CN111094612A - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种热轧钢板，其具有规定的组成，包含30～70体积％的同一粒内的平均取向差为0.5～5.0°的铁素体，合计包含90体积％以上的上述铁素体和马氏体，剩余部分组织为10体积％以下，上述铁素体的平均晶体粒径为0.5～5.0μm，马氏体和剩余部分组织的平均晶体粒径为1.0～10μm。本发明提供一种热轧钢板的制造方法，其包括以下工序：包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制在轧制温度：A点以上且低于Ae3点、应变速度：1.0～50/秒及道次间时间：10秒以内的条件下进行、满足上述条件的全部道次的总应变量为1.4～4.0的工序；以20℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却的工序；以及将钢板在室温以上且低于300℃下卷取的工序。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适宜作为汽车的结构部件或骨架、轮盘的原材料的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的抗拉强度为590MPa以上的热轧钢板及其制造方法。
背景技术
作为提高汽车用钢材的机械性质的方法，已知将该钢材的组织中的晶粒微细化是有效的。对晶粒的微细化进行了各种研究、开发。
例如，在专利文献1中，提出了通过将包含C：0.01～0.20重量％、Si：1.00重量％以下、Mn：2.00重量％以下、Al：0.10重量％以下、N：0.0070重量％以下、Nb：0.005～0.15重量％的钢锭或板坯在Nb≤0.015重量％的情况下加热至Tc＝850+139000×〔Nb重量％〕×〔C重量％+12/14N重量％〕以下，在Nb>0.015重量％的情况下加热至Tc＝961+51000×〔Nb质量％〕×〔C质量％+12/14N质量％〕以下，在850～Ar3-50℃的温度范围内热轧后，以冷却速度30℃/秒以上冷却后，在450℃～150℃的温度范围内卷取，从而制造由平均粒径为2～3μm的微细铁素体以面积率计为70％以上、包含贝氏体和马氏体的组织的面积率为20％以下、剩余部分的面积率为平均粒径为10μm以下的铁素体的混粒组织构成的强度、延展性、韧性及疲劳特性优异的热轧高张力钢板。
另外，在专利文献2中，提出了通过将成分以重量％计包含C：0.01～0.10％、Si：1.5％以下、Mn：超过1.0～2.5％、P：0.15％以下、S：0.008％以下、Al：0.01～0.08％、Ti、Nb中的1种或2种的合计：0.32～0.60％、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的连续铸造板坯加热至超过1100℃的温度后，将精轧温度设定为Ar3点以上而进行热轧后，以10～150℃/秒的冷却速度进行冷却，将卷取温度设定为500～700℃而卷取，从而制造铁素体量以面积率计为95％以上、并且铁素体的平均晶体粒径为2.0～10.0μm、组织中不包含马氏体及残留奥氏体、抗拉强度为490MPa以上的拉伸凸缘性优异的超微细铁素体组织高强度热轧钢板。
另外，在专利文献3中，提出了一种晶粒微细的高张力钢的制造方法，其特征在于，将以质量％计含有C：0.03～0.9％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.01～5.0％、Al：0.001～0.5％、N：0.001～0.1％、Nb：0.003～0.5％、Ti：0.003～0.5％、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成、并且满足C％+(12/14)N％≥(12/48)Ti％+(12/48)Nb％+0.03％的钢片保持铸造状态进行轧制或不进行轧制而直接一度冷却至500℃～室温以下的温度后，加热Ac3点-100℃～低于Ac3点的温度，进行轧制或不进行轧制而直接将冷却速度设定为0.1～50℃/秒而冷却至500℃～室温以下的温度，再次加热至700℃以下且550℃以上的温度，在以700℃以下且550℃以上的温度进行热轧时，在将应变速度设定为1～200/秒、使总应变量成为0.8～5的条件下进行将1道次的压下率设定为20％以上的1道次或将道次间时间设定为10秒以内的连续的2道次以上的加工后，放冷。在专利文献3的实施例中，具体地示出了通过该方法而铁素体的晶体粒径被微细化至最小为0.6μm。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公平6-29480号公报
