CN105143485A - 高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种量产冲裁性优异的拉伸强度TS：900MPa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。将具有以质量％计含有C：大于0.07％且为0.2％以下、Si：2.0％以下、Mn：1.0～3.0％、Al：0.1％以下、Ti：0.05～0.3％、V：0.05～0.3％的组成的钢坯加热至1100℃以上，施行粗轧以及最终2道次的合计压下率为30％以上、轧制结束温度设为(Ar3相变点)～(Ar3相变点+120℃)的范围的精轧，精轧结束后，在2秒以内开始冷却，以平均冷却速度40℃/秒以上在300～500℃的卷取温度下进行卷取。由此，成为具有贝氏体相以体积率计大于90％且贝氏体板条的平均间隔为0.45μm以下且全部Fe系碳化物中贝氏体板条所析出的Fe系碳化物的比率为10％以上的组织、拉伸强度为900MPa以上的高强度且量产冲裁性显著提高的高强度热轧钢板。

Description

高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及例如适合作为车体的构件(memberofautomobilebody)、框架(frame)等结构构件或吊架(suspension)等底部构件(underbodyparts)以及卡车框架(truckframe)部件等汽车构件用的高强度热轧钢板，特别涉及量产时的冲裁性(punchability)(以下也称为量产冲裁性(punchabilityinmassproduction))的提高。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，强烈期望提高汽车的燃料消耗率(improvementoffuelefficiency)，且为了实现汽车车体的轻量化，积极地进行作为汽车构件用的高强度钢板的利用。该高强度钢板的利用不仅对汽车的骨架构件，而且对底部构件、卡车框架部件等进行。通常伴随着钢板的高强度化，钢板的加工性(workability)下降。尤其是汽车部件等通过严格的加工而成型，因此强烈期望作为汽车构件用原材料的钢板兼具高强度和优异的加工性。
针对这种期望，例如，专利文献1中记载了一种扩孔加工性(holeexpansionformability)优异的高强度热轧钢板，其具有如下组成：以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：1.50％以下、Mn：0.5～2.5％、P：0.035％以下、S：0.01％以下，进一步含有Al：0.020～0.15％、Ti：0.05～0.2％；并具有如下组织：含有60～95体积％的贝氏体(bainite)以及经固溶强化(solutestrengthening)或析出强化(precipitationstrengthening)的铁素体(ferrite)或铁素体和马氏体(martensite)；夏比冲击试验(Charpyimpacttest)的断裂转变温度(fracturetransitiontemperature)为0℃以下。专利文献1中记载的技术中，热轧后，以平均冷却速度30℃/秒以上冷却至400～550℃的温度区域且卷取成线圈(coil)后，以50～400℃/小时的冷却速度冷却至300℃以下，从而可以防止P向晶界的扩散，断裂转变温度成为0℃以下，韧性提高，扩孔加工性提高。
另一方面，在汽车构件中，尤其是卡车框架部件、底部部件为了部件连接、轻量化，进一步为了其后的去毛刺加工(burringprocess)、扩孔加工(boreexpandingprocess)，需要大量的开孔。通常，这种开孔从生产率的观点出发以冲裁进行实施，因此大多强烈期望冲裁性的改善。
然而，专利文献1中记载的技术中，仅提及防止P的晶界偏析(intergranularsegregation)而使扩孔加工性提高，专利文献1中对冲裁加工性没有提及，此外，未必能够说P向晶界偏析的防止有助于立即改善冲裁端面的性状，提高冲裁加工性。
此外，对于冲裁加工性的提高，例如，专利文献2中提出了一种高强度热轧钢板，其具有以质量％计含有C：0.01～0.07％、N：0.005％以下、S：0.005％以下、Ti：0.03～0.2％、B：0.0002～0.002％的组成，并且具有以铁素体或贝氏体铁素体(bainiticferrite)为主相、硬质第二相和渗碳体(cementite)以面积率计为3％以下的组织，且冲裁加工性优异。专利文献2中记载的技术中，通过将B保持在固溶状态，可以防止冲裁端面(punchedsurface)的缺陷。另外，专利文献2中记载的技术中，以铁素体或贝氏体铁素体为最大面积的相，将对扩孔性造成不良影响的硬质第二相限制为3％以下。
此外，专利文献3中提出了一种冲裁性优异的高强度热轧钢板，其具有如下组成：以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：0.1～1.5％、Mn：1～2％、P：0.03％以下、S：0.003％以下、Al：0.01～0.08％、Ti：0.05～0.15％、N：0.005％以下，且具有如下组织：贝氏体相以面积率计大于95％，在板厚的1/4位置的贝氏体组织的平均粒径在与轧制方向(rollingdirection)平行的板厚截面为5μm以下、在与轧制方向成直角方向的板厚截面为4μm以下，以板厚中央位置为中心在板厚的1/10的区域的长宽比(aspectratio)为5以上的伸长至轧制方向的晶粒为7个以下，且具有780MPa以上的拉伸强度。专利文献3中记载的技术中，通过减小贝氏体的平均粒径且减少板厚中央部区域的伸长粒(spreadinggrain)的数量，冲裁性提高。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3889766号公报(日本特开2006-274318号公报)
专利文献2：日本特开2004-315857号公报
专利文献3：日本特开2012-62562号公报
发明内容
没有特别的用于评价钢板的冲裁性自身的规定，钢板的冲裁性以往一直是在与日本钢铁联盟标准(TheJapanIronandSteelFederationStandards)(JFST1001)所规定的扩孔试验方法(hole-enlargingtestmethod)中进行的扩孔试验前的开孔同样的方法、条件下进行评价。即，实验室中，例如大多从钢板采集100mm×100mm左右的板料(blanksheet)，对该板料严守板厚的12％±1％(板厚2mm以上)的间隙(clearance)条件，使用没有损耗的圆筒冲头(cylindricalpunch)()，对板料以均等地被充分挤压的状态冲裁的孔，观察被冲裁的孔端面的断裂面状况，评价该钢板的冲裁性。
然而，即使是以这种方法被评价为具有优异的冲裁性的钢板，尤其是高强度钢板也大多产生由部件的量产时的冲裁加工(stamping)所致的开孔不良，成为问题。
此外，专利文献2和3中记载的技术中，以与JFST1001所规定的冲裁时的间隙不同的板厚的17～23％或板厚的10～20％的间隙，冲裁的孔，评价钢板的冲裁性。然而，即使是专利文献2和3中记载的技术中作为冲裁性优异的钢板而制造的高强度钢板，也存在以下问题：大多产生由量产时的冲裁加工所致的开孔不良，很难说是量产时的冲裁性优异的钢板，需要进一步改善材质。
因此，本发明的目的在于解决上述现有技术的问题，提供一种具有高强度且尤其是在部件的量产制造时的冲裁性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。
本发明的发明人等为了达成上述目的，对于对高强度热轧钢板的量产冲裁性产生影响的各种原因进行了研究。
