体相的晶粒内析出碳化物后立刻进行卷取，或者与卷取同时进行奥氏体一铁素体相变而在铁素体相的晶粒内析出碳化物。
[0027]在此，如前所述，为了抑制热轧钢板的机械特性的各向异性，优选抑制钢原材中含有的Mn、B。但是，Mn、B也是具有在热轧结束后的冷却过程中延迟钢的奥氏体一铁素体相变从而降低奥氏体一铁素体相变点的效果的元素。因此，如果为了抑制热轧钢板的机械特性的各向异性而减少钢原材中含有的Mn、B，则在热轧结束后的冷却过程中会在高温下开始铁素体相变，因此，无法抑制碳化物的粗大化，无法制造拉伸强度为850MPa以上的高强度钢板。
[0028]因此，本发明人着眼于在热轧钢板的制造时、在热轧结束后的冷却过程中作为在奥氏体一铁素体相变前延迟该相变的元素起作用并且能够在奥氏体一铁素体相变后形成碳化物而使热轧钢板强度显著上升的C和Ti，尝试了通过在铁素体相的晶粒内析出微细的Ti碳化物而谋求热轧钢板的高强度化。结果发现，通过将钢原材的Mn、Si含量或者进一步将B、Nb含量抑制为预定量以下，并且对C、T1、N和S的含量进行调节，进而根据这些元素的含量对热轧前的钢原材(钢坯)的加热温度和热轧条件进行调节，能够在减小热轧钢板的机械特性的各向异性的同时使Ti碳化物微细且大量地析出，从而能够最大限度地利用Ti的碳化物所产生的析出强化。
[0029]本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下所述。
[0030][I] 一种热轧钢板的制造方法，其中，在对钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧，在精轧结束后进行冷却、卷取而制成热轧钢板时，
[0031]将上述钢原材的 组成设定为:以质量％计，含有C:0.055%以上且0.15%以下、S1:0.2% 以下、Mn:1.3% 以下、P:0.03% 以下、S:0.007% 以下、Al:0.1% 以下、N:0.01%以下、T1:0.14%以上且0.30%以下并且使C、S、N和Ti满足下述(I)式，将作为杂质的Nb、B限制为Nb:低于0.03%、B:低于0.0005%，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
[0032]将上述加热的加热温度T(°C )设定为1150°C以上且满足下述(2)式的温度，将上述钢原材在1150°C以上的温度范围内停留的时间设定为15分钟以上，
[0033]将上述热轧在980°C以下的温度范围内的总轧制率设定为40%以下，
[0034]将上述精轧的精轧温度设定为880°C以上，
[0035]在精轧结束后3秒以内开始上述冷却，并将上述冷却的平均冷却速度设定为400C /s以上且200°C /s以下，
[0036]将上述卷取的卷取温度设定为500°C以上且680°C以下，
[0037]1.0 ≤([C] /12) / ([Ti*] /48)...(I)
[0038][Ti*] < 10Kooo/(T+273)+2-75}/[C]...(2)
[0039]其中，[Ti*]= [Ti]-3.4X [N]-1.5X [S]，
[0040]T为钢原材的加热温度(V )
[0041]([C]、[S]、[N]、[Ti]为各元素的含量(质量％ )) ο
[0042][2]如[I]所述的热轧钢板的制造方法，其中，在上述组成的基础上，以质量％计还含有V:0.30%以下。
[0043][3]如[I]所述的热轧钢板的制造方法，其中，在上述组成的基础上，以质量％计还含有W:1.0%以下、Mo:0.5%以下中的任意一种以上。[0044][4]如[2]所述的热轧钢板的制造方法，其中，在上述组成的基础上，以质量％计还含有W:1.0%以下、Mo:0.5%以下中的任意一种以上。
[0045][5]如[I]~[4]中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，在上述组成的基础上，以质量％计还含有合计为 1.0% 以下的 Sb、Cu、N1、Sn、Cr、Ca、REM、Mg、Se、Te、Po、As、B1、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr 中的一种以上。
[0046][6] 一种热轧钢板，其为通过[I]~[5]中任一项所述的方法制造的高强度热轧钢板，