专利文献2：日本专利第3725367号公报
专利文献3：日本专利第4006112号公报
发明内容
发明所要解决的课题
由于材料的高强度化一般会使疲劳特性或拉伸凸缘性等材料特性劣化，因此在不使这些材料特性劣化的情况下谋求高强度化在开发高强度的热轧钢板方面变得重要。
然而，就专利文献1中记载的热轧高张力钢板而言，组织成为铁素体与马氏体及贝氏体的复合组织，存在起因于组织间的硬度差而拉伸凸缘性低的课题。
另外，就专利文献2中记载的超微细铁素体组织高强度热轧钢板而言，存在下述课题：由于铁素体为主相，所以强度低，另外，由于Nb及Ti的含量多，所以经济性差。
另外，就专利文献3中记载的高张力钢的制造方法而言，有可能通过在轧制前***冷却工序而促进碳化物等的析出，由于之后的再加热工序也为Ac3点-100℃～低于Ac3点的比较低的温度，因此在这样的析出物析出的情况下，其固溶困难，在最终得到的组织中残留粗大的析出物，结果是有时未必能够达成充分高的拉伸凸缘性。
本发明的目的是解决上述的现有技术的问题，提供疲劳特性和拉伸凸缘性优异的抗拉强度为590MPa以上的热轧钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明者们为了达成上述的目的，对于降低热轧钢板中的铁素体与剩余部分组织的硬度差的方法、进而考虑经济性而不将Nb及Ti作为必须成分的晶粒的微细化方法也进行了深入研究。其结果发现，在像铁素体与马氏体那样组织间的硬度差大的复相组织钢中，在同一粒内的铁素体的平均取向差大的情况下，拉伸凸缘性也得以改善。另外发现，即使不含有Nb及Ti，通过在热轧钢板的制造工艺中将轧制温度、应变速度、道次间时间及总应变量最优化，也能够在轧制中产生铁素体相变而将铁素体的平均晶体粒径微细化至5.0μm以下。而且进一步发现，由于在像这样操作而产生的铁素体中导入了高密度的位错，因此产生位错强化，同一粒内的铁素体的平均取向差也大，因此能够得到具有高强度、疲劳特性和拉伸凸缘性也优异的热轧钢板。
本发明是基于所述见解进一步反复研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。
[1]一种热轧钢板，其特征在于，其具有下述组成：
以质量％计含有：
C：0.01％～0.20％、
Si：1.0％以下、
Mn：3.0％以下、
P：0.040％以下、
S：0.004％以下、
Al：0.10％以下、
N：0.004％以下，
剩余部分由Fe及杂质构成，
包含30体积％～70体积％的同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体，
合计包含90体积％以上的上述铁素体和马氏体，
剩余部分组织为10体积％以下，
上述铁素体的平均晶体粒径为0.5μm～5.0μm，上述马氏体的平均晶体粒径为1.0μm～10μm，在存在上述剩余部分组织的情况下，上述剩余部分组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm。
[2]根据上述[1]所述的热轧钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有选自
Nb：0.01％～0.20％、
Ti：0.01％～0.15％、
Mo：0.01％～1.0％、
Cu：0.01％～0.5％、及
Ni：0.01％～0.5％
中的1种或2种以上。
[3]一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，其包括以下工序：
(a)热轧工序，该热轧工序是将具有上述[1]或[2]所述的组成的钢原材料铸造后不进行冷却而直接进行热轧或暂且冷却至室温、接着加热至1100℃～1350℃而进行热轧的热轧工序，上述热轧工序包括通过使铸造后的钢原材料在多个轧制机座中连续地通过而进行精轧，上述精轧的全部轧制机座中的轧制温度为A点以上，并且上述精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制在轧制温度：A点以上且低于Ae3点、应变速度：1.0～50/秒及道次间时间：10秒以内的条件下进行，满足上述条件的全部道次的总应变量为1.4～4.0；