其结果，首次发现通过按照以往标准的方法进行评价的冲裁性与实际部件的量产制造时的冲裁性存在巨大的背离。实际上量产制造部件时也在模具更换(diechange)的时刻(timing)调整冲裁间隙(punchingclearance)。然而，非常难以将冲裁间隙完全调整至适当条件的范围内且进行管理，通常因冲裁孔的圆周方向的位置而产生间隙变动(clearancechange)。进而，在量产制造中会发生冲头的破损和损耗等，将其完全地维护管理是近乎不可能的，与冲裁条件的变动相关。进而，在实际部件的量产制造时，除上述的冲裁时的间隙的变动以外，有时根据部件形状(partshape)、制造工艺(manufacturingprocess)，在量产制造工序的中途需要利用冲裁加工的开孔。在这种情况下，冲裁方向不是垂直方向，而是倾斜方向，或孔的定中心(centering)变难，除此以外，想到了有时板挤压条件(sheetclampingconditions)容易变差。即，量产制造时的冲裁加工与实验室中的冲裁加工不同，除了是在极其严峻的条件下的冲裁以外，还会受到上述各种工艺变动(processvariability)，因此，发现即使是在按照如上所述的标准的实验室中进行的冲裁性评价中被评价为具有优异的冲裁性的钢板，也经常发生由部件的量产制造时的冲裁加工进行的开孔差的情况。
本发明的发明人等鉴于这种量产制造时的冲裁加工状况，对量产冲裁性的评价方法进行了进一步研究。其结果，首次发现在量产制造时的冲裁加工中，除上述的冲裁时的间隙的变动以外，冲裁孔径(punchedholediameter)、板挤压条件进一步对冲裁端面性状(appearancesofpunchedsurface)产生显著影响。然后，进一步研究的结果发现，将冲裁冲头(punch)设为的平底型(flat-bottomedtype)，以冲裁间隙为30％的方式决定模头(die)侧的孔径，进一步在冲裁模头上放置隔板(spacer)，在其上放置板料后进行板挤压而固定并冲裁的方法是可评价量产冲裁性的最好的方法。
本发明的发明人等使用上述评价方法，对钢板组织对量产冲裁性产生的影响进行了深入研究。其结果发现，仅使贝氏体相的大小(尺寸)微细化的贝氏体相的尺寸控制(size-controlling)对于达成所需的量产冲裁性是不充分的，需要进行另一种的进一步组织控制(microstructurecontrolling)(组织控制的精致化、进化(elaborationorevolutionofmicrostructurecontrolling))，通过进一步研究明确了支配量产冲裁性的组织单元不仅是宏观的贝氏体组织，而且是其下部组织(lowermicrostructure)即贝氏体板条的间隔(lathintervalofbainite)、以及碳化物的析出行为(precipitationbehaviorofcarbide)。
因此，本发明的发明人等进一步进行了研究，发现对高强度热轧钢板的量产冲裁性的显著提高有效的是：除了调整坯料加热温度以外，进一步将精轧的压下率和精轧结束温度、以及精轧结束后的冷却时机和冷却速度控制等调整为适当范围，且使钢板组织以贝氏体相为主体，并且减小作为下部组织的贝氏体板条间隔(lathinterval)，且以使铁系碳化物(ironbasedcarbide)在贝氏体板条的晶粒内析出的方式进行调整。
本发明是基于上述发现并加以进一步研究而完成的。即，本发明的主旨如下。
(1)一种高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量％计含有C：大于0.07％且为0.2％以下、Si：2.0％以下、Mn：1.0～3.0％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.05～0.3％、V：0.05～0.3％，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成；并具有如下组织：贝氏体相以体积率计大于90％且贝氏体板条的平均间隔为0.45μm以下，且全部Fe系碳化物中，贝氏体板条的晶粒内所析出的Fe系碳化物的个数比率为10％以上。
(2)如(1)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种。
(3)如(1)或(2)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上。
(4)如(1)～(3)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种。
(5)如(1)～(4)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％中的1种或2种。
(6)一种熔融镀锌钢板，是在(1)～(5)中任一项所述的高强度热轧钢板的表面形成熔融镀锌层(hot-dipgalvanizinglayer)或合金化熔融镀锌层(alloyedhotdipgalvanizinglayer)而成的。
(7)一种量产冲裁性优异的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯进行加热且施行由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板时，将上述钢坯设为具有如下组成的钢坯：以质量％计含有C：大于0.07％且为0.2％以下、Si：2.0％以下、Mn：1.0～3.0％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.05～0.3％、V:0.05～0.3％，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成；将上述热轧设为如下轧制：将上述钢坯加热至1100℃以上，将上述精轧的最终2道次的合计压下率设为30％以上，将该精轧的轧制结束温度设为(Ar3相变点)～(Ar3相变点+120℃)的温度范围，上述精轧结束后，在2秒以内开始冷却，以平均冷却速度40℃/秒以上冷却至卷取温度后，以卷取温度：300～500℃进行卷取。
(8)如(7)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种。
(9)如(7)或(8)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上。
(10)如(7)～(9)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种。
(11)如(8)～(10)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％中的1种或2种。
(12)一种熔融镀锌钢板的制造方法，其特征在于，将通过(7)～(11)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法制造的高强度热轧钢板酸洗后，施行退火和镀覆处理而制成镀覆钢板时，将上述退火设为均热温度：730℃以下的退火，在该退火结束后，作为上述镀覆处理，使该高强度热轧钢板通过熔融镀锌浴，在上述高强度热轧钢板的表面形成熔融镀锌层，或进一步施行使该熔融镀锌层合金化的合金化处理。
(13)一种量产冲裁性优异的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.05～0.2％，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成；且具有如下组织：贝氏体相以体积率计大于92％，贝氏体板条的平均间隔为0.60μm以下，且全部Fe系碳化物中，贝氏体板条的晶粒内所析出的Fe系碳化物的个数比率为10％以上。
(14)如(13)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种。
(15)如(13)或(14)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上。
(16)如(13)～(15)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种。
(17)如(13)～(16)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％中的1种或2种。
(18)一种熔融镀锌钢板，其特征在于，在(13)～(17)中任一项所述的高强度热轧钢板的表面形成熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层而成。