[0047]具有铁素体相的面积率为95%以上、该铁素体相的平均结晶粒径为8μπι以下、该铁素体相的晶粒的长径比为3.5以下、所述铁素体相的晶粒内的碳化物的平均粒径小于IOnm的组织，
[0048]拉伸强度为850MPa以上。
[0049][7]如[6]所述的热轧钢板，其中，在钢板表面上具有镀层。
[0050][8]如[7]所述的热轧钢板，其中，上述镀层为锌镀层。
[0051][9]如[8]所述的热轧钢板，其中，上述镀层为合金化锌镀层。
[0052][10]如[6]~[9]所述的热轧钢板，其中，
[0053]上述热轧钢板的拉伸强度的各向异性为30MPa以下，
[0054]上述拉伸强度的各向异性定义为从C方向的拉伸强度中减去L方向的拉伸强度而得到的差值的绝对值。
[0055][11]如[6]~[10]所述的热轧钢板，其中，
[0056]上述热轧钢板的总伸长率的各向异性为2%以下，
[0057]上述总伸长率的各向异性定义为从C方向的总伸长率中减去L方向的总伸长率而得到的差值的绝对值。
[0058]发明效果
[0059]根据本发明，能够得到适合于汽车的结构构件等用途、拉伸强度为850MPa以上且机械特性的各向异性小的高强度热轧钢板，能够实现汽车构件的轻量化、汽车构件成形等，其效果显著。
【具体实施方式】
[0060]以下，对本发明进行详细说明。
[0061]首先，对钢原材的成分组成的限定理由进行说明。另外，只要没有特别说明，以下表示成分组成的％是指质量％ (mass% ) ο
[0062]C:0.055% 以上且 0.15% 以下
[0063]C具有在热轧钢板制造时在热轧结束后的冷却过程中通过在钢的奥氏体一铁素体相变前抑制铁素体相变而抑制高温范围内的碳化物的析出、粗大化从而使碳化物微细化的效果。另外，在奥氏体一铁素体相变后，与后述的Ti或者进一步与W、Mo、V结合而以碳化物的形式微细分散于钢板中。即，C是形成微细的碳化物而使铁素体组织显著强化的元素，在对热轧钢板进行强化方面是必要的元素。
[0064]C含量低于0.055%时，在热轧结束后的冷却过程中，在高温范围内发生钢的奥氏体一铁素体相变，无法抑制碳化物的粗大化，得不到具有期望强度(拉伸强度:850MPa以上)的热轧钢板。另外，C含量低于0.055%时，析出在铁素体相的晶粒内的碳化物的析出量变得不充分，得不到期望的钢板强度。因此，在本发明中，将C含量设定为0.055%以上。优选为0.06%以上。另一方面，C含量超过0.15%时，在钢原材中形成粗大的Ti碳化物。并且，在制造热轧钢板的工序的钢原材再加热时，无法使粗大的Ti碳化物完全溶解，在最终得到的热轧钢板中残留有粗大的Ti碳化物。像这样残留粗大的Ti碳化物时，由于担负强度提高作用的微细的Ti碳化物的析出量减少而使热轧钢板的强度急剧降低。另外，在钢原材中存在粗大的Ti碳化物时，在热轧时会阻碍奥氏体晶粒的再结晶，从而使热轧钢板的机械特性的各向异性增大。因此，将C含量设定为0.15%以下。优选为0.13%以下。
[0065]S1:0.2% 以下
[0066]Si作为在不导致延展性(伸长率)降低的情况下提高钢板强度的有效元素，在以往的高强度钢板中积极地含有。但是，Si是在热轧钢板制造时在热轧工序中阻碍奥氏体晶粒的再结晶从而增大热轧钢板的机械特性的各向异性的元素。因此，在本发明中，优选尽可能降低Si含量，但可以容许至0.2%，因此，将Si含量的上限设定为0.2%。优选为0.09%以下。需要说明的是，Si含量可以降低至杂质水平，即使为零也没有问题。
[0067]Mn:1.3% 以下
[0068]Mn是固溶强化元素，与Si同样地在现有的高强度钢板中积极地含有，但其是在热轧工序中阻碍奥氏体晶粒的再结晶从而增大热轧钢板的机械特性的各向异性的元素。因此，在本发明中，优选尽可能降低Mn含量，但可以容许至1.3%，因此，将Mn含量的上限设定为1.3%。优选低于0.5%，在该范围内时，机械特性的各向异性得到进一步改善。但是，使Mn含量极端降低时，铁素体相变温度(相变点)会上升，在热轧钢板制造时，在精轧结束后的冷却过程中与奥氏体一铁素体相变同时析出的碳化物暴露于高温中。并且，这样将碳化物暴露于高温中时，碳化物会在短时间内粗大化，因此，最终得到的热轧钢板的强度降低。从这样的观点出发，优选将Mn含量设定为0.1%以上。
[0069]P:0.03% 以下
