CN107849651B

CN107849651B - 高强度热轧钢板

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Publication number: CN107849651B
Application number: CN201580082015.XA
Authority: CN
Inventors: 杉浦夏子; 田中泰明; 横山卓史
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-07-31
Filing date: 2015-07-31
Publication date: 2019-09-03
Anticipated expiration: 2035-07-31
Also published as: KR102079968B1; EP3330394B1; WO2017022025A1; KR20180019736A; EP3330394A4; JP6485549B2; US20180209007A1; EP3330394A1; BR112018000633A2; JPWO2017022025A1; CN107849651A; MX2018001140A

Abstract

一种高强度热轧钢板，具有规定的化学组成；组织以面积率计含有80％以上的多边形铁素体、合计为5％以下的马氏体和奥氏体、以及合计为5％以下的珠光体和渗碳体，剩余部分为选自贝氏体铁素体和贝氏体中的一种以上；将在板厚方向上距离中心面±100μm的范围内存在的任意50个所述多边形铁素体的显微硬度的标准偏差记为σHV时，所述σHV为30以下；在所述多边形铁素体的粒内存在5×10⁷个/mm²以上的含Ti碳化物，所述含Ti碳化物之中50％以上的含Ti碳化物的长边长度相对于短边长度的比即纵横比小于3；抗拉强度为540MPa以上。

Description

高强度热轧钢板

技术领域

本发明涉及热轧钢板，特别是涉及适合于通过冲压加工等成形为各种各样的形状的汽车的行走部分部件等的、扩孔性优异的高强度热轧钢板。

背景技术

比较廉价地制造的热轧钢板，被广泛使用于以汽车为首的各种产业设备。近年来，从与地球温室化对策相伴的二氧化碳排放量限制的观点出发，要求提高汽车的燃油经济性，以车体的轻量化和确保碰撞安全性为目的，在汽车用部件方面正在扩大高强度热轧钢板的应用。

不言而喻，对于用于汽车用部件的钢板，不仅要满足强度要求，还必须满足冲压成形性、焊接性等的部件成形时所要求的各种施工性。例如，对于行走部分部件，与冲压成形相关，放边成形和翻边成形的使用频率极高。因此，对于用于该部件的高强度热轧钢板，要求优异的扩孔性。另外，作为行走部分部件,从确保安全性的观点出发,大多是需要即使在施加了大的负荷的情况下也避免发生塑性变形的部件。因此，对被用于行走部分部件的钢板要求高的屈服比。

一般地，对于高强度热轧钢板，为了兼备高的屈服比和优异的扩孔性，使钢组织成为由铁素体、贝氏体铁素体、或者贝氏体等的任一种单相构成的组织，并通过Mn、Si等的固溶强化、和/或Ti、Nb、V等的碳化物或者Cu的析出强化来将组织均匀地强化，对此正进行着研究。

例如，专利文献1公开了一种涉及扩孔性优异的高强度热轧钢板的技术，其特征在于，使实质上由铁素体单相构成的组织中均匀微细地分散含Mo的Ti碳化物。但是，专利文献1的技术，必须添加Mo这样的极昂贵的合金元素，因此从经济性的观点来看不适于量产。

专利文献2公开了以下技术：对于含有规定量的Mn、Si的添加有Ti的钢，通过适当控制从热轧到卷取的期间的冷却而使组织成为铁素体和贝氏体，而且使TiC微细析出，来使高强度热轧钢板的延伸率和放边性提高。但是，在专利文献2中，关于作为适用于行走部分部件的热轧钢板所必需的特性之一的屈服比，没有丝毫考虑。另外，与被析出强化了的铁素体相比，贝氏体显示出低屈服比，但在专利文献2的技术中容许含有50％的贝氏体，可类推出不能够维持高的屈服比。而且，在专利文献2中所定义的铁素体，其定义不明确，可想到包含不为多边形铁素体的、所谓的贝氏体铁素体、准多边形铁素体。作为其理由是因为：在专利文献2中，没有充分地生成多边形铁素体的720℃以下的温度域也允许作为第1冷却停止温度。贝氏体铁素体、准多边形铁素体是显示比多边形铁素体低的屈服比的组织。

专利文献3公开了一种通过降低Mn含量、而且控制作为渗碳体析出的C的比例，来使韧性和扩孔性提高的添加有Ti的高强度热轧钢板。但是，专利文献3的热轧钢板，在设想到应用于行走部分部件的情况下，在540MPa以上的高强度钢中，得不到例如75％以上这样的高的屈服比。

另外，专利文献4公开了一种关于扩孔性优异的高强度热轧钢板的技术，其中，降低了Mn和Si含量，并且，添加一定量的Ti和B来抑制了TiC的粗大化。但是，B具有抑制奥氏体再结晶的效果，因此若与具有同样的效果的Ti复合添加，则热轧时的轧制载荷显著地上升，招致热轧机的负荷增大。因此，专利文献4的技术存在引起作业故障的危险。另外，当B的含量只变动了几个ppm，最终制品的强度就大大地变化，因此必须含B的钢不适于量产。