(19)一种量产冲裁性优异的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，对钢坯进行加热且施行由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板时，将上述钢坯设为具有如下组成的钢坯：以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：1.5％以下、Mn：1.0～2.0％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.05～0.2％，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成；上述热轧是如下轧制：将上述钢坯加热至1100℃以上，将上述精轧的最终2道次的合计压下率设为30％以上，将该精轧的轧制结束温度设为(Ar3相变点)～(Ar3相变点+120℃)的温度范围，上述精轧结束后，在2秒以内开始冷却，以平均冷却速度50℃/秒以上冷却至卷取温度后，以卷取温度：300～500℃进行卷取。
(20)如(19)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种。
(21)如(19)或(20)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上。
(22)如(19)～(21)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种。
(23)如(19)～(22)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％中的1种或2种。
(24)一种熔融镀锌钢板的制造方法，将通过(19)～(23)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法制造的高强度热轧钢板酸洗后，施行退火和镀覆处理，在表面制成具有镀覆层的镀覆钢板时，将上述退火设为均热温度：730℃以下的退火，该退火结束后，作为上述镀覆处理，使该高强度热轧钢板通过熔融镀锌浴，在上述热轧钢板表面形成熔融镀锌层，或进一步施行使该熔融镀锌层合金化的合金化处理。
(1)～(12)对应于后述的实施方式1，(13)～(24)对应于实施方式2。
根据本发明，能够容易地制造即使对量产制造时的严格的冲裁加工也能够耐受的具有优异的量产冲裁性的高强度热轧钢板作为汽车部件等的原材料，在产业上取得显著的效果。此外，本发明的高强度热轧钢板适合作为卡车框架部件、汽车中的车体的构件、框架等结构构件、吊架等底部构件用，也存在有效地有助于构件等的轻量化的效果。
具体实施方式
[实施方式1]
对实施方式1的高强度热轧钢板的组成限定理由进行说明。另外，“％”只要没有特别说明就意味着“质量％”。实施方式中所说的“高强度”是指拉伸强度TS：900MPa以上的情况。
C：大于0.07％且为0.2％以下
C是有效地有助于钢板的高强度化的元素，此外，是促进贝氏体相变、有助于贝氏体相形成的有用的元素。此外，适当量的C的含有具有增加贝氏体板条的晶粒内的碳化物、提高量产冲裁性的作用。为了体现这样的效果，需要大于0.07％的含有。另一方面，大于0.2％的过量含有会损害加工性、焊接性。由此，C限定于大于0.07％且为0.2％以下的范围。另外，优选为0.079％以上，进一步优选为0.10％以上。此外，优选为0.19％以下。
Si：2.0％以下
Si是通过固溶强化(solutestrengthening)使钢板强度增加，并且也有助于提高钢板的延展性的元素。为了体现这样的效果，优选含有0.05％以上。另一方面，过量的Si含有会使相变点上升，阻碍贝氏体相形成。此外，若含有大于2.0％的Si，则在钢坯的加热阶段，Si系复合氧化物(Sitypecomplexoxide)对表层的结晶晶界的浸入变得显著，即使在热轧时大量使用除氧化皮(descaling)也难以除去，在钢板的量产冲裁加工时冲裁端面性状下降，量产冲裁性下降。因此，Si限定于2.0％以下。另外，优选为1.5％以下。进一步优选为1.0％以下。
Mn：1.0～3.0％
Mn是通过固溶强化和相变强化(transformationstrengthening)而有助于钢板的高强度化的有效的元素。进而，Mn具有使相变点下降而使贝氏体板条微细化的作用。为了得到这种效果，需要含有1.0％以上。另一方面，若大于3.0％而过量地含有，则中心偏析(centersegregation)变得显著，加工性显著下降。因此，Mn限定于1.0～3.0％的范围。另外，优选为1.4～2.6％。
P：0.05％以下
P是具有固溶而使钢板的强度增加的作用的元素，但若大量地含有，则有可能出现在晶界等容易偏析、导致加工性等下降的不良影响，优选尽量减少，但可以容许含有至0.05％为止。另外，优选为0.03％以下。
S：0.005％以下
S若形成硫化物，尤其是形成粗大的硫化物，则钢板的延展性和加工性下降，因此优选尽量减少，但可以容许至0.005％为止。因此，S限定于0.005％以下。另外，优选为0.003％以下，更优选为0.0015％以下。
Al：0.1％以下
Al是作为钢的脱氧剂(deoxidizingagent)发挥作用的重要的元素。为了体现这样的效果，优选含有0.01％以上。另一方面，若含有量大于0.1％，则铸造性下降，或钢中残存大量的夹杂物(氧化物)而导致表面性状(surfacequality)、加工性的下降。因此，Al限定于0.1％以下。另外，优选为0.06％以下。
N：0.01％以下
N与氮化物形成元素(nitride-formingelement)结合并作为氮化物而析出而有助于晶粒的微细化。然而，若大于0.01％而N含量变多，则生成大量的氮化物，成为热延展性(hotductility)下降、去毛刺加工性(burringformability)显著下降的原因，因此N优选尽量减少，但可以容许至0.01％为止。因此，N限定于0.01％以下。另外，优选为0.006％以下，更优选为0.004％以下。
Ti：0.05～0.3％
Ti是容易形成碳氮化物，使相变前的奥氏体(γ)晶粒微细化，从而有助于相变后的贝氏体板条间隔的微细化的本发明中最重要的元素之一。进而，Ti使微细的贝氏体板条的晶粒内的碳化物(碳氮化物)增加，介由析出强化而有助于增加强度，并且在冲裁加工时使空隙(void)生成位点(site)增加，有助于提高量产冲裁性。为了得到这种效果，需要含有0.05％以上。另一方面，若大于0.3％而过量地含有，则轧制负荷(rollingforce)变得非常大，轧制操作(rollingoperation)变难，或析出物的尺寸过于粗大而使加工性下降。因此，Ti限定于0.05～0.3％的范围。另外。优选为0.07～0.25％，更优选为0.07～0.23％。
V：0.05～0.3％
V具有提高强度-伸长率平衡、强度-扩孔性平衡的作用，是本发明中最重要的元素之一。此外，V也具有减小贝氏体板条间隔的作用，由此，冲裁时的微空隙(microvoid)的产生间隔(occurrenceinterval)变小，容易发生空隙间的连结(linking)，使量产冲裁性提高。此外，V也具有抑制粗大的Fe系碳化物的析出的作用，由此，使冲裁时的端面性状(edgefaceproperties)提高。为了得到这种效果，需要含有0.05％以上。另一方面，即使大于0.3％而过量地含有，效果也会饱和，导致制造成本的急剧上涨，在经济上不利。因此，V限定于0.05～0.3％的范围。另外，优选为0.07％以上，进一步优选为0.22％以上。此外，为0.28％以下，更优选为0.26％以下。
上述成分是基本成分，但本发明中，可以在该基本组成的基础上进一步根据需要选择并含有选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种；和/或选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上；和/或选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种；和/或选自Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％中的1种或2种作为选择元素。
选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种
Nb、B均是有助于提高量产冲裁性的元素，可以根据需要进行选择并含有1种或2种。