[0070]P在热轧时偏析于引入到奥氏体晶粒内的位错上而阻碍再结晶，从而使热轧钢板的机械特性的各向异性增大。因此，在本发明中，也优选尽可能降低P含量，但可以容许至0.03%，因此，将P含量设定为0.03%以下。优选为0.02%以下。P含量即使为零也没有问题。
[0071]S:0.007% 以下
[0072]S与Mn结合而在钢原材中形成软质的硫化物。该软质的硫化物在热轧钢板制造时在热轧中呈楔状延伸，成为使热轧钢板自轧制方向朝向垂直方向的延展性降低的因素。因此，在本发明中，优选尽可能降低S含量，设定为0.007%以下。优选为0.004%以下。S含量即使为零也没有问题。
[0073]Al:0.1% 以下
[0074]Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，为了得到这样的效果，优选含有0.01 %以上。但是，Al是在钢中形成夹杂物而阻碍热轧工序中奥氏体晶粒的再结晶的元素，Al含量超过0.1%时，对再结晶的不利影响变得显著。因此，将Al含量设定为0.1%以下。优选为0.07%以下。[0075]N:0.01% 以下
[0076]N在炼钢阶段与作为碳化物形成元素的Ti结合而形成粗大的氮化物，从而阻碍微细的碳化物的形成，因此使钢板强度显著降低。另外，粗大的氮化物在热轧钢板制造时在热轧工序中显著阻碍奥氏体晶粒的再结晶。因此，优选尽可能降低N含量，设定为0.01%以下。优选为0.006%以下。N含量即使为零也没有问题。
[0077]T1:0.14% 以上且 0.30% 以下
[0078]Ti与C同样地具有在热轧钢板 制造时在热轧结束后的冷却过程中通过在钢的奥氏体一铁素体相变前延迟铁素体相变的进行而抑制高温范围内的碳化物的析出、粗大化从而使碳化物微细化的效果。另外，在奥氏体一铁素体相变后，与C结合而以碳化物的形式微细分散于钢板中。即，Ti是形成微细的碳化物而使铁素体组织显著强化的元素，在对热轧钢板进行强化方面是必要的元素。为了得到拉伸强度为850MPa以上的热轧钢板，需要使Ti含量为0.14%以上。另一方面，Ti含量超过0.30%时，在热轧钢板制造时在热轧前的钢原材再加热时，粗大的Ti碳化物未完全溶解而残留，成为热轧时使奥氏体晶粒的再结晶显著延迟的因素。因此，需要将Ti含量设定为0.30%以下。优选为0.28%以下。
[0079]另外，由于钢板强度与碳化物的体积百分率成比例，因此，优选使Ti含量的80%以上以碳化物的形式析出而抑制固溶Ti。为了使Ti含量的80%以上以碳化物的形式析出，通过对奥氏体一铁素体相变温度进行调节来实现。该温度可以通过化学成分和热轧条件来调节。
[0080]本发明的钢原材以在上述范围内且满足(I)式的方式含有C、S、N、Ti。
[0081]1.0 ≤([C]/12)/([Ti*]/48)…(I)
[0082]其中，[Ti*]= [Ti]-3.4X [N]-1.5X [S]，
[0083]([C]、[S]、[N]、[Ti]为各元素的含量(质量％ )) ο
[0084]上述(I)式是为了使热轧钢板的拉伸强度为850MPa以上而应当满足的条件，在本发明中是重要的指标。
[0085]如前所述，在本发明中，主要通过使Ti碳化物在热轧钢板中微细析出而确保期望的钢板强度。在此，Ti碳化物有很强的成为平均粒径极小的微细碳化物的倾向，但钢中含有的Ti的原子浓度超过C的原子浓度时，Ti碳化物容易粗大化，而且固溶C对奥氏体一铁素体相变温度的调节效果减小，因此，难以确保期望的热轧钢板强度(拉伸强度:850MPa以上)。因此，在将能够有助于碳化物生成的Ti设为“Ti*”时，在本发明中，需要使钢原材中含有的C的原子％为Ti*的原子％以上。即，需要使([C]/12)/([Til/48)的值为I以上。各个原子％与用C和Ti的质量％分别除以C和Ti的原子量(C:12,Ti:48)而得到的值成比例。
[0086]另外，如后所述，在本发明中，向钢原材中添加预定量的Ti，通过热轧前的加热使钢原材中的碳化物溶解，主要在热轧后的卷取时析出Ti碳化物。但是，并不是添加到钢原材中的全部Ti都有助于碳化物生成，添加到钢原材中的Ti的一部分被无助于钢板的高强度化的氮化物、硫化物的形成所消耗。这是因为，在高于卷取温度的温度范围内，Ti较之于碳化物更容易形成氮化物、硫化物，在热轧钢板的制造时，在卷取工序之前，Ti主要形成氮化物、硫化物。因此，本发明人对具有上述组成的钢原材进行研究的结果可知，有助于碳化物生成的Ti即Ti*的量是从添加到钢原材中的总Ti量中减去在Ti氮化物、Ti硫化物的形成中被消耗的Ti量，可以由“ [Ti]-3.4X [N]-1.5X [S]”表示。