专利文献5公开了一种具有高的屈服比和优异的扩孔性的高强度热轧钢板，其中，将含有大量的Si、Mn和Ti的钢以适当的冷却条件冷却，使组织成为颗粒状贝氏体铁素体单相组织。但是，在专利文献5的技术中，为了得到颗粒状贝氏体铁素体组织，需要含有大量的Si、Mn，因此存在招致合金成本增大的问题。

在先技术文献

专利文献

专利文献1:日本国特开2002－322540号公报

专利文献2:日本国特开2007－009322号公报

专利文献3:日本国特开平10－287949号公报

专利文献4:日本国特开2012－026032号公报

专利文献5:日本国特开2004－307919号公报

发明内容

本发明鉴于上述那样的现状而完成。本发明的课题是提供具有高的屈服比和优异的扩孔性的高强度热轧钢板。本发明中的高强度是指抗拉强度(TS)为540MPa以上。

Ti比较廉价，并且，当微量地含有时就体现显著的析出强化。本发明人为了实现优异的扩孔性，使热轧钢板的组织以多边形铁素体为主体，将此作为了前提。而且，本发明人开展了以下研究工作，即：在具有优异的扩孔性的多边形铁素体主体组织中，为了提高强度而有效利用了Ti的析出强化。另外，对于以多边形铁素体为组织的主体、且析出了Ti析出物的含Ti高强度热轧钢板，锐意研究了提高扩孔性的方法。其结果，得到了以下的见解。

本发明人测定了具有多边形铁素体为主体的组织的钢的各个铁素体粒的显微硬度。其结果可知，其硬度按测定了的粒而有意义地不同。进而发现：通过减小各个铁素体粒的硬度的偏差能够显著地提高扩孔性。

另外，本发明人使用透射电镜观察了扩孔性低劣的样品的多边形铁素体的粒内。其结果发现，沿着铁素体的特定取向析出了许多的伸长了的非等轴形状的Ti系碳化物，这对扩孔性造成了不良影响。以往几乎没有Ti碳化物的形状影响到扩孔性的报道，Ti系碳化物的形状对扩孔性造成影响的机理并不明确。但是推定与等轴形状的Ti系碳化物比较，非等轴形状的Ti系碳化物与母相铁素体的匹配性高，在其周围蓄积了大的匹配应变，因此推定由于该匹配应变助长扩孔加工中的裂纹的扩展而使扩孔性劣化。

本发明基于上述的见解而完成。以下示出其要旨。

(1)本发明的一方案涉及的热轧钢板，化学组成以质量％计含有C：0.010％～0.200％、Si：0.001％～2.50％、Mn：0.001％～1.50％、P：0.050％以下、S：0.010％以下、N：0.0070％以下、Al：0.001％～0.50％、Ti：0.050％～0.30％、V：0％～0.50％、Nb：0％～0.090％、Cr：0％～0.50％、Ni：0％～0.50％、Cu：0～0.50％、Mo：0％～0.50％、B：0％～0.0050％、Ca：0％～0.01％、Mg：0％～0.01％、Bi：0％～0.01％，余量为Fe和杂质，组织以面积率计含有80％以上的多边形铁素体、合计为5％以下的马氏体和奥氏体、以及合计为5％以下的珠光体和渗碳体，剩余部分为选自贝氏体铁素体和贝氏体中的一种以上，将在板厚方向上距离中心面±100μm的范围内存在的任意50个上述多边形铁素体的显微硬度的标准偏差记为σHV时，上述σHV为30以下，在上述多边形铁素体的粒内存在5×10⁷个/mm²以上的含Ti碳化物，上述含Ti碳化物之中50％以上的含Ti碳化物的长边长度相对于短边长度的比即纵横比小于3；抗拉强度为540MPa以上。

(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，上述化学组成以质量％计也可以含有选自V：0.010％～0.50％、Nb：0.001％～0.090％、Cr：0.001％～0.50％、Ni：0.001％～0.50％、Cu：0.001％～0.50％、Mo：0.001％～0.50％、B：0.0001％～0.0050％中的一种以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的热轧钢板，上述化学组成以质量％计也可以含有选自Ca：0.0001％～0.01％、Mg：0.0001％～0.01％、Bi：0.0001％～0.01％中的一种以上。

(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的热轧钢板，在表面可以具有热浸镀锌层。

根据本发明的上述方案，能够廉价地制造具有高的屈服比和优异的扩孔性的高强度热轧钢板。另外，本发明的上述方案涉及的钢板，在汽车用部件、特别是行走部分部件等中较多地使用的放边成形中也具有优异的扩孔性。因此，特别是在汽车领域有助于车体的轻量化和确保碰撞安全性。