Nb介由析出物(碳氮化物)的形成，利用组织的微细化、以及碳化物的微细分散化，有助于减小冲裁时的微空隙的产生间隔而提高量产冲裁性。为了得到这种效果，优选含有0.005％以上。另一方面，若大于0.2％而过量地含有，则导致析出物的粗大化，使加工性下降，并且导致制造成本的急剧上涨。因此，含有的情况下，Nb优选限定于0.005～0.2％的范围。另外，更优选为0.005～0.15％。
B介由贝氏体板条间隔的微细化而有助于量产冲裁性的提高。为了得到这种效果，优选含有0.0002％以上。另一方面，若大于0.0030％而过量地含有，则导致加工性的下降。因此，含有的情况下，B优选限定于0.0002～0.0030％的范围。更优选为0.0003～0.0020％。
选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上
Cu、Ni、Sn均为介由固溶强化而有助于增加强度的元素，可以根据需要进行选择并含有1种或2种以上。为了得到这种效果，优选含有Cu：0.005％以上、Ni：0.005％以上、Sn：0.005％以上。另一方面，若含有量分别大于Cu：0.3％、Ni：0.3％、Sn：0.3％，则有可能热加工性下降，热轧中产生表层裂纹。因此，含有的情况下，优选限定于Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％的范围。另外，更优选为Cu：0.005～0.2％、Ni：0.005～0.2％、Sn：0.005～0.2％。
选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种
Mo、Cr均为容易形成碳化物(析出物)，有助于介由析出物的形成而提高量产冲裁性的元素，此外，Mo、Cr均为有助于淬透性(hardenability)的提高的元素，也是介由贝氏体相变点(bainitetransformationpoint)的下降而有助于贝氏体板条的微细化的元素，可以根据需要进行选择并含有1种或2种。为了得到这种效果，优选含有Mo：0.002％以上、Cr：0.002％以上。另一方面，大于Mo：0.3％、Cr：0.3％的过量含有会导致制造成本的急剧上涨，在经济上不利。因此，含有的情况下，优选限定于Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％的范围。另外，更优选为Mo：0.002～0.2％、Cr：0.002～0.2％。
选自Ca：0.0002～0.004％，REM：0.0002～0.004％中的1种或2种
Ca、REM均为介由夹杂物的形态控制(morphologycontrol)而有效地有助于加工性的提高的元素，可以根据需要进行选择并含有1种或2种。为了得到这种效果，优选含有Ca：0.0002％以上、REM：0.0002％以上。另一方面，若含有量大于Ca：0.004％，REM：0.004％，则导致钢中夹杂物的增加，加工性下降。因此，含有的情况下，优选限定于Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％的范围。另外，更优选为Ca：0.0002～0.003％、REM：0.0002～0.003％。
上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
接着，对本发明高强度热轧钢板的组织限定理由进行说明。
本发明高强度热轧钢板具有如下组织：贝氏体相以体积率计大于90％，且贝氏体板条的平均间隔为0.45μm以下，且全部Fe系碳化物中贝氏体板条的晶粒内所析出的Fe系碳化物的比率为10％以上。
为了确保所需的量产冲裁性，重要的是首先将钢板组织如上述那样设为以体积率计大于90％的大体上为贝氏体单相的组织。另外，优选大于92％，更优选大于94％。
贝氏体相是铁素体和Fe系碳化物的混合组织，通过设为大体上贝氏体单相的组织，在冲裁时，铁素体与Fe系碳化物的界面成为微空隙生成的起点，在适当的微空隙生成和其后的空隙连结这两方面有利。
而且，本发明中，将贝氏体相设为作为其下部组织的贝氏体板条间隔为0.45μm以下的贝氏体相。这是基于以下发现：为了确保所需的量产冲裁性，重要的是将贝氏体相的大小(尺寸)设为微细，将其下部组织(贝氏体板条间隔)设为微细。若贝氏体板条间隔大于0.45μm而变大，则无法确保所需的量产冲裁性。因此，将贝氏体板条间隔限定于0.45μm以下。另外，优选为0.40μm以下，进一步优选为0.35μm以下。另外，贝氏体相以外的第二相(其余部分)是马氏体、残留奥氏体、铁素体、珠光体中的1种以上。
进而，本发明中，为了确保所需的量产冲裁性，设为如下组织：将贝氏体相设为在相中生成了碳化物的贝氏体相，进而，析出的全部Fe系碳化物中，析出至铁素体晶粒内的Fe系碳化物以个数比率计为10％以上。析出至铁素体晶粒内的Fe系碳化物的个数小于析出的全部Fe系碳化物的个数的10％时，无法确保所需的量产冲裁性。因此，析出至晶粒内的Fe系碳化物的个数限定于全部Fe系碳化物个数中的10％以上。另外，优选为15％以上，更优选为20％以上。
接着，对本发明高强度热轧钢板的优选的制造方法进行说明。
本发明中，对具有上述组成的钢坯进行加热且施行由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板。
钢坯的制造方法无需特别限制，将具有上述组成的钢水以转炉、电炉、感应炉等常用的熔炼方法进行熔炼，或进一步以真空脱气装置等进行二次精炼，以连续铸造等常用的铸造方法制成规定尺寸的钢坯。另外，使用铸锭-开坯轧制法也没有问题。此外，也可以将钢坯制成厚度30mm左右的薄坯料。若为薄坯料，则可以省略粗轧。
另外，本发明中，为了减少连续铸造时的钢的成分偏析，可以应用电磁搅拌(electro-magneticstirrer)(EMS)、轻压下铸造(intentionalbulgingsoftreductioncasting)(IBSR)等。通过施行电磁搅拌处理，可以在板厚中心部形成等轴晶(equiaxedcrystal)，减少偏析。此外，施行轻压下铸造时，通过防止连续铸造坯料的未凝固部的钢水的流动，可以减少板厚中心部的偏析。通过应用这些偏析减少处理中的至少1种，可以使得本发明中作为特征的冲裁性为更加良好的水平，进而，可以使得后述的拉伸性质中的伸长率为更加优异的水平。
钢坯被加热至加热温度：1100℃以上，施行热轧。
钢坯的加热温度：1100℃以上
本发明中，需要使在坯料阶段析出的析出物再固溶。因此，将钢坯加热至1100℃以上的加热温度。加热温度小于1100℃时，析出物的再固溶不充分，在其后的工序无法确保所需的析出物分布。另外，优选为1150℃以上。此外，若加热温度过量地变高，则晶粒粗大化，最终贝氏体板条会粗大化。因此，钢坯的加热温度优选限定于1300℃以下。
对经加热的钢坯施行由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板。粗轧只要可以确保所需的薄板坯尺寸(sheetbarsize)即可，其条件无需特别限定。
粗轧后继续施行精轧。精轧的条件对得到所需的贝氏体板条组织极其重要。
精轧的最终2道次的合计压下率：30％以上
为了得到所需的贝氏体板条组织，需要使充分地积累了应变的奥氏体(γ)进行贝氏体相变。因此，本发明中，首先限定精轧的最终2道次的合计压下率。精轧的最终2道次的合计压下率小于30％时，对γ的应变积累不充分，相变后无法确保所需的贝氏体板条组织。因此，将精轧的最终2道次的合计压下率限定为30％以上。另外，优选为40％以上，进一步优选为50％以上。
精轧的轧制结束温度：(Ar3相变点)～(Ar3相变点+120℃)
为了从充分地积累了应变的奥氏体(γ)进行贝氏体相变，精轧的轧制结束温度的调整也变得重要。精轧的轧制结束温度小于Ar3相变点时，难以确保作为所需的组织的大体上为贝氏体单相的组织。另一方面，若精轧的轧制结束温度大于(Ar3相变点+120℃)而成为高温，则难以得到微细的贝氏体相。因此，将精轧的轧制结束温度限定于(Ar3相变点)～(Ar3相变点+120℃)的范围的温度。另外，优选为(Ar3相变点)～(Ar3相变点+80℃)。这里，精轧的轧制结束温度以表面温度表示。此外，这里所说的“Ar3相变点”是指用加工热模拟试验机(Thermecmastor-Z)予以加工后以冷却速度1℃/秒进行冷却，从如此得到的热膨胀曲线(thermalexpansioncurve)通过其变化点(changingpoint)求出的相变温度。
精轧结束后，施行冷却。冷却的条件也对得到所需的组织极其重要。