[0087]基于上述理由，在本发明中，为了使C的原子％为Ti*的原子％以上，以使([C]/12)/([Ti*]/48)的值为I以上的方式含有C、S、N、Ti各元素。如前所述，([C]/12)/([Ti*]/48)的值小于I时，会促进生成在铁素体晶粒内的Ti碳化物的粗大化、奥氏体一铁素体相变温度的高温化，因此，热轧钢板强度降低或者制造稳定性变差。另外，([C]/12)/([Ti*]/48)的值小于I时，偏析于铁素体相的晶界上的C显著减少，因此，晶界强度降低，热轧钢板的强度、韧性显著降低。
[0088]另外，([C]/12)/([Ti*]/48)的值优选为1.05 以上。但是，([C]/12)/([Ti*]/48)的值超过3.0时，即使在热轧钢板的制造工序中在热轧前对钢原材进行加热，生成在钢原材中的粗大的Ti碳化物也不溶解而残留，成为使最终得到的热轧钢板的强度降低的因素。另外，([C]/12)/([Ti*]/48)的值超过3.0时，钢原材中的C量相对于Ti量过剩，结果，易于生成渗碳体，难以使钢板组织实质上为铁素体单相组织。因此，([C]/12)/([Ti*]/48)的值优选设定为3.0以下。
[0089]以上为本发明中的基本组成，在上述基本组成的基础上，可以进一步含有V:0.30%以下。
[0090]V是与C和Ti结合而形成碳化物从而有助于热轧钢板的进一步强化的元素。为了得到这样的效果，优选将V含量设定为0.005%以上。另一方面，V与Ti相比，碳化物形成能力低，容易以固溶状态(固溶V)残留，该固溶V会成为使碳化物粗大化而使钢板强度降低的因素。V含量超过0.30%时，固溶V过剩，使钢板强度降低的不利影响变得显著，因此，优选将V含量设定为0.30%以下。更优选为0.26%以下，进一步优选为0.15%以下。
[0091]另外，在上述基本组成的基础上，可以进一步含有W:1.0%以下、Mo:0.5%以下中的任意一种以上。
[0092]与V同样，W、Mo是与Ti和C结合而形成复合碳化物从而有助于热轧钢板的进一步强化的元素。另外，W、Mo具有在热轧钢板制造时在热轧结束后的冷却过程中使钢的奥氏体—铁素体相变的进行延迟的效果，因此，在使热轧钢板的制造稳定化的方面也是有效的元素。为了得到这些效果，优选将W含量设定为0.01 %以上、将Mo含量设定为0.01 %以上。另一方面，W含量超过1.0%、Mo含量超过0.5%时，在热轧钢板制造时，在热轧结束后的冷却工序之后的卷材卷取时，钢的奥氏体一铁素体相变可能未结束而得不到实质上为铁素体单相组织(面积率为95%以上的铁素体相)的热轧钢板。结果，在上述奥氏体一铁素体相变的同时析出的碳化物的量减少，因此，可能会使热轧钢板强度显著降低。因此，优选将W含量设定为1.0%以下、将Mo含量设定为0.5%以下。另外，更优选将W含量设定为0.01 %以上且0.5%以下、将Mo含量设定为0.01%以上且0.3%以下。
[0093]杂质Nb:低于 0.03%
[0094]Nb是在热轧时偏析于奥氏体晶粒的位错上从而阻碍其再结晶的进行的元素。因此，为了抑制热轧钢板的机械特性的各向异性，需要将Nb含量降低至低于0.03%。更优选低于0.02%。需要说明的是，在本发明中，Nb为杂质，因此，最优选使其含量为零。
[0095]杂质B:低于 0.0005%
[0096]B不仅在热轧时偏析于奥氏体晶粒的晶界和位错上从而阻碍再结晶的进行，而且会使奥氏体晶粒的再结晶温度显著上升，因此是在轧制中容易使应变能蓄积的元素。奥氏体晶粒从未再结晶的状态发生相变后的热轧钢板的铁素体晶粒沿轧制方向伸展，使机械特性的各向异性显著增大。从上述观点出发，需要将B降低至低于0.0005%。更优选低于
0.0003%。需要说明的是，在本发明中，B为杂质，因此，最优选使其含量为零。
[0097]另外，在上述基本成分的基础上，可以进一步含有合计为1.0%以下的Sb、Cu、N1、Sn、Cr、Ca、REM、Mg、Se、Te、Po、As、B1、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir.Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr中的一种以上。合计为1.0%以下时，不会对原材强度、机械特性的各向异性带来影响。上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。