附图说明

图1是表示热轧的处理模式的例子的示意图。

图2是表示在实施例2中使用的合金化热浸镀锌生产线中的热处理模式的例子的示意图。

图3A是表示在实施例1中测定到的多边形铁素体的显微硬度分布的一例的图。

图3B是表示在实施例1中测定到的多边形铁素体的显微硬度分布的一例的图。

具体实施方式

以下对本发明的一实施方式涉及的高强度热轧钢板(以下有时称为本实施方式涉及的热轧钢板)进行详细说明。

本实施方式涉及的热轧钢板，

(a)化学组成以质量％计含有C：0.010％～0.200％、Si：0.001％～2.50％、Mn：0.001％～1.50％、P：0.050％以下、S：0.010％以下、N：0.0070％以下、Al：0.001％～0.50％、Ti：0.050％～0.30％，还根据需要含有选自V：0.50％以下、Nb：0.090％以下、Cr：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Mo：0.50％以下、B：0.0050％以下、Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、Bi：0.01％以下之中的一种以上，余量为Fe和杂质；

(b)组织以面积率计含有80％以上的多边形铁素体、合计为5％以下的马氏体和奥氏体、以及合计为5％以下的珠光体和渗碳体，剩余部分为选自贝氏体铁素体和贝氏体之中的一种以上；

(c)将在板厚方向上距离中心面±100μm的范围内存在的任意50个上述多边形铁素体的显微硬度的标准偏差记为σHV时，上述σHV为30以下；

(d)在上述多边形铁素体的粒内存在5×10⁷个/mm²以上的含Ti碳化物，上述含Ti碳化物之中50％以上的含Ti碳化物的长边长度相对于短边长度的比即纵横比小于3；

(e)抗拉强度为540MPa以上。

＜钢板的化学组成＞

首先，对限定本实施方式涉及的热轧钢板的化学组成的理由进行说明。以下，规定化学组成的“％”全部为“质量％”。

[C：0.010％～0.200％]

C是通过析出强化或者固溶强化来实现钢板的高强度化所必需的元素。为了得到该效果，将C含量设为0.010％以上。优选为0.020％以上，进一步优选为0.040％以上。另一方面，当C含量过量时，会抑制多边形铁素体的生成，并且容易形成渗碳体。另外，存在多边形铁素体的各晶粒的硬度差也变大的倾向。其结果，扩孔性劣化。另外，焊接性也显著地劣化。因此，将C含量设为0.200％以下。优选为0.130％以下，进一步优选为0.110％以下。

[Si：0.001％～2.50％]

Si是固溶强化元素，是对钢板的高强度化有效的元素。为了得到该效果，将Si含量设为0.001％以上。优选为0.01％以上，更优选为0.04％以上。另一方面，当Si含量过量时，会产生岛状氧化皮，表面品质劣化。因此，将Si含量设为2.50％以下。优选为1.30％以下，更优选为0.80％以下。[Mn：0.001％～1.50％]

Mn是对钢板的强度提高有效的元素。另外，它也是通过将钢中的S以MnS的形式固定从而抑制由固溶S所致的热脆化的元素。为了得到这些效果，将Mn含量设为0.001％以上。优选为0.10％以上，更优选为0.45％以上。另一方面，当Mn含量过量时，从奥氏体向铁素体的相变延迟，变得难以得到80面积％以上的多边形铁素体，扩孔性劣化。因此，将Mn含量设为1.50％以下。优选为1.00％以下，更优选为0.80％以下。

[P：0.050％以下]

P是作为杂质而含有的元素，使钢板的焊接性和韧性劣化。因此，优选P含量少。但是，在P含量超过0.050％的情况下，上述的影响变得显著，因此作为焊接性和韧性的劣化不显著的范围而将P含量设为0.050％以下。优选为0.020％以下，更优选为0.010％以下。

[S：0.010％以下]

S是作为杂质而含有的元素，在钢中形成MnS，使钢板的扩孔性劣化。因此，优选S含量少。但是，在S含量超过0.010％的情况下，上述的影响变得显著，因此作为扩孔性的劣化不显著的范围而将S含量设为0.010％以下。优选为0.0050％以下，更优选为0.0020％以下。

[N：0.0070％以下]

N是杂质而含有的元素，在钢中形成粗大的氮化物，使钢板的扩孔性显著地劣化。因此，优选N含量少。但是，在N含量超过0.0070％的情况下，上述的影响变得显著，因此作为扩孔性的劣化不显著的范围而将N含量设为0.0070％以下。优选为0.0050％以下。

[Al：0.001％～0.50％]

Al是对钢的脱氧有效的元素。为了得到该效果，将Al含量设为0.001％以上。另一方面，当Al含量超过0.50％时，不仅效果饱和，还招致成本增加。因此，将Al含量设为0.50％以下。优选为0.20％以下，更优选为0.10％以下。

[Ti：0.050％～0.30％]

Ti是在钢中形成碳化物，将铁素体均匀地析出强化的元素。另外，它也是具有以下效果的元素：通过作为TiC析出从而降低固溶C量，阻碍使扩孔性劣化的渗碳体的析出。因此，在本实施方式涉及的热轧钢板中是特别重要的元素。当Ti含量低于0.050％时，其效果不充分，因此将Ti含量设为0.050％以上。优选为0.100％以上，更优选为0.130％以上。另一方面，当Ti含量超过0.30％时，韧性显著地劣化，并且招致不必要的成本增加。因此，将Ti含量设为0.30％以下。优选为0.25％以下，更优选为0.20％以下。