冷却开始：精轧结束后，2秒以内
为了从充分地积累了应变的γ(austenite：奥氏体)进行贝氏体相变而得到所需的贝氏体板条组织，需要将冷却开始时间设为在精轧结束后2秒以内开始冷却。若冷却开始是在精轧结束后大于2秒，则会进行γ的恢复和再结晶，贝氏体相变的核减少，无法得到所需的贝氏体板条组织。由此，冷却设为在精轧结束后2秒以内开始。另外，优选为1.5秒以内，更优选为1秒以内。
平均冷却速度：40℃/秒以上
从精轧结束温度至冷却停止温度为止的平均冷却速度小于40℃/秒时，先共析铁素体(pro-eutectoidferrite)析出，难以确保具有以体积率计大于90％的贝氏体相且具有所需的贝氏体板条间隔的组织。因此，精轧结束后的冷却的平均冷却速度限定于40℃/秒以上。另外，优选为50℃/秒以上，更优选为60℃/秒以上。冷却速度的上限依赖于冷却设备(coolingfacilities)的能力而决定，但从钢板形状的观点出发，优选设为150℃/秒以下左右。本发明中，以将精轧后的冷却控制为上述冷却速度为前提，且对于得到本发明中作为特征的微组织为必要条件的是后述的以1段冷却至冷却停止温度。
冷却停止温度：300～500℃
本发明中，在冷却停止后立即进行卷取。因此，将冷却停止温度作为卷取温度而进行卷取。若冷却停止温度(卷取温度)小于300℃或大于500℃，则无法将贝氏体板条间隔和Fe系碳化物的分布状态均调整为所需的最佳范围。由此，将冷却停止温度(卷取温度)限定于300～500℃的范围的温度。另外，优选为350～500℃。
可以在卷取后按照常法施行酸洗(pickling)而除去在表面上形成的氧化皮(scale)。此外，也可以在酸洗处理后对热轧钢板施行调质轧制(temperrolling)。此外，也可以在酸洗处理后或调质轧制后，进一步在均热温度：730℃以下施行退火处理，通过熔融镀锌浴(hotdipgalvanizingbath)，在表面上形成镀锌层，制成熔融镀锌钢板。若退火处理的均热温度大于730℃，则贝氏体回火，因此难以确保具有以体积率计大于90％的贝氏体相且具有所需的贝氏体板条间隔的组织。因此，退火处理的均热温度设为730℃以下。另外，退火温度的下限没有特别限定，从熔融镀锌层与基底钢板的密合性的观点出发，退火处理的均热温度优选为600℃以上。此外，也可以在浸渍于熔融镀锌槽后，进一步施行该镀锌层的合金化处理，制成合金化熔融镀锌钢板。
此外，也可以不仅使用熔融镀锌钢板，也使用所得的热轧钢板而制成电镀锌钢板等镀覆钢板。
以下，基于实施例进一步对本发明高强度热轧钢板进行说明。
[实施例1]
对具有表1所示的组成的钢坯施行表2所示的加热、精轧、轧制后冷却，制成热轧钢板。连续铸造时，对于后述的表1～3中的钢Al的热轧钢板No.1’以外的钢板，为了成分的偏析减少处理，进行电磁搅拌(EMS)。另外，将由热膨胀曲线求出的各钢坯的Ar3相变点并记于表1。另外，对于一部分热轧钢板，在酸洗后使钢板通过连续熔融镀锌线，在表2所示的条件下施行退火处理后，施行熔融镀锌处理，制成熔融镀锌钢板(GI)。另外，熔融镀锌处理设为将退火处理后的热轧钢板浸渍于480℃的镀锌浴(0.1质量％Al-Zn)中，在钢板两面上形成每单面的附着量为45g/m2的熔融镀锌层的处理。此外，对一部分热轧钢板在熔融镀锌处理后，进一步施行合金化处理，制成合金化熔融镀锌钢板(GA)。另外，合金化处理温度设为520℃。
从所得的热轧钢板(一部分，包含镀覆钢板)采集试验片，实施组织观察、拉伸试验和量产冲裁性试验。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得的热轧钢板(镀覆钢板)采集组织观察用试验片，研磨与轧制方向平行的板厚截面(L截面)后，以3％硝酸乙醇液(nitalsolution)进行腐蚀而使组织出现。然后，在L截面的板厚1/4位置，以扫描型电子显微镜(scanningelectronmicroscope)(倍率：3000倍)观察组织，以10视角拍摄组织，通过图像解析处理(imageanalysis)分离贝氏体相以外的相而决定贝氏体以外的相的组织分率，算出贝氏体相的面积率。将以这种方式得到的面积率作为贝氏体相的体积率。
此外，从所得的热轧钢板(镀覆钢板)的板厚1/4位置采集薄膜用试样，通过机械研磨、电解研磨而制成薄膜试片，使用透射型电子显微镜(transmissionelectronmicroscope)(倍率：约30000倍)观察组织，以10视角拍摄组织，测定贝氏体板条间隔，求出它们的平均值，作为各热轧钢板的贝氏体板条间隔。
此外，从所得的热轧钢板(镀覆钢板)采集组织观察用试验片，研磨与轧制方向平行的板厚截面(L截面)后，以3％硝酸乙醇液进行腐蚀而露出组织，对于板厚1/4位置制作复制试样(replicasample)。使用所得的复制试样，以透射型电子显微镜(倍率：约30000倍)观察组织，以10视角拍摄组织。使用所得的组织照片，在每个其析出位置(晶界和晶粒内)测定Fe系析出物的个数，算出析出至贝氏体板条的晶粒内的Fe系析出物相对于全部Fe系析出物的个数的比率。另外，Fe系析出物的判别是通过析出物的形态和EDX分析(energydispersiveX-rayanalysis)进行的。
另外，对板厚方向的中心部也进行同样的组织观察，确认了具有大体上同样的组织。
(2)拉伸试验
从所得的热轧钢板(镀覆钢板)以拉伸方向与轧制方向成为直角方向的方式采集JIS5号拉伸试验片各3片，按照JISZ2241的规定实施拉伸试验。另外，拉伸速度设为10mm/min。另外，将所得的拉伸特性(拉伸强度TS，伸长率El)的平均值作为该钢板的拉伸特性。
(3)量产冲裁性试验
从所得的热轧钢板(镀覆钢板)采集板料(大小：150×150mm)。然后，将冲裁冲头设为的平底型，以冲裁间隙为30％的方式决定模头侧的孔径，进一步在冲裁模头上放置隔板，在其上放置板料后进行板挤压而固定而进行冲裁冲孔。冲裁后，在冲孔的整个圆周对冲裁端面的破裂面状况以扫描型电子显微镜(倍率：100倍)观察有无裂纹、破损、脆性破裂面、2次剪切面(secondaryshearsurface)和截面皲裂。以没有裂纹、破损、脆性破裂面、2次剪切面和截面皲裂的钢板为○(合格)，以仅有截面皲裂的钢板为△(合格)，除此以外为×(不合格)而评价量产冲裁性。
将所得的结果示于表3。
[表1]
[表2]
[表3]
本发明例均成为具有拉伸强度TS：900MPa以上的高强度且具有更加优异的量产冲裁性的热轧钢板(镀覆钢板)。另一方面，偏离本发明范围的比较例的量产冲裁性下降。
[实施方式2]
对实施方式2的高强度热轧钢板的组成限定理由进行说明。另外，“％”只要没有特别说明就意味着“质量％”。实施方式2中的“高强度”是指拉伸强度TS：700～900MPa的情况。
C：0.05～0.15％
C是有效地有助于钢板的高强度化的元素，此外，是促进贝氏体相变、有助于贝氏体相形成的有用的元素。此外，适当量的C含有具有提高贝氏体板条的晶粒内的碳化物、提高量产冲裁性的作用。为了体现这样的效果，需要大于0.05％的含有。另一方面，大于0.15％的过量含有会损害加工性、焊接性。由此，C限定于0.05～0.15％的范围。另外，优选为0.071％以上，进一步优选为0.080％～0.14％。
Si：1.5％以下
Si是通过固溶强化而使钢板强度增加，并且也有助于提高钢板的延展性的元素。为了体现这样的效果，优选含有0.05％以上。另一方面，大于1.5％的过量的Si含有会使相变点上升，阻碍贝氏体相形成。因此，Si限定于1.5％以下。另外，优选为1.0％以下。
Mn：1.0～2.0％
Mn是通过固溶强化和相变强化而有助于钢板的高强度化的有效的元素。进而，Mn具有使相变点下降而使贝氏体板条微细化的效果。为了得到这种效果，需要含有1.0％以上。另一方面，若含有量大于2.0％，则中心偏析变得显著，加工性显著下降。因此，Mn限定于1.0～2.0％的范围。另外，优选为1.2～1.9％。
P：0.05％以下
P是具有固溶而使钢板的强度增加的作用的元素，但若大量地含有，则有可能出现在晶界等容易偏析、导致加工性等下降的不良影响，优选尽量减少，但可以容许含有至0.05％为止。另外，优选为0.03％以下。
S：0.005％以下
S若形成硫化物，尤其是形成粗大的硫化物，则钢板的延展性、加工性下降，因此优选尽量减少，但可以容许至0.005％为止。因此，S限定于0.005％以下。另外，优选为0.003％以下，更优选为0.0015％以下。
Al：0.1％以下