[0098]本发明中，对上述组成的钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧，在精轧结束后进行冷却、卷取而制成热轧钢板。
[0099]在本发明中，钢的熔炼方法无需特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，可以利用真空脱气炉进行二次精炼。然后，从生产率、品质方面的问题考虑，优选通过连铸法制成钢坯(钢原材)，但也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成钢坯。
[0100]钢原材的加热温度T(°C ):1150°C以上
[0101]如上所述对所得到的钢原材(钢坯)实施粗轧和精轧，但在本发明中，需要在粗轧之前对钢原材进行加热而形成实质上均匀的奥氏体相，并使粗大的碳化物溶解。钢原材的加热温度低于1150°C时，粗大的Ti碳化物不溶解，因此，在热轧结束后的冷却、卷取工序中微细分散的碳化物的量减少，最终得到的热轧钢板的强度显著降低。因此，以最高到达温度为1150°C以上的方式对钢原材进行加热。优选为1200°C以上。
[0102][Ti*] < 10Kooo/(T+273)+2-75}/[C]...(2)
[0103]其中，[Ti*]= [Ti]-3.4X [N]-1.5X [S]，
[0104]T为钢原材的加热温度CC )，
[0105]([C]、[S]、[N]、[Ti]为各元素的含量(质量％ )) ο
[0106]在本发明中，将粗轧前的钢原材的加热温度T(°C )设定为1150°C以上并且满足上述⑵式的温度。
[0107]如前所述，钢原材的再加热(热轧前的加热)中残留的粗大的Ti碳化物会使奥氏体晶粒的再结晶延迟，因此，会导致因奥氏体一铁素体相变点的高温化而引起的钢板强度的降低以及热轧钢板的机械特性的各向异性的增大。因此，本发明人对具有上述组成的钢原材进行了研究，结果发现，为了通过热轧前的加热使钢原材中的粗大的Ti碳化物溶解，需要满足上述(2)式。需要说明的是，上述(2)式的左边的[Ti*]是用从含量中减去在炼钢阶段中生成的氮化物和硫化物而得到的值来表示形成Ti碳化物从而在实质上有助于强化的Ti量。另外，T为钢原材的加热温度T(°C )、即钢原材再加热中的最高到达温度。
[0108]钢原材在1150°C以上的温度范围内停留的时间:15分钟以上
[0109]即使将粗轧前的钢原材在1150°C以上的温度范围内进行加热，在钢原材在1150°C以上的温度范围内停留的时间少于15分钟时，也不会使粗大的Ti碳化物完全溶解。因此，将钢原材在1150°C以上的温度范围内停留的时间设定为15分钟以上。优选为20分钟以上。停留时间的上限无需特别限定，从生产效率的观点出发，优选将停留时间设定为30小时以下。
[0110]另外，钢原材的加热温度T (°C)超过1350°C时，会导致氧化皮损耗的增大、由氧化皮的咬入而引起的钢板表面性状的变差。因此，优选将上述加热温度T (°C)设定为1350°C以下。
[0111]对以上述方式加热后的钢原材实施预定条件的热轧。
[0112]980°C以下的温度范围内的总轧制率:40%以下
[0113]在低于980 V的温度范围内对具有上述组成的本发明的钢原材进行轧制时，奥氏体晶粒的再结晶的进行变得缓慢，应变能在奥氏体晶粒中的蓄积量增大。结果，在热轧结束后的冷却过程中，得不到接近等轴的铁素体晶粒，热轧钢板的机械特性的各向异性增大。另外，热轧结束后的冷却过程中的钢的奥氏体一铁素体相变的驱动力上升，在高温下开始铁素体相变，因此，碳化物发生粗大化而使热轧钢板强度降低。
[0114]基于上述理由，优选在奥氏体晶粒的再结晶的进行变得缓慢的980°C以下的温度范围内，尽可能地避免热轧中的轧制。热轧的980°C以下的总轧制率超过40%时，上述不利影响变得显著。因此，将上述总轧制率设定为40%以下。优选为33%以下。在此，980°C以下的总轧制率是指包括粗轧和精轧的总轧制率。另外，980°C以下的总轧制率可以设定为0%。
[0115]精轧温度:880°C以上
[0116]精轧温度低于880°C时，应变能在奥氏体晶粒中的蓄积变得显著，与热轧钢板的机械特性的各向异性、强度相关的诸多问题随之变得显著。因此，将精轧温度设定为880°C以上。优选为890°C以上。精轧温度的上限无需特别限定，根据热轧前的加热温度、轧制通板速度、钢板板厚等自然而 然地确定。因此，实质上精轧温度的上限为1000°C。