本实施方式涉及的热轧钢板，其基本组成是：含有上述的化学成分，余量包含Fe和杂质。但是，为了进一步提高强度、扩孔性，也可以在以下所示的范围内含有选自V、Nb、Cr、Ni、Cu、Mo、B、Ca、Mg、Bi中的一种以上来代替一部分Fe。但是，由于这些元素未必需要含有，因此其下限为0％。在此，所谓杂质意指：在工业性制造钢材时通过矿石、废料等原料、以及其他的因素而混入的成分。

[V：0.010％～0.50％]

V是与Ti同样地在钢中形成碳化物的元素。另外，V是与Ti相比在奥氏体中的溶解度积大，对钢板的高强度化有效的元素。因此，虽然与Ti相比价格高昂，但也可以根据需要来含有。当V含量低于0.010％时，不能充分得到上述效果，因此在要得到上述效果的情况下，将V含量设为0.010％以上。优选为0.070％以上，更优选为0.140％以上。另一方面，当V含量变得过量时，会招致成本上升，因此即使是含有V的情况，也将V含量设为0.50％以下。

[Nb：0.001％～0.090％]

Nb是与Ti同样地在钢中形成碳化物，对钢板的高强度化有效的元素。因此，虽然与Ti相比价格高昂，但也可以根据需要来含有。当Nb含量低于0.001％时，不能充分得到上述效果，因此在要得到上述效果的情况下，将Nb含量设为0.001％以上。另一方面，当Nb含量过量时，钢板的塑性各向异性增大，扩孔性劣化。因此，即使是含有Nb的情况，也将Nb含量设为0.090％以下。

[Cr：0.001％～0.50％]

[Ni：0.001％～0.50％]

[Cu：0.001％～0.50％]

[Mo：0.001％～0.50％]

[B：0.0001％～0.0050％]

Cr、Ni、Cu、Mo、B都是对钢板的高强度化有效的元素。因此，可以根据需要单独含有一种、或者将2种以上复合地含有。要得到上述效果的话，需要分别设为Cr：0.001％以上、Ni：0.001％以上、Cu：0.001％以上、Mo：0.001％以上、B：0.0001％以上。另一方面，这些元素，与Mn同样地使热轧后的铁素体相变延迟。因此，当含量过量时，在热轧钢板的组织中，难以得到以面积率计为80％以上的多边形铁素体，热轧钢板的扩孔性劣化。因此，即使是含有各元素的情况，也将其含量分别设为Cr：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Mo：0.50％以下、B：0.0050％以下。优选为Cr：0.20％以下、Ni：0.20％以下、Cu：0.20％以下、Mo：0.09％以下、B：0.0040％以下。

[Ca：0.0001％～0.01％]

[Mg：0.0001％～0.01％]

[Bi：0.0001％～0.01％]

Ca和Mg是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，Bi是减低钢中的Mn、Si等置换型合金元素的显微偏析的元素。由于哪一种元素都有助于钢板的扩孔性提高，因此可以根据需要单独含有一种或者将2种以上复合地含有。要得到上述效果的话，需要分别含有0.0001％以上。另一方面，当这些元素的含量过量时，延展性劣化，因此即使是含有的情况，也将各元素的含量分别设为0.01％以下。

＜热轧钢板的组织＞

接着，对限定本实施方式涉及的热轧钢板的组织的理由进行说明。

[多边形铁素体的面积率：80％以上]

多边形铁素体是对扩孔性的提高有效的组织。为了确保扩孔性，将多边形铁素体的面积率设为80％以上。优选为90％以上，更优选为95％以上。多边形铁素体的面积率也可以为100％，即，本实施方式涉及的热轧钢板也可以为多边形铁素体单相。

[马氏体和奥氏体的面积率的合计：5％以下]

当马氏体和奥氏体的面积率的合计超过5％时，扩孔性显著地劣化。因此，将马氏体和奥氏体的面积率的合计设为5％以下。优选为2％以下。另外，合计的面积率也可以为0％(即，不含马氏体和奥氏体)。另外，在此所说的奥氏体，是所谓的残余奥氏体。

[珠光体和渗碳体的面积率的合计：5％以下]

当珠光体和渗碳体的面积率的合计超过5％时，扩孔性显著地劣化。因此，将珠光体和渗碳体的面积率的合计设为5％以下。优选为3％以下，更优选为1％以下。另外，合计的面积率也可以为0％(即，不含珠光体和渗碳体)。

[剩余部分的组织]

上述以外的剩余部分(其余量)的组织，是选自贝氏体铁素体和贝氏体中的一种以上。但是，在上述的组织的合计面积率为100％的情况下，不含有贝氏体铁素体和贝氏体。

上述的组织，可通过将从热轧钢板切取的试样腐蚀来使组织显现，然后根据其组织照片进行鉴定。

通过扩散性机制来生成的多边形铁素体，在粒内不具有内部结构，并且，晶界成为直线或者圆弧状。另一方面，贝氏体铁素体、贝氏体具有内部结构，并且，具有晶界形状为针状、且与多边形铁素体明确不同的组织。因此，多边形铁素体、贝氏体或贝氏体铁素体，可由组织照片通过晶界形状和内部结构的有无来判断，所述组织照片是在用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后，利用光学显微镜得到的。在存在内部结构没有明确显现、并且晶界形状为针状的组织(准多边形铁素体)的情况下，作为贝氏体铁素体来计数。