Al是作为钢的脱氧剂发挥作用的重要元素。为了体现这样的效果，优选含有0.01％以上。另一方面，若含有大于0.1％，则铸造性下降，或钢中存留大量的夹杂物(氧化物)而导致表面性状、加工性的下降。因此，Al限定于0.1％以下。另外，优选为0.06％以下。
N：0.01％以下
N与氮化物形成元素结合并以氮化物的形式析出而有助于晶粒的微细化。然而，若大于0.01％而N含量变多，则生成大量的氮化物，成为热延展性下降、去毛刺加工性显著下降的原因，因此N优选尽量减少，但可以容许至0.01％为止。因此，N限定于0.01％以下。另外，优选为0.006％以下，更优选为0.004％以下。
Ti：0.05～0.2％
Ti是容易形成碳氮化物，使相变前的奥氏体(γ)晶粒微细化，藉此有助于相变后的贝氏体板条间隔的微细化的本发明中最重要的元素之一。进而，Ti使微细的贝氏体板条的晶粒内的碳化物(碳氮化物)增加，介由析出强化而有助于增加强度，并且在冲裁加工时形成空隙生成位置而使空隙增加，有助于提高量产冲裁性。为了得到这种效果，需要含有0.05％以上。另一方面，若过量地含有大于0.2％，则轧制负荷变得非常大，轧制操作变难，或析出物的尺寸过于粗大而使加工性下降。因此，Ti限定于0.05～0.2％的范围。另外。优选为0.065～0.125％，更优选为0.065～0.10％。
上述成分是基本成分，本发明中，可以在该基本组成的基础上进一步根据需要选择并含有选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种；和/或选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上；和/或选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种；和/或选自Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％中的1种或2种作为选择元素。
选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种
Nb、B均为有助于提高量产冲裁性的元素，可以根据需要进行选择而含有1种或2种。
Nb介由析出物(碳氮化物)的形成，通过组织的微细化、碳化物的微细分散化，有助于减小冲裁加工时的微空隙的产生间隔而提高量产冲裁性。为了得到这种效果，优选含有0.005％以上。另一方面，若大于0.2％而过量地含有，则导致析出物的粗大化，使加工性下降，并且导致制造成本的急剧上涨。因此，含有的情况下，Nb优选限定于0.005～0.2％的范围。另外，更优选为0.005～0.15％。
B介由贝氏体板条间隔的微细化而有助于量产冲裁性的提高。为了得到这种效果，优选含有0.0002％以上。另一方面，若大于0.0030％而过量地含有，则导致加工性的下降。因此，含有的情况下，B优选限定于0.0002～0.0030％的范围。更优选为0.0003～0.0020％。
选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上
Cu、Ni、Sn均为介由固溶强化而有助于增加强度的元素，可以根据需要进行选择并含有1种或2种以上。为了得到这种效果，优选含有Cu：0.005％以上、Ni：0.005％以上、Sn：0.005％以上。另一方面，若含有量分别大于Cu：0.3％、Ni：0.3％、Sn：0.3％，则有可能热加工性下降，热轧中产生表层裂纹。因此，含有的情况下，优选分别限定于Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％的范围。另外，更优选为Cu：0.005～0.2％、Ni：0.005～0.2％、Sn：0.005～0.2％。
选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种
Mo、Cr均为容易形成碳化物(析出物)，介由析出物的形成而有助于提高量产冲裁性的元素，此外，Mo、Cr均为有助于提高淬透性的元素，也是介由贝氏体相变点的下降而有助于贝氏体板条的微细化的元素，可以根据需要进行选择并含有1种或2种。为了得到这种效果，优选含有Mo：0.002％以上、Cr：0.002％以上。另一方面，大于Mo：0.3％、Cr：0.3％的过量含有会导致制造成本的急剧上涨，在经济上不利。因此，含有的情况下，优选限定于Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％的范围。另外，更优选为Mo：0.002～0.2％、Cr：0.002～0.2％。
选自Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％中的1种或2种
Ca、REM均为介由夹杂物的形态控制(morphologycontrol)而有效地有助于加工性的提高的元素，可以根据需要进行选择并含有1种或2种。为了得到这种效果，优选含有Ca：0.0002％以上、REM：0.0002％以上。另一方面，若含有量大于Ca：0.004％，REM：0.004％，则导致钢中夹杂物的增加，加工性下降。因此，含有的情况下，优选限定于Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％的范围。另外，更优选为Ca：0.0002～0.003％、REM：0.0002～0.003％。
上述成分以外的其余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
接着，对本发明高强度热轧钢板的组织限定理由进行说明。
实施方式2所涉及的高强度热轧钢板具有如下组织：贝氏体相以体积率计大于92％，且贝氏体板条的平均间隔为0.60μm以下，且全部Fe系碳化物中贝氏体板条的晶粒内所析出的Fe系碳化物的个数比率为10％以上。
为了确保所需的量产冲裁性，重要的是首先将钢板组织如上述那样设为以体积率计大于92％的大体上为贝氏体单相的组织。另外，优选大于94％。另外，贝氏体相以外的其余部分是铁素体相、马氏体相、残留奥氏体相、珠光体中的1种以上。马氏体相、残留奥氏体相与作为主相的贝氏体相比硬且脆，使量产冲裁下降，因此这些相优选设为合计以体积率计小于1％。残留奥氏体自身不硬，但在冲裁时进行应变诱发相变而成为马氏体，因此与马氏体同样地对冲裁性产生不良影响。贝氏体相是铁素体和Fe系碳化物的混合组织，设为大体上贝氏体单相的组织，从而，在冲裁时，铁素体与Fe系碳化物的界面成为微空隙生成的起点，在适当的微空隙生成和其后的空隙连结这两方面有利。
本发明中，将贝氏体相设为作为其下部组织的贝氏体板条间隔为0.60μm以下的贝氏体相。这是基于以下发现：支配量产冲裁性的组织因素不是贝氏体相自身的尺寸，而是作为其下部组织的贝氏体板条，对提高量产冲裁性重要的是使得贝氏体板条间隔微细。若贝氏体板条间隔大于0.60μm而变大，则无法确保所需的量产冲裁性。因此，将贝氏体板条间隔限定于0.60μm以下。另外，优选为0.50μm以下，进一步优选为0.45μm以下。
本发明热轧钢板具有如下组织：设为大体上为贝氏体相单相且相中析出了碳化物(Fe系碳化物)的贝氏体相，且析出的全部Fe系碳化物中，析出至贝氏体板条的晶粒内的Fe系碳化物以个数比率计为10％以上。为了提高量产冲裁性，碳化物(Fe系碳化物)的析出位置的控制变得重要。析出至贝氏体板条的晶粒内的Fe系碳化物的个数小于析出的全部Fe系碳化物的个数的10％时，无法确保所需的优异的量产冲裁性。因此，贝氏体板条的晶粒内的Fe系碳化物的析出个数限定于析出的全部Fe系碳化物个数中的10％以上。另外，优选为15％以上，更优选为20％以上。
接着，对本发明高强度热轧钢板的优选的制造方法进行说明。
本发明中，对具有上述组成的钢坯进行加热且施行由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板。
钢坯的制造方法无需特别限制，将具有上述组成的钢水以转炉、电炉、感应炉等常用的熔炼方法进行熔炼，或进一步以真空脱气装置等进行二次精炼，以连续铸造等常用的铸造方法制成规定尺寸的钢坯。另外，使用铸锭-开坯轧制法也没有问题。也可以将钢坯制成厚度30mm左右的薄坯料。若为薄坯料，则可以省略粗轧。