(b)冷却工序，该冷却工序是将精轧后的钢板以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却的冷却工序，上述冷却在上述热轧工序后10秒以内开始；以及
(c)卷取工序，该卷取工序将上述钢板在室温以上且低于300℃的温度范围内卷取。
这里，A点为由下述(式1)求出的温度，Ae3点为由下述(式2)求出的温度。
A(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
Ae3(℃)＝919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Cu、Ni及Mo为各元素的含量(质量％)。
发明效果
根据本发明，能够得到高强度并且具有极其良好的拉伸凸缘性和疲劳特性的热轧钢板，若将本发明应用于汽车的结构部件等中，则能够确保汽车的安全性且减轻车体重量，能够降低环境负荷。
具体实施方式
<热轧钢板>
本发明的热轧钢板的特征在于，其具有规定的组成，包含30体积％～70体积％的同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体，合计包含90体积％以上的上述铁素体和马氏体，剩余部分组织为10体积％以下，上述铁素体的平均晶体粒径为0.5μm～5.0μm，上述马氏体的平均晶体粒径为1.0μm～10μm，在存在上述剩余部分组织的情况下，上述剩余部分组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm。
以下，对本发明的热轧钢板进行具体说明。首先，对本发明的热轧钢板的化学成分(组成)的限定理由进行说明。需要说明的是，以下的表示化学成分的％全部是指质量％。
[C：0.01％～0.20％]
C是为了提高固溶强化和淬火性、在剩余部分组织中生成低温相变相即马氏体而确保热轧钢板的强度所需要的元素，为此最低也需要0.01％以上。C含量也可以为0.02％以上、0.04％以上或0.05％以上。另一方面，超过0.20％的C会使加工性及焊接性劣化。因此，C含量设定为0.20％以下。C含量也可以为0.18％以下、0.16％以下或0.15％以下。
[Si：1.0％以下]
Si是抑制使韧性劣化的粗大的氧化物或渗碳体、也有助于固溶强化的元素，但若含量超过1.0％，则热轧钢板的表面性状显著劣化而导致化学转化处理性或耐蚀性的降低。因此，Si含量设定为1.0％以下。优选为0.9％以下或0.8％以下。Si含量可以为0％，也可以为例如0.01％以上、0.02％以上或0.4％以上。
[Mn：3.0％以下]
Mn是固溶而有助于钢的强度增加、同时提高淬火性的元素。另一方面，若Mn超过3.0％，则不仅其效果饱和，而且形成由凝固偏析带来的带状组织而使加工性及耐延迟断裂特性劣化。因此，Mn含量设定为3.0％以下。优选设定为2.8％以下或2.0％以下。Mn含量也可以为0％，也可以为例如0.5％以上、1.0％以上或1.4％以上。
[P：0.040％以下]
P是固溶而有助于钢的强度增加的元素，但也是偏析于晶界、特别是旧奥氏体晶界而导致低温韧性或加工性的降低的元素。因此，P含量优选尽可能降低，但可以容许0.040％以下的含有。因此，P含量设定为0.040％以下。优选为0.030％以下，更优选为0.020％以下。P含量也可以为0％，但由于即使过度降低也得不到与精炼成本的增大相称的效果，因此优选为0.001％、0.002％以上、0.003％以上或0.005％以上。
[S：0.004％以下]
S与Mn结合而形成粗大的硫化物，使热轧钢板的加工性降低。因此，S含量优选尽可能降低，但可以容许0.004％以下的含有。因此，S含量设定为0.004％以下。优选为0.003％以下，更优选为0.002％以下。S含量也可以为0％，但由于即使过度降低也得不到与精炼成本的增大相称的效果，因此优选为0.0003％以上、0.0005％以上或0.001％以上。
[Al：0.10％以下]