另外，由于渗碳体和珠光体会被腐蚀得发黑，因此能够明确地识别组织。

另外，通过对使用进行了均匀腐蚀的试样，利用光学显微镜得到的组织照片，进行图像解析，能够算出残余奥氏体与马氏体的合计面积率。

在本实施方式中，钢板的组织，在显示钢板的代表性的组织的、板厚的1/4深度的位置进行观察。

[在板厚方向上距离中心面±100μm的范围内存在的任意50个多边形铁素体的显微硬度的标准偏差σHV：30以下]

如上述那样，通过减小各个铁素体粒的硬度的偏差，能够使热轧钢板的扩孔性显著地提高。具体而言，测定在板厚方向上距离中心面(包含钢板的板厚中央部，与板厚方向垂直地相交的面)±100μm的范围内存在的任意的50个多边形铁素体的硬度(显微硬度)，将其显微硬度的标准偏差记为σHV时，通过使σHV为30以下，能够得到优异的扩孔性。因此，将σHV设为30以下。由于标准偏差小为好，因此σHV的下限为0。

以下说明σHV的具体的测定方法。作为硬度测定用试样，使用：对钢板的轧制方向断面进行镜面研磨，进而为了除去表层的加工层而使用胶体二氧化硅进行化学性研磨，其后用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀从而将晶界显现出来的试样。显微硬度采用以下方法测定：使用微小硬度测定装置(商品名：FISCHERSCOPEHM2000XYp),对于在板厚方向上距离中心面±100μm的范围内存在的随机选择的50个多边形铁素体(各晶粒)，将顶角136°的四角锥形状的维氏压头以其压痕不与铁素体晶界重合的方式压入粒内。

压入载荷设为20N。由得到的50个数据求出显微硬度的标准偏差σHV。

[在多边形铁素体的粒内存在的含Ti碳化物：5×10⁷个/mm²以上]

[在多边形铁素体粒内存在的含Ti碳化物的50％以上，其长边/短边的纵横比小于3]

本实施方式涉及的热轧钢板，在多边形铁素体的粒内含有5×10⁷个/mm²以上的含Ti碳化物。当为5×10⁷个/mm²以下时，析出强化不充分，变得强度不足。另一方面，没有必要规定上限，但通常如果为上述的成分范围，则不会多于1×10¹¹个/mm²。

另外，在该多边形铁素体的粒内存在的含Ti碳化物之中，通过使按个数比例计为50％以上的含Ti碳化物为长边长度相对于短边长度的比(用长边/短边表示的纵横比)小于3的碳化物，能够得到优异的扩孔性。优选：长边/短边的纵横比小于3的含Ti碳化物在存在于多边形铁素体粒内的含Ti碳化物之中占2/3以上。纵横比小于3的含Ti碳化物的比例也可以为100％。

纵横比小于3的含Ti碳化物的比例，可通过下述方法得到：在使电子射线的入射方向与母相铁素体的＜001＞平行，并利用透射电镜(倍率：200000倍)观察至少100个以上的含Ti碳化物时，相对于所观察到的含Ti碳化物的总数，求出长边/短边的纵横比小于3的碳化物。

在本实施方式中，所谓含Ti碳化物，是含有Ti的碳化物，其也可以还含有V、Nb中的一种以上。即，也包括：具有含Ti碳化物的晶体结构(NaCl型结构)，并且，Ti的一些位置被V或Nb置换了的状态。

[热浸镀锌层]

本实施方式涉及的热轧钢板，在其表面上也可以具有公知的热浸镀锌层。热浸镀锌层也可以是进行了合金化的合金化热浸镀锌层。在具有热浸镀锌层的情况下，能抑制锈的发生，因此热轧钢板的耐蚀性提高。

＜钢板的机械特性＞

[抗拉强度(TS)：540MPa以上]

[抗拉强度(TS)和0.2％耐力(YS)的比(屈服比)：75％以上]

[抗拉强度(TS)与在JFST1001中规定的扩孔率(λ)之积(TS·λ)：50000MPa·％以上]

要满足近年的汽车用高强度热轧钢板所要求的严格的性能的话，作为其机械特性，优选：抗拉强度TS为540MPa以上，并且，抗拉强度TS和0.2％耐力YS的比(YR(屈服比))为75％以上，并且，抗拉强度TS与在JFST1001中规定的扩孔率λ之积(TS·λ)为50000MPa·％以上。本实施方式涉及的热轧钢板，将通过控制化学组成和组织，如上述那样全部满足高的抗拉强度、屈服比、和抗拉强度－扩孔性平衡(TS·λ)作为目标。

抗拉强度优选为590MPa以上。另外，当抗拉强度超过1180MPa时，焊接部的疲劳特性劣化，因此优选为1180MPa以下。

接着，为得到本实施方式涉及的热轧钢板，对优选的制造方法进行说明。如果采用包含以下的(A)～(D)工序的制造方法，则能够稳定地制造本实施方式涉及的热轧钢板，因此优选。