另外，本发明中，为了减少连续铸造时的钢的成分偏析，可以应用电磁搅拌(electro-magneticstirrer)(EMS)、轻压下铸造(intentionalbulgingsoftreductioncasting)(IBSR)等。通过施行电磁搅拌处理，可以在板厚中心部形成等轴晶(equiaxedcrystal)，减少偏析。此外，施行轻压下铸造时，通过防止连续铸造坯料的未凝固部的钢水的流动，可以减少板厚中心部的偏析。通过应用这些偏析减少处理中的至少1种，可以使得本发明中作为特征的冲裁性为更加良好的水平，同时可以使得后述的拉伸性质中的伸长率为更加优异的水平。
具有上述组成的钢坯被加热至加热温度：1100℃以上，施行热轧。
钢坯的加热温度：1100℃以上
本发明中，需要使在坯料阶段析出的析出物再固溶。因此，将钢坯加热至1100℃以上的加热温度。加热温度小于1100℃时，析出物的再固溶不充分，在其后的工序无法确保所需的析出物分布。另外，优选为1150℃以上。此外，若加热温度大于1300℃而过量地变高，则晶粒粗大化，最终的贝氏体板条会粗大化。因此，钢坯的加热温度优选限定于1300℃以下。
对经加热的钢坯施行由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板。粗轧只要可以确保所需的薄板坯尺寸即可，其条件无需特别限定。
粗轧后继续施行精轧。精轧的条件对得到所需的贝氏体板条组织极其重要。
精轧的最终2道次的合计压下率：30％以上
为了得到所需的贝氏体板条组织，需要使充分地积累了应变的奥氏体(γ)进行贝氏体相变。因此，本发明中，首先将精轧的最终2道次的合计压下率限定为30％以上。精轧的最终2道次的合计压下率小于30％时，对γ的应变积累不充分，相变后无法确保所需的贝氏体板条组织。因此，将精轧的最终2道次的合计压下率限定为30％以上。另外，优选为40％以上，进一步优选为50％以上。
精轧的轧制结束温度：(Ar3相变点)～(Ar3相变点+120℃)
为了使充分地积累了应变的奥氏体(γ)进行贝氏体相变，精轧的轧制结束温度的调整也变得重要。精轧的轧制结束温度小于Ar3相变点时，难以确保作为所需的组织的大体上为贝氏体单相的组织。另一方面，若精轧的轧制结束温度大于(Ar3相变点+120℃)而成为高温，则难以得到微细的贝氏体相。因此，精轧的轧制结束温度限定于(Ar3相变点)～(Ar3相变点+120℃)的范围的温度。另外，优选为(Ar3相变点)～(Ar3相变点+80℃)。这里，精轧的轧制结束温度以表面温度表示。此外，这里所说的“Ar3相变点”是指用加工热模拟试验机，加以加工后以冷却速度1℃/秒进行冷却，从如此得到的热膨胀曲线通过其变化点求出的相变温度。
精轧结束后施行冷却。为了得到所需的组织，冷却的条件也极其重要。
冷却开始：精轧结束后2秒以内
为了从充分地积累了应变的γ进行贝氏体相变而得到所需的贝氏体板条组织，需要在精轧结束后2秒以内开始冷却。若冷却开始是在精轧结束后大于2秒，则会进行γ的恢复和再结晶，贝氏体相变的核减少，无法得到所需的贝氏体板条间隔。由此，冷却设为在精轧结束后2秒以内开始。另外，优选为1.5秒以内，更优选为1秒以内。
平均冷却速度：50℃/秒以上
从精轧结束温度至冷却停止温度为止的平均冷却速度小于50℃/秒时，先共析铁素体析出，难以确保具有以体积率计大于92％的贝氏体相且具有所需的贝氏体板条间隔的组织。因此，精轧结束后的冷却的平均冷却速度限定于50℃/秒以上。另外，优选为60℃/秒以上，更优选为70℃/秒以上。冷却速度的上限依赖于冷却设备的能力而限定，但从钢板形状的观点出发，优选限定于150℃/秒以下左右。本发明中，以将精轧后的冷却控制为上述冷却速度为前提，且对于得到本发明中作为特征的微组织为必要条件的是后述的以1段冷却至冷却停止温度。
冷却停止温度：300～500℃
本发明中，在冷却停止后立即进行卷取。因此，将冷却停止温度作为卷取温度而进行卷取。若冷却停止温度(卷取温度)小于300℃或大于500℃，则无法将贝氏体板条间隔和Fe系碳化物的分布状态均调整为所需的最佳范围。由此，将冷却停止温度(卷取温度)限定于300～500℃的范围的温度。另外，优选为350～500℃，进一步优选为400～500℃。
另外，本发明中，为了减少连续铸造时的钢的成分偏析，可以应用电磁搅拌(EMS)、轻压下铸造(IBSR)等。通过施行电磁搅拌处理，可以在板厚中心部形成等轴晶，减少偏析。此外，施行轻压下铸造时，通过防止连续铸造坯料的未凝固部的钢水的流动，可以减少板厚中心部的偏析。通过应用这些偏析减少处理中的至少1种，可以使得本发明中作为特征的冲裁性为更加良好的水平，同时可以使得后述的拉伸性质中的伸长率为更加优异的水平。
可以在卷取后按照常法施行酸洗而除去在表面上形成的氧化皮。此外，也可以在酸洗处理后施行调质轧制。此外，也可以在酸洗处理后或调质轧制后，进一步利用常用的熔融镀锌线，在均热温度：730℃以下施行退火，进一步施行镀覆处理。镀覆处理也可以设为使其通过熔融镀锌浴而在表面形成镀锌层的处理。进而，也可以实施施行该镀锌层的合金化处理的合金化处理，制成合金化熔融镀锌钢板。若退火处理的均热温度大于730℃，则贝氏体会回火，因此难以确保具有以体积率计大于92％的贝氏体相且具有所需的贝氏体板条间隔的组织。因此，退火处理的均热温度设为730℃以下。退火处理的均热温度的下限没有特别限定，从熔融镀锌层与基底钢板的密合性的观点出发，退火处理的均热温度优选为590℃以上。此外，也可以在浸渍于熔融镀锌槽后，进一步施行该镀锌层的合金化处理，制成合金化熔融镀锌钢板。
此外，也可以不仅使用熔融镀锌钢板，还使用所得的热轧钢板而制成电镀锌钢板等镀覆钢板。
以下，基于实施例，进一步对本发明高强度热轧钢板进行说明。
[实施例2]
对具有表4所示的组成的钢坯施行表5所示的加热、精轧、轧制后冷却，制成热轧钢板。另外，将由热膨胀曲线求出的各钢坯的Ar3相变点并记于表4。连续铸造时，对于后述的表4～6中的钢A2的热轧钢板No.1’以外的钢板，为了成分的偏析减少处理，进行电磁搅拌(EMS)。另外，对于一部分热轧钢板，在酸洗后使钢板通过连续熔融镀锌线，在表5所示的条件下施行退火处理后，施行熔融镀锌处理，制成熔融镀锌钢板(GI)。另外，熔融镀锌处理设为将退火处理后的热轧钢板浸渍于480℃的镀锌浴(0.1质量％Al-Zn)中，在钢板两面形成每单面的附着量为45g/m2的熔融镀锌层的处理。此外，对一部分热轧钢板在熔融镀锌处理后进一步施行合金化处理，制成合金化熔融镀锌钢板(GA)。合金化处理温度设为520℃。
从所得的热轧钢板(一部分，包含镀覆钢板)采集试验片，实施组织观察、拉伸试验、量产冲裁性试验。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得的热轧钢板(镀覆钢板)采集组织观察用试验片，研磨与轧制方向平行的板厚截面(L截面)后，以3％硝酸乙醇液进行腐蚀而使组织出现。然后，在L截面的板厚1/4位置，以扫描型电子显微镜(倍率：3000倍)观察组织，以10视角拍摄组织，通过图像解析处理分离贝氏体相以外的相而决定贝氏体以外的相的组织分率后，算出贝氏体相的面积率。将以这种方式得到的面积率作为贝氏体相的体积率。
此外，从所得的热轧钢板(镀覆钢板)的板厚1/4位置采集薄膜用试样，通过机械研磨、电解研磨而制成薄膜试片，使用透射型电子显微镜(倍率：约30000倍)观察组织，以10视角拍摄组织。由所得的组织照片测定贝氏体板条间隔，求出它们的平均值，作为各热轧钢板的贝氏体板条间隔。
此外，从所得的热轧钢板(镀覆钢板)采集组织观察用试验片，研磨与轧制方向平行的板厚截面(L截面)后，以3％硝酸乙醇液进行腐蚀而使组织出现，对于板厚1/4位置制作复制试样。使用所得的复制试样，以透射型电子显微镜(倍率：约30000倍)观察组织，以10视角拍摄组织。使用所得的组织照片，在每个其析出位置(晶界、晶粒内)测定Fe系碳化物的个数，算出析出至贝氏体板条的Fe系析出物相对于全部Fe系析出物的个数的比率。另外，Fe系碳化物(析出物)的判别是通过析出物的形态、EDX分析而进行的。
此外，对板厚方向的板厚中心部也进行同样的观察，确认了为同样的组织。
(2)拉伸试验
从所得的热轧钢板(镀覆钢板)以拉伸方向与轧制方向成为直角方向的方式采集JIS5号拉伸试验片各3片，按照JISZ2241的规定实施拉伸试验。另外，拉伸速度设为10mm/min。另外，将所得的拉伸特性(拉伸强度TS，伸长率El)的平均值作为该钢板的拉伸特性。
(3)量产冲裁性试验