Al是作为脱氧剂起作用、对于提高钢的清洁度有效的元素。但是，Al的过量的添加会导致氧化物系夹杂物的增加，使热轧钢板的韧性降低，同时成为瑕疵产生的原因。因此，Al含量设定为0.10％以下。优选为0.09％以下，更优选为0.08％以下。Al含量也可以为0％，但由于即使过度降低也得不到与精炼成本的增大相称的效果，因此优选为0.005％以上、0.008％以上或0.01％以上。
[N：0.004％以下]
N通过与氮化物形成元素结合而作为氮化物析出，有助于晶粒的微细化。但是，若超过0.004％，则变得作为固溶N而存在，会使韧性降低。因此，N含量设定为0.004％以下。优选为0.003％以下。N含量也可以为0％，但由于即使过度降低也得不到与精炼成本的增大相称的效果，因此优选为0.0005％以上、0.0008％以上或0.001％以上。
以上为本发明的热轧钢板的基本成分，但例如以韧性提高或高强度化等为目的，本发明的热轧钢板根据需要可以含有选自Nb：0.01％～0.20％、Ti：0.01％～0.15％、Mo：0.01％～1.0％、Cu：0.01％～0.5％及Ni：0.01％～0.5％中的1种或2种以上。
[Nb：0.01％～0.20％]
Nb是介由碳氮化物的形成而有助于钢板的强度和疲劳强度的增加的元素。为了表现出这样的效果，需要将Nb含量设定为0.01％以上。例如，Nb含量也可以为0.02％以上或0.03％以上。另一方面，若Nb含量超过0.20％，则由于变形阻力增加，所以有可能热轧钢板的制造时的热轧的轧制载荷增加，对轧制机的负担变得过大而轧制操作本身变得困难。另外，若Nb含量超过0.20％，则存在形成粗大的析出物而热轧钢板的韧性降低的倾向。因此，Nb含量设定为0.20％以下。例如，Nb含量也可以为0.15％以下或0.10％以下。
[Ti：0.01％～0.15％]
Ti通过形成微细的碳氮化物而将晶粒微细化，从而使钢板的强度和疲劳强度提高。为了表现出这样的效果，需要将Ti含量设定为0.01％以上。例如，Ti含量也可以为0.02％以上、0.04％以上或超过0.05％。另一方面，若Ti含量超过0.15％而变得过量，则上述的效果饱和，并且导致粗大的析出物的增加，导致钢板的韧性降低。因此，Ti含量设定为0.15％以下。优选为0.14％以下或0.10％以下。
[Mo：0.01％～1.0％]
Mo是提高淬火性而有助于钢板的高强度化的元素。为了得到这样的效果，需要将Mo含量设定为0.01％以上。例如，Mo含量也可以为0.02％以上或0.03％以上。但是，Mo的合金成本高，若超过1.0％则会使焊接性劣化。因此，Mo含量设定为1.0％以下。优选为0.5％以下或0.4％以下。
[Cu：0.01％～0.5％]
Cu是固溶而有助于钢的强度增加的元素。另外，Cu使淬火性提高。为了得到这些效果，需要将Cu含量设定为0.01％以上。例如，Cu含量也可以为0.05％以上或0.1％以上。但是，若Cu含量超过0.5％，则会导致热轧钢板的表面性状的降低。因此，Cu含量设定为0.5％以下。优选为0.4％以下或0.3％以下。
[Ni：0.01％～0.5％]
Ni是固溶而有助于钢的强度增加、另外使淬火性提高的元素。为了得到这些效果，需要将Ni含量设定为0.01％以上。例如，Ni含量也可以为0.02％以上或0.1％以上。但是，Ni的合金成本高，若超过0.5％则会使焊接性劣化。因此，Ni含量设定为0.5％以下。优选为0.4％以下或0.3％以下。
对于其他元素，也可以在不妨碍本发明的效果的范围内含有。即，只要剩余部分实质上为铁即可。例如以耐延迟断裂特性的提高为目的，也可以分别含有0.005％以下的Ca、REM(稀土类金属：Rare-Earth Metal)等。也可以含有使热加工性提高的微量元素等。
在本发明的热轧钢板中，上述成分以外的剩余部分包含Fe及杂质。这里，所谓杂质是在工业上制造热轧钢板时通过以矿石或废料等那样的原料为代表的制造工序的各种主要原因而混入的成分，包含不是相对于本发明的热轧钢板有意地添加的成分的物质。另外，所谓杂质是上述说明的成分以外的元素，也包含以该元素特有的作用效果不对本发明的热轧钢板的特性造成影响的水平包含于该热轧钢板中的元素。
接着，对本发明的热轧钢板的组织的限定理由进行说明。
[同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体：30体积％～70体积％]
本发明的热轧钢板的组织包含30体积％～70体积％的同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体。