(A)将由具有上述范围的化学组成的钢液得到的板坯加热至1200℃程度；

(B)将被加热了的板坯以在1050℃以上1150℃以下的累积压下率成为50％以上的方式进行粗轧；

(C)将粗轧后的钢板以在1050℃以下的累积压下率成为20％～80％、最终道次的压下率成为15％～35％、并且，最终道次的温度(精加工温度)成为930℃以上的方式进行精轧；

(D)其后，对于热轧钢板，i)作为一次冷却，将精轧最终道次温度～MT(720℃≤MT≤830℃)的温度区域以使平均冷却速度成为30℃/s以上的条件冷却，其后，ii)作为二次冷却，将MT～Tx(720℃≤Tx＜MT)的温度区域以使平均冷却速度成为10℃/s以下的条件进行冷却由t(秒)＝5·[Mn]²规定的t秒钟以上(在此，[Mn]是单位为质量％的Mn含量。)，接着，iii)作为三次冷却，将二次冷却终了温度Tx～CT(450℃≤CT≤650℃)的温度区域以使平均冷却速度成为30℃/s以上的条件冷却，冷却到CT之后，对热轧钢板进行卷取。

以下对其理由进行说明。

＜加热工序＞

在加热工序中，将具有上述那样的化学组成的板坯加热至1200℃程度。从影响到多边形铁素体粒内的含Ti碳化物的析出密度、Ti、Nb、V等碳化物形成元素的固溶状态、抑制粗大的碳化物的形成的观点出发，为了得到所希望的性能，加热温度优选为1150℃至1250℃的温度范围。

＜粗轧工序＞

被加热了的板坯，经过包括粗轧工序和精轧工序的热轧工序，成为热轧钢板。在制造本实施方式涉及的热轧钢板时，优选在粗轧和精轧的各工序中控制温度、压下率等。

在热轧的粗轧工序中，优选将在1050℃～1150℃中的累积压下率设为50％以上。当在1050℃～1150℃中的累积压下率低于50％时，有时组织变得不均匀、σHV变大、扩孔性降低。本发明中的累积压下率是：以最初的道次前的入口板厚为基准，相对于该基准的累积压下量(轧制中的最初的道次前的入口板厚与轧制中的最终道次后的出口板厚之差)的百分率。另外，累积压下率，按粗轧、精轧来分别分开地算出。即，粗轧的累积压下率，是粗轧中的最初的道次前的入口板厚与粗轧中的最终道次后的出口板厚之差的百分率，精轧的累积压下率，是精轧中的最初的道次前的入口板厚与精轧中的最终道次后的出口板厚之差的百分率。

＜精轧工序＞

在热轧的精轧工序中，在1050℃以下的累积压下率优选为20％～80％。当在1050℃以下的累积压下率超过80％时，最终得到的热轧钢板的组织的各向异性显著化。该情况下，有时σHV变大、扩孔性降低。推测这起因于：铁素体粒的结晶取向的偏集助长了硬度差。另一方面，当在1050℃以下的累积压下率低于20％时，奥氏体粒径粗大化，并且向奥氏体的应变蓄积不足，由此精轧后的铁素体相变被抑制，最终得到的多边形铁素体分率(分数)和多边形铁素体的显微硬度的标准偏差脱离所希望的范围，扩孔性劣化的可能性变高。

[最终道次的压下率：15％～35％]

最终道次的压下率优选设为15％～35％。当最终道次的压下率超过35％时，组织的各向异性显著化，其结果，有时σHv变大、扩孔性降低。因此，将最终道次的压下率设为35％以下。更优选为25％以下。另一方面，当最终道次的压下率低于15％时，向奥氏体的应变蓄积不足，精轧后的铁素体相变被抑制，最终得到的多边形铁素体分率和多边形铁素体的显微硬度的标准偏差脱离所希望的范围，扩孔性劣化的可能性变高。

[精加工温度：930℃以上]

精加工温度(精轧的最终道次后的钢板温度)优选设为930℃以上。当精加工温度低于930℃时，在最终得到的热轧钢板中，组织的各向异性容易显著化，其结果，存在σHv变大、扩孔性降低的可能性。另一方面，随着精加工温度变高，奥氏体粒径粗大化，并且向奥氏体的应变蓄积不足，由此精轧后的铁素体相变被抑制，最终得到的多边形铁素体分率和多边形铁素体的显微硬度的标准偏差扩大，扩孔性劣化的可能性变高。因此，优选将精加工温度的上限设为1000℃程度。

＜冷却工序＞

在上述的精轧后，对热轧钢板实施冷却。

在精轧最终道次温度～720℃的温度区域，i)由在铁素体中析出的含Ti碳化物的长大(粗大化)导致的多边形铁素体粒内的含Ti碳化物密度的变化、以及ii)在多边形铁素体粒内存在的含Ti碳化物的长边/短边的纵横比的变化变大。因此，将精轧最终道次温度～720℃的温度区域中的平均冷却速度设为30℃/s在得到所希望的性能方面是有效的。