[0117]精轧结束后至开始强制冷却为止的时间:3秒以内
[0118]具有上述组成的本发明的钢原材的铁素体相变点高，因此，在精轧后如果不立刻进行冷却，则会在高温下开始奥氏体一铁素体相变，碳化物发生粗大化。因此，在本发明中，需要在热轧结束后迅速开始强制冷却，至少在精轧结束后3s以内开始冷却。优选为2s以内。
[0119]平均冷却速度:40°C /s以上且200°C /s以下
[0120]在精轧结束后进行的强制冷却的平均冷却速度小于40°C /s时，在高温下开始奥氏体一铁素体相变，得不到微细的碳化物，热轧钢板强度降低。另一方面，上述平均冷却速度超过200°C /s时，冷却停止温度不稳定，形成混合存在有马氏体相、贝氏体相的组织，得不到实质上为铁素体单相组织(面积率为95%以上的铁素体相)的热轧钢板。结果，在热轧结束后的冷却、卷取工序中，在奥氏体一铁素体相变的同时析出的碳化物的量减少，热轧钢板的拉伸强度达不到850MPa。因此，需要将在精轧结束后进行的强制冷却的平均冷却速度设定为200°C /s以下。优选为50°C /s以上且150°C /s以下。需要说明的是，平均冷却速度是从强制冷却开始起至冷却停止为止的平均冷却速度。在强制冷却停止后仅为空冷，因此，在钢板的温度几乎不降低的情况下对钢板进行卷取。通常将冷却停止温度设定为卷取温度+约5°C~约10°C。
[0121]另外，在将钢的奥氏体一铁素体相变点调节至后述的卷取温度范围内时，能够使碳化物在铁素体相的晶粒内微细且大量地析出。为了将冷却过程中的钢的奥氏体一铁素体相变点调节至后述的卷取温度范围内，优选将上述平均冷却速度设定为50°C /s以上。
[0122]卷取温度:500°C以上且680°C以下[0123]如上所述，在较低的温度范围内，能够使碳化物在铁素体相的晶粒内微细且大量地析出。从这样的观点出发，优选降低卷取温度(以及奥氏体一铁素体相变点)，但卷取温度低于500°C时，元素的扩散变慢，结果，得不到足够析出量的碳化物。另一方面，卷取温度(以及奥氏体一铁素体相变点)超过680°C时，几乎在奥氏体一铁素体相变的同时析出的碳化物发生粗大化，热轧钢板强度降低。另外，最终得到的热轧钢板的铁素体相的平均结晶粒径粗大化，热轧钢板强度降低。因此，需要将卷取温度的范围设定为500°C以上且680°C以下。优选为550°C以上且660°C以下。
[0124]另外，热轧后的卷取后的热轧钢板可以为表面上附着有氧化皮的状态，也可以为通过进行酸洗而将氧化皮除去后的状态，其特性没有变化。另外，在本发明中，可以对卷取后的热轧钢板实施镀覆处理而在热轧钢板表面上形成镀层。镀覆处理的种类没有特别限定，可以应用电镀处理、化学镀处理中的任意一种。镀层的合金成分没有特别限定，例如，作为镀覆处理，可以实施热镀锌处理而形成热镀锌层(hot dip galvanized zinc coating)。或者，可以在上述热镀锌处理后进一步实施合金化处理而形成合金化热镀锌层。另外，热镀中，除了镀锌以外，还可以镀覆铝或铝合金等其他金属、合金。
[0125]通过本发明得到的热轧钢板在740°C以下的温度范围内的退火中，析出物的状态不会发生变化。因此，可以在例如将退火温度设定为740°C以下的连续热镀锌生产线中通过。连续热镀锌生产线的热历程为740°C以下的温度范围时，析出在作为热轧钢板的基质的铁素体相的晶粒内的碳化物的状态不会发生变化，钢板的机械特性没有变化。
[0126]作为镀层的附着方法，可以列举例如将钢板在镀浴中浸溃并提起的方法等。作为合金化处理方法，可以列举例如在镀覆处理后在气炉等能够对钢板表面进行加热的炉内进行的方法等。 [0127]通过上述的本发明的制造方法，能够得到具有铁素体相的面积率为95%以上、该铁素体相的平均结晶粒径为8μπι以下、该铁素体相的晶粒的长径比为3.5以下、上述铁素体相的晶粒内的碳化物平均粒径小于IOnm的组织，拉伸强度为850MPa以上且机械特性的各向异性小的高强度热轧钢板。本发明的制造方法适于制造拉伸强度为约1165MPa以下的高强度热轧钢板。更优选为约IlOOMPa以下。
[0128]接下来，对本发明高强度热轧钢板的组织的限定理由进行说明。
[0129]铁素体相的面积率:95%以上