这里，本发明中所谓“同一粒内的平均取向差”，在将相邻的粒的取向差为15°以上的区域定义为1个晶粒的情况下，是表示存在于某1个晶粒内的结晶的紊乱的指标。就通过通常的铁素体相变而产生的铁素体而言，同一粒内的平均取向差基本为0.0°。另一方面，在像本发明那样在轧制中产生了铁素体相变的情况下，由于也对铁素体实施加工，所以在铁素体粒内产生结晶的紊乱，同一粒内的平均取向差变大。为了降低与马氏体的硬度差，同一粒内的平均取向差需要为0.5°以上。另一方面，若同一粒内的平均取向差超过5.0°，则铁素体的延展性劣化。因此，同一粒内的平均取向差设定为0.5°～5.0°。更优选为0.7°～3.5°。
在本发明的热轧钢板中，由于若同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体变得少于30体积％，则细粒组织的分率降低，确保充分的疲劳特性变得困难，因此上述铁素体的体积率设定为30体积％以上。另外，为了增加上述铁素体的体积率，需要提高热轧时的压下率或降低热轧时的温度，但在设定为超过70体积％那样的条件的情况下，同一粒内的平均取向差超过5.0°的可能性变高，有可能铁素体的延展性劣化，拉伸凸缘性降低。因此，同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体的体积率设定为30体积％～70体积％。优选为35体积％以上或40体积％以上和/或65体积％以下或60体积％以下。
[同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体与马氏体的合计为90体积％以上及剩余部分组织为10体积％以下]
本发明的热轧钢板合计包含90体积％以上、优选95体积％以上或100体积％的同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体和马氏体。剩余部分组织没有特别限定，但例如包含贝氏体、同一粒内的平均取向差低于0.5°的铁素体及残留奥氏体中的1种或2种以上、或包含贝氏体、同一粒内的平均取向差低于0.5°的铁素体及残留奥氏体中的1种或2种以上。由于若剩余部分组织变得多于10体积％，则变得难以达成所期望的强度和/或拉伸凸缘性，因此剩余部分组织设定为10体积％以下。更优选剩余部分组织为5体积％以下，也可以为0体积％。另外，在剩余部分组织超过10体积％、且该剩余部分组织的贝氏体分率比较高的情况下，有时疲劳特性降低。
[同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体的平均晶体粒径：0.5μm～5.0μm]
本发明中所谓“平均晶体粒径”设定为在将相邻的粒的取向差为15°以上的区域定义为1个晶粒的情况下算出的值。由于若同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体的平均晶体粒径超过5.0μm，则疲劳强度或韧性劣化，因此平均晶体粒径需要为5.0μm以下。另一方面，为了使平均晶体粒径小于0.5μm，在轧制时大应变加工成为必要，对轧制机施加大的负荷，同时同一粒内的平均取向差超过5.0°的可能性变高。因此，平均晶体粒径设定为0.5μm以上。因此，同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体的平均晶体粒径为0.5μm～5.0μm，优选为0.7μm以上或1.0μm以上和/或4.5μm以下或4.0μm以下。
[马氏体和剩余部分组织的平均晶体粒径：1.0μm～10μm]
若马氏体及存在的情况下剩余部分组织的平均晶体粒径变得小于1.0μm，则马氏体或剩余部分组织中包含的贝氏体等高强度化，与上述铁素体的硬度差变大，拉伸凸缘性劣化。另外，若变得大于10μm，则担心疲劳特性和韧性的劣化。因此，马氏体和剩余部分组织特别是贝氏体的平均晶体粒径为1.0μm～10μm，优选为1.5μm以上或2.0μm以上和/或8.0μm以下或5.0μm以下。
各相或组织的鉴定或平均晶体粒径的算出可以通过使用了用扫描型电子显微镜拍摄的组织照片的图像处理或背散射电子衍射像解析(EBSP或EBSD)来进行。