从所得的热轧钢板(镀覆钢板)采集板料(大小：150×150mm)。然后，将冲裁冲头设为的平底型，以冲裁间隙为30％的方式决定模头侧的孔径，进一步在冲裁模头上放置隔板，在其上放置板料后进行板挤压并固定而进行冲裁冲孔。冲裁后，在冲孔的整个圆周对冲裁端面的破裂面状况以扫描型电子显微镜(倍率：100倍)观察有无裂纹、破损、脆性破裂面、2次剪切面和截面皲裂。以没有裂纹、破损、脆性破裂面、2次剪切面和截面皲裂的钢板为○(合格)，以仅有截面皲裂的钢板为△(合格)，除此以外为×(不合格)而评价量产冲裁性。
将所得的结果示于表6。
[表4]
[表5]
[表6]
本发明例均成为具有拉伸强度TS：700MPa以上的高强度且具有更加优异的量产冲裁性的热轧钢板(镀覆钢板)。另一方面，偏离本发明范围的比较例的量产冲裁性下降。

Claims (24)

1.一种高强度热轧钢板，具有如下组成：
以质量％计含有：
C：大于0.07％且为0.2％以下，
Si：2.0％以下，
Mn：1.0～3.0％，
P：0.05％以下，
S：0.005％以下，
Al：0.1％以下，
N：0.01％以下，
Ti：0.05～0.3％，
V：0.05～0.3％，
其余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
并且，所述高强度热轧钢板具有如下组织：
贝氏体相以体积率计大于90％，且贝氏体板条的平均间隔为0.45μm以下，且全部Fe系碳化物中，贝氏体板条的粒内所析出的Fe系碳化物的个数比率为10％以上。
2.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种。
3.如权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种。
5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％中的1种或2种。
6.一种熔融镀锌钢板，是在权利要求1～5中任一项所述的高强度热轧钢板的表面形成熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层而成的。
7.一种高强度热轧钢板的制造方法，对钢坯进行加热且施行由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板时，
将所述钢坯设为具有如下组成的钢坯：
以质量％计含有：
C：大于0.07％且为0.2％以下，
Si：2.0％以下，
Mn：1.0～3.0％，
P：0.05％以下，
S：0.005％以下，
Al：0.1％以下，
N：0.01％以下，
Ti：0.05～0.3％，
V:0.05～0.3％，
其余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
将所述热轧设为如下轧制：将所述钢坯加热至1100℃以上，将所述精轧的最终2道次的合计压下率设为30％以上，将该精轧的轧制结束温度设为(Ar3相变点)～(Ar3相变点+120℃)的温度范围，所述精轧结束后，在2秒以内开始冷却，以平均冷却速度40℃/秒以上冷却至卷取温度后，以卷取温度：300～500℃进行卷取。
8.如权利要求7所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种。
9.如权利要求7或8所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上。
10.如权利要求7～9中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种。
11.如权利要求7～10中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％中的1种或2种。
12.一种熔融镀锌钢板的制造方法，将通过权利要求7～11中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法而制造的高强度热轧钢板酸洗后，施行退火和镀覆处理而制成镀覆钢板时，
将所述退火设为均热温度：730℃以下的退火，在该退火结束后，作为所述镀覆处理，使该高强度热轧钢板通过熔融镀锌浴，在所述高强度热轧钢板的表面形成熔融镀锌层，或进一步施行使该熔融镀锌层合金化的合金化处理。
13.一种高强度热轧钢板，具有如下组成：
以质量％计含有：
C：0.05～0.15％，
Si：1.5％以下，
Mn：1.0～2.0％，
P：0.05％以下，
S：0.005％以下，
Al：0.1％以下，
N：0.01％以下，
Ti：0.05～0.2％，
其余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
并且，所述高强度热轧钢板具有如下组织：
贝氏体相以体积率计大于92％，贝氏体板条的平均间隔为0.60μm以下，且全部Fe系碳化物中贝氏体板条的粒内所析出的Fe系碳化物的个数比率为10％以上。
14.如权利要求13所述的高强度热轧钢板，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种。
15.如权利要求13或14所述的高强度热轧钢板，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上。
16.如权利要求13～15中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种。
17.如权利要求13～16中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％中的1种或2种。
18.一种熔融镀锌钢板，是在权利要求13～17中任一项所述的高强度热轧钢板的表面形成熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层而成的。
19.一种高强度热轧钢板的制造方法，对钢坯进行加热且施行由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢板时，
将所述钢坯设为具有如下组成的钢坯：
以质量％计含有：
C：0.05～0.15％，
Si：1.5％以下，
Mn：1.0～2.0％，
P：0.05％以下，
S：0.005％以下，
Al：0.1％以下，
N：0.01％以下，
Ti：0.05～0.2％，
其余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述热轧是如下轧制：将所述钢坯加热至1100℃以上，将所述精轧的最终2道次的合计压下率设为30％以上，将该精轧的轧制结束温度设为(Ar3相变点)～(Ar3相变点+120℃)的温度范围，所述精轧结束后，在2秒以内开始冷却，以平均冷却速度50℃/秒以上冷却至卷取温度后，以卷取温度：300～500℃进行卷取。
20.如权利要求19所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Nb：0.005～0.2％、B：0.0002～0.0030％中的1种或2种。
21.如权利要求19或20所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Cu：0.005～0.3％、Ni：0.005～0.3％、Sn：0.005～0.3％中的1种或2种以上。
22.如权利要求19～21中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Mo：0.002～0.3％、Cr：0.002～0.3％中的1种或2种。
23.如权利要求19～22中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0002～0.004％、REM：0.0002～0.004％中的1种或2种。
24.一种熔融镀锌钢板的制造方法，将通过权利要求19～23中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法而制造的高强度热轧钢板酸洗后，施行退火和镀覆处理，制成在表面具有镀覆层的镀覆钢板时，
将所述退火设为均热温度：730℃以下的退火，该退火结束后，作为所述镀覆处理，使该高强度热轧钢板通过熔融镀锌浴，在所述热轧钢板表面形成熔融镀锌层，或进一步施行使该熔融镀锌层合金化的合金化处理。
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