[0130]如前所述，在本发明中，将含有预定量的Ti等碳化物形成元素的钢原材加热至奥氏体单相区后实施热轧，在热轧结束后的奥氏体一铁素体相变的同时使碳化物微细且大量地析出，由此实现热轧钢板强度的提高。另外，为了得到拉伸强度为850MPa以上的热轧钢板，需要使钢原材中的几乎全部的Ti以微细的碳化物的形式析出。在此，由于有助于钢板强度的碳化物会随着上述奥氏体一铁素体相变而析出，因此，为了使钢原材中的几乎全部的Ti以微细的碳化物的形式析出，优选促进上述奥氏体一铁素体相变而增大最终得到的热轧钢板的铁素体相的面积率。
[0131]热轧钢板的铁素体相的面积率低于95%时，碳化物的析出量变得不充分，得不到850MPa以上的拉伸强度。因此，将热轧钢板的铁素体相的面积率设定为95%以上。优选为98%以上。需要说明的是,该铁素体相包含多边形铁素体、贝氏体铁素体、针状铁素体、粒状铁素体。[0132]关于本发明的热轧钢板组织，作为铁素体相以外的组织，可以列举渗碳体、珠光体、贝氏体相、马氏体相等。这些组织大量存在时，微细的碳化物的析出量减少，钢板强度降低。因此，优选尽可能减少这些组织，但容许相对于整个组织的合计面积率为5%以下。更优选为2%以下。
[0133]铁素体平均结晶粒径8 μ m以下
[0134]铁素体平均结晶粒径超过8 μ m时，晶粒微细化强化的强化量降低，得不到拉伸强度为850MPa以上的高强度热轧钢板，而且成为混合晶粒组织，因此，机械特性产生波动，各向异性也增大。因此，将平均结晶粒径设定为8μπι以下。优选小于6 μ m。
[0135]铁素体相的晶粒的长径比:3.5以下
[0136]如果形成铁素体相的晶粒伸展的热轧钢板组织，则在热轧钢板上负荷外力时，铁素体相的晶粒自身的旋转、变形在施加外力的方向上变得不均匀，因此，热轧钢板的机械特性的各向异性增大。基于上述理由，从减小热轧钢板的机械特性的各向异性的观点出发，优选为等轴的铁素体晶粒。上述长径比超过3.5时，热轧钢板的机械特性的各向异性增大，对这样的热轧钢板进行冲压加工时，在冲压加工时会导致产生未预料的裂纹等各种故障。因此，将铁素体相的晶粒的长径比设定为3.5以下。优选为2.5以下。
[0137]需要说明的是，在本发明中，“铁素体相的晶粒的长径比”是以平行于轧制方向的断面(L断面)为对象 通过依据ASTM E112-10的切割法(linear intercept method)而求出的，对于以400倍拍摄的照片，分别各划出3条水平线和3条垂直线，用以垂直线切割铁素体晶粒得到的平均长度(平均晶粒切片长度，mean intercept length of each ferritegrain)与以水平线切割得到的平均晶粒切片长度之比来定义长径比。另外，上述长径比的下限值为约1.4。
[0138]铁素体晶粒内的碳化物
[0139]作为在铁素体相的晶粒内微细析出的碳化物，可以列举Ti碳化物或者可以进一步列举V碳化物、W碳化物、Mo碳化物、Ti与V、W、Mo的复合碳化物。需要说明的是，这些碳化物大多数是在热轧钢板制造工序中的精轧结束后的冷却、卷取工序中在奥氏体一铁素体相变的同时析出在相界面上的碳化物。
[0140]铁素体晶粒内的碳化物平均粒径:小于IOnm
[0141]本发明钢中，通过使上述的Ti等的碳化物微细分散而实现了强化。碳化物粗大化时，阻碍对钢板施加变形时产生的位错的运动的碳化物数减少，因此，碳化物越微细化，钢板强度越高。为了得到拉伸强度为850MPa以上的高强度热轧钢板，需要使上述碳化物的平均粒径小于10nm。优选为6nm以下。
[0142]本发明的热轧钢板即使实施短时间的740°C以下的加热处理，材质变动也小。因此，为了对钢板赋予耐腐蚀性，可以对本发明的热轧钢板实施镀覆处理而在其表面上设置镀层。镀覆处理中可以在740V以下的加热温度下操作，因此，即使对本发明的热轧钢板实施镀覆处理，也不会损害上述的本发明的效果。镀层的种类没有特别限定，可以应用电镀层、化学镀层中的任意一种。另外，镀层的合金成分也没有特别限定，可以列举热镀锌层、合金化热镀锌层等作为优选的例子，当然并不限定于这些，现有公知的镀层均可以应用。
[0143]实施例
[0144]将具有表1所示组成的壁厚250mm的钢原材在表2所示的热轧条件下制成板厚1.2~3.2mm的热轧钢板。需要说明的是，表2记载的冷却速度为从强制冷却开始起至冷却停止为止的平均冷却速度。另外，对于一部分所得到的热轧钢板，使其在退火温度为700~720°C的热镀锌生产线中通过，然后，浸溃到460°C的镀浴(镀浴组成:Ζη-0.13质量％ Al)中，制成热镀锌钢板(GI材料)。另一部分钢板与上述同样地在热镀锌生产线中通过后，浸溃到镀浴中，进而在520°C下实施合金化处理而制成合金化热镀锌材料(GA材料)。关于镀层附着量，GI材料、GA材料均设定为每单面45g/m2。