进而，在上述的冷却后，在830℃～720℃的温度区域，以根据含有的Mn量相应地确定的所希望的时间，将热轧钢板以低的平均冷却速度冷却，这在促进铁素体相变和含Ti碳化物的析出、使最终得到的多边形铁素体分率和多边形铁素体的显微硬度的标准偏差处于所希望的范围方面是有效的。

其后，进一步进行冷却，然后将热轧钢板卷取。那时，若冷却速度低于30℃/s、或卷取温度超过650℃，则在冷却中或者卷取后，热轧钢板中的含Ti碳化物过度地粗大化，有时难以确保所希望的强度。另一方面，在使卷取温度低于450℃的情况下，卷取温度控制精度降低，因此并不优选。因此，将卷取温度设为450～650℃的范围，并且，以规定的平均冷却速度以上来冷却至卷取温度是有效的。

即，在精轧后的冷却工序中，优选：对于精轧后的热轧钢板，i)作为一次冷却，将精轧最终道次温度～MT(720℃≤MT≤830℃)的温度区域以使平均冷却速度成为30℃/s以上的条件冷却，其后，ii)作为二次冷却，将MT～Tx(720℃≤Tx＜MT)的温度区域以使平均冷却速度成为10℃/s以下的冷却条件进行冷却由下式1规定的t秒钟以上，接着，iii)作为三次冷却，将二次冷却终了温度(Tx)至CT(450℃≤CT≤650℃)的温度区域以使平均冷却速度成为30℃/s以上的冷却条件冷却，在450～650℃的温度区域进行卷取。

[t(秒)＝5·[Mn]²] 式1

在此，[Mn]是单位为质量％的Mn含量。

在制造本实施方式涉及的热轧钢板的情况下，可以根据需要进一步具备以下的工序。

＜镀敷工序＞

在卷取工序之后，也可以具备对上述热轧钢板实施热浸镀锌处理的热浸镀锌工序。通过实施热浸镀锌处理，在钢板表面形成镀层，能够使钢板的耐蚀性提高。另外，在热浸镀锌处理后，也可以通过实施合金化处理，从而在钢板表面形成合金化热浸镀锌层。另外，那时，为了抑制钢板的强度降低，热浸镀锌浸渍前的退火中的最高加热温度优选为800℃以下。关于其他的热浸镀锌条件，遵照常规方法即可。

＜其他的工序＞

本实施方式涉及的热轧钢板，也可以按照常规方法在热轧工序后进行酸洗。另外，为了矫平、促进氧化皮剥离，也可以在酸洗前或者酸洗后实施表皮光轧。实施表皮光轧的情况下的伸长率没有特别的规定，但优选为0.1％以上且低于3.0％。

实施例

以下说明本发明的实施例。

[实施例1]

在实验室熔炼具有表1所示的化学组成的钢，铸造出板坯，以图1所示的模式进行加热、热轧、冷却、卷取。此时，各工序的条件如表2所示。在表2中，SRT、R1、R2、R3、FT、MT、t、CT分别表示以下项目。

SRT：板坯加热温度

R1：在1050℃以上1150℃以下的累积压下率

R2：在1050℃以下的累积压下率

R3：在最终加工道次中的压下率

FT：精轧温度

MT：一次冷却停止温度

t：二次冷却时间

CT：卷取温度

将这样得到的热轧钢板酸洗，对于在表3的写有“处理”的栏中显示为“镀”的条件，实施热浸镀锌，然后，从与热轧钢板的轧制方向垂直的方向制取JIS5号拉伸试样。使用该试样进行拉伸试验，测定了屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)、屈服比(YR)、总伸长率(EL)。

另外，根据日本钢铁联盟标准“JFS T 1001扩孔试验方法”进行扩孔试验，测定了扩孔率(λ)。

另外，制取包含热轧钢板的轧制方向截面的试样，将与该试样的轧制方向截面相当的面采用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，然后，使用光学显微镜或者扫描电镜，在板厚的1/4深度的位置，拍摄在300μm×300μm的视场中得到的组织照片，进行了组织鉴定。由得到的组织照片，采用计点(point counting)法算出各组织的面积率。多边形铁素体、以及贝氏体、贝氏体铁素体，通过晶界形状和内部结构的有无来判断，将腐蚀得发黑的组织识别为渗碳体和珠光体。另外，对于使用进行了均匀腐蚀的试样，利用光学显微镜得到的组织照片，进行图像解析，由此算出残余奥氏体和马氏体的合计面积率。

另外，从各热轧钢板制取薄膜试样，使用透射电镜(倍率：200000倍)观察铁素体粒内析出的含有Ti、V、Nb中的一种以上的碳化物，求出了个数密度和纵横比为3以下的比例。

另外，对于得到了80面积％以上的多边形铁素体的钢，采用前述的方法测定了显微硬度的标准偏差。作为1例，图3A示出试样号14的显微硬度的测定结果，图3B示出试样号15的显微硬度的测定结果。