[0145]另外，另行确认了:除钢板N0.3~9、18~23以外，在至卷取为止的冷却中未产生
从奥氏体向铁素体的 相变。
[0146]
【权利要求】
1.一种热轧钢板的制造方法，其中，在对钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热车L，在精轧结束后进行冷却、卷取而制成热轧钢板时， 将所述钢原材的组成设定为:以质量％计，含有C:0.055%以上且0.15%以下、Si:0.2% 以下、Mn:1.3% 以下、P:0.03% 以下、S:0.007% 以下、Al:0.1 % 以下、N:0.01% 以下、T1:0.14%以上且0.30%以下并且使C、S、N和Ti满足下述(I)式，将作为杂质的Nb、B限制为Nb:低于0.03%、B:低于0.0005%，余量由Fe和不可避免的杂质构成， 将所述加热的加热温度T设定为1150°C以上且满足下述(2)式的温度，将所述钢原材在1150°C以上的温度范围内停留的时间设定为15分钟以上， 将所述热轧在980°C以下的温度范围内的总轧制率设定为40%以下， 将所述精轧的精轧温度设定为880°C以上， 在精轧结束后3秒以内开始所述冷却，并将所述冷却的平均冷却速度设定为40 V /s以上且200°C /s以下， 将所述卷取的卷取温度设定为500°C以上且680°C以下， 1.0 ≤([C]/12)/([Ti*]/48)…(I)
[Ti*] < 10F7000/(T+273)+2-75}/[C]...(2) 其中，[Ti*] = [Ti]-3.4X[N]-1.5X[S], T为钢原材的加热温度，单位为。C， [C]、[S]、[N]、[Ti]为各元素的质量％含量。
2.如权利要求1所述的热轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，以质量％计还含有V:0.30%以下。
3.如权利要求1所述的热轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，以质量％计还含有W:1.0%以下、Mo:0.5%以下中的任意一种以上。
4.如权利要求2所述的热轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，以质量％计还含有W:1.0%以下、Mo:0.5%以下中的任意一种以上。
5.如权利要求1~4中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，以质量％计还含有合计为 1.0% 以下的 Sb、Cu、N1、Sn、Cr、Ca、REM、Mg、Se、Te、Po、As、B1、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr 中的一种以上。
6.一种热轧钢板，其为通过权利要求1~5中任一项所述的方法制造的高强度热轧钢板， 具有铁素体相的面积率为95%以上、该铁素体相的平均结晶粒径为8 μ m以下、该铁素体相的晶粒的长径比为3.5以下、所述铁素体相的晶粒内的碳化物的平均粒径小于IOnm的组织， 拉伸强度为850MPa以上。
7.如权利要求6所述的热轧钢板，其中，在钢板表面上具有镀层。
8.如权利要求7所述的热轧钢板，其中，所述镀层为锌镀层。
9.如权利要求7所述的热轧钢板，其中，所述镀层为合金化锌镀层。
10.如权利要求6~9所述的热轧钢板，其中， 所述热轧钢板的拉伸强度的各向异性为30MPa以下，所述拉伸强度的各向异性定义为从C方向的拉伸强度中减去L方向的拉伸强度而得到的差值的绝对值。
11.如权利要求6~9所述的热轧钢板，其中， 所述热轧钢板的总伸长率的各向异性为2%以下， 所述总伸长率的各向异性定义为从C方向的总伸长率中减去L方向的总伸长率而得到的差值 的绝对值。
【文档编号】C23C2/28GK104011234SQ201280065192
【公开日】2014年8月27日 申请日期:2012年12月25日 优先权日:2011年12月27日
【发明者】高坂典晃, 船川义正, 重见将人, 大久保英和, 金村笃谦 申请人:杰富意钢铁株式会社