得到的结果示于表3和表4。在表3和表4中，Vα、VPθ、VMA、B,BF、σHV表示以下项目。组织的空栏表示没有观察到。

Vα：铁素体的面积率

VPθ：珠光体和渗碳体的合计面积率

VMA：马氏体和奥氏体的合计面积率

B,BF：贝氏体和贝氏体铁素体

σHV：铁素体显微硬度的标准偏差

试样号1～3、5～6、11、17～19、22、25～34，化学组成和组织全部在本发明规定的范围内，因此得到了所希望的机械特性。另一方面，试样号4、10、12～16、20～21、24、36，σHV超过了本发明规定的上限，其结果，没有得到所希望的机械特性。试样号7、8、18、36，多边形铁素体的面积率低于本发明规定的下限，其结果，没有得到所希望的机械特性。试样号9，马氏体和奥氏体的面积率的合计大于本发明规定的上限，其结果，没有得到所希望的机械特性。试样号36、38，珠光体和渗碳体的面积率的合计大于本发明规定的上限，其结果，没有得到所希望的机械特性。

另外，试样号7、8、12、23、24、35、38，碳化物个数密度小，另外，试样号7、8、12、23、24、36，纵横比为3以下的含Ti碳化物的比例变多，没有得到所希望的机械特性。

试样号37，韧性低，在试样加工时发生断裂，因此不能够进行试验。

[实施例2]

其次，对于具有表1所示的化学组成的钢之中的A～C和G、H这5个钢种，实施了图1所示的热轧和冷却。其后，实施去氧化皮处理，没有实施冷轧，使用连续热处理模拟装置，实施了图2所示的模式的模拟合金化热浸镀锌生产线的热处理。此时，各工序的条件如表5所示。在表5中，RA、LTH、DIP、GA表示以下项目。

RA：最高加热温度

LTH：低温保持温度

DIP：Zn浴温度

GA：合金化温度

从这样得到的热轧钢板，从与轧制方向垂直的方向制取了JIS5号拉伸试样。使用该试样进行拉伸试验，测定了屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)、屈服比(YR)、总伸长率(EL)。另外，根据日本钢铁联盟标准“JFS T 1001扩孔试验方法”进行扩孔试验，测定了扩孔率(λ)。

另外，制取包含钢板的轧制方向截面的试样，采用与实施例1相同的方法算出了各组织的面积率。

另外，从各热轧钢板制取薄膜试样，使用透射电镜(倍率：200000倍)，观察铁素体粒内析出的含有Ti、V、Nb中的一种以上的碳化物，求出了个数密度和纵横比为3以下的比例。对于得到了80面积％以上的多边形铁素体的钢，采用前述的方法测定了显微硬度的标准偏差。

得到的结果示于表6。试样号39～42、44～47，化学组成和组织全部在本发明规定的范围内，得到了所希望的机械特性。另一方面，试样号43，σHV超过了本发明规定的上限，其结果，没有得到所希望的机械特性。试样号48，多边形铁素体面积率低于本发明规定的下限，其结果，没有得到所希望的机械特性。

产业上的可利用性

根据本发明，能够廉价地制造具有高的屈服比和优异的扩孔性的高强度热轧钢板。另外，本发明涉及的钢板，在汽车用部件、特别是行走部分部件等中较多地使用的放边成形中也具有优异的扩孔性。因此，在产业上、特别是在汽车领域有助于车体的轻量化和确保碰撞安全性。

Claims

1.一种高强度热轧钢板，其特征在于，化学组成以质量％计含有

C：0.010％～0.200％、

Si：0.001％～2.50％、

Mn：0.001％～1.50％、

P：0.050％以下、

S：0.010％以下、

N：0.0070％以下、

Al：0.001％～0.50％、

Ti：0.050％～0.30％、

V：0％～0.50％、

Nb：0％～0.090％、

Cr：0％～0.50％、

Ni：0％～0.50％、

Cu：0％～0.50％、

Mo：0％～0.50％、

B：0％～0.0050％、

Ca：0％～0.01％、

Mg：0％～0.01％、

Bi：0％～0.01％，

余量为Fe和杂质，

组织以面积率计含有80％以上的多边形铁素体、合计为5％以下的马氏体和奥氏体、以及合计为5％以下的珠光体和渗碳体，剩余部分为选自贝氏体铁素体和贝氏体中的一种以上，

将在板厚方向上距离中心面±100μm的范围内存在的任意50个所述多边形铁素体的显微硬度的标准偏差记为σHV时，所述σHV为30以下，

在所述多边形铁素体的粒内存在5×10⁷个/mm²以上的含Ti碳化物，所述含Ti碳化物之中50％以上的含Ti碳化物的长边长度相对于短边长度的比即纵横比小于3，

抗拉强度为540MPa以上。

2.根据权利要求1所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自V：0.010％～0.50％、Nb：0.001％～0.090％、Cr：0.001％～0.50％、Ni：0.001％～0.50％、Cu：0.001％～0.50％、Mo：0.001％～0.50％、B：0.0001％～0.0050％中的一种以上。

3.根据权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自Ca：0.0001％～0.01％、Mg：0.0001％～0.01％、Bi：0.0001％～0.01％中的一种以上。

4.根据权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在表面具有热浸镀锌层。

5.根据权利要求3所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在表面具有热浸镀锌层。