更具体而言，同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体的体积率如以下那样操作来决定。将钢板的板宽设为W时，在钢板的宽度方向上在距离一端为1/4W(宽度)或3/4W(宽度)位置，按照从轧制方向观察钢板的宽度方向的截面(宽度方向截面)成为观察面的方式采集试样，在距离钢板表面为板厚的1/4深度位置，对钢板的宽度方向200μm×厚度方向100μm的矩形区域以0.2μm的测定间隔进行EBSD解析。这里，EBSD解析使用例如由热场致发射型扫描电子显微镜和EBSD检测器构成的装置，以200～300点/秒的解析速度实施。这里，取向差为基于通过上述测定的各测定点的晶体取向信息而求出相邻的测定点彼此的晶体取向的差而得到的值。该取向差为15°以上时，将相邻的测定点彼此的中间判断为晶界，将由该晶界包围的区域在本发明中定义为晶粒。将该晶粒的同一粒内的取向差进行单纯平均而计算平均取向差。而且，求出同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体的晶粒的面积率，将其设定为同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体的体积率。需要说明的是，同一粒内的平均取向差的算出可以使用附属于EBSD解析装置的软件而求出。另外，马氏体也有可能同一粒内的平均取向差成为0.5°以上，但由于马氏体的形状呈现出板条状的组织，所以在SEM图像中具有板条状的组织的区域设定为马氏体，将其面积率设定为马氏体的体积率。
本发明中的“同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体”、“马氏体”及“剩余部分组织”各自的平均晶体粒径使用通过上述的EBSD解析而求出的值来决定。具体而言，将取向差为15°以上的边界设定为晶界，将由下述式算出的值设定为平均晶体粒径。式中，N表示平均晶体粒径的评价区域中包含的晶粒的数目，Ai表示第i(i＝1、2、……、N)粒的面积，di表示第i的晶粒的当量圆直径。这些数据通过EBSD解析而容易地求出。
Figure BDA0002406976260000111
根据本发明，通过满足上述的化学成分(组成)及组织，能够得到高强度并且疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板。因此，在将本发明的热轧钢板应用于汽车的结构部件等的情况下，能够在确保必要的强度的状态下减薄板厚，能够有助于汽车的燃料费提高。
<热轧钢板的制造方法>
接着，对本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的热轧钢板的制造方法的特征在于，其包括以下工序：
(a)热轧工序，该热轧工序是将具有以上说明的化学成分(组成)的钢原材料铸造后不进行冷却而直接进行热轧或暂且冷却至室温、接着加热至1100℃～1350℃而进行热轧的热轧工序，上述热轧工序包括通过使铸造后的钢原材料在多个轧制机座中连续地通过而进行精轧，上述精轧的全部轧制机座中的轧制温度为A点以上，并且上述精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制在轧制温度：A点以上且低于Ae3点、应变速度：1.0～50/秒及道次间时间：10秒以内的条件下进行，满足上述条件的全部道次的总应变量为1.4～4.0；
(b)冷却工序，该冷却工序是将精轧后的钢板以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却的冷却工序，上述冷却在上述热轧工序后10秒以内开始；以及
(c)卷取工序，该卷取工序将上述钢板在室温以上且低于300℃的温度范围卷取。
其中，A点为由下述(式1)求出的温度，Ae3点为由下述(式2)求出的温度。
A(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
Ae3(℃)＝919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Cu、Ni及Mo为各元素的含量(质量％)。
以下，对本发明的制造方法进行详细说明。
[(a)热轧工序]
热轧工序包括通过使具有以上说明的化学成分(组成)的铸造后的钢原材料在多个轧制机座中连续地通过而进行精轧。另外，也可以在精轧之前或精轧中的轧制机座间的轧制途中进行去氧化皮。在本发明的方法中，精轧如之后说明的那样为了在轧制中产生铁素体相变而以低应变速度进行。因此，精轧优选通过这样的低应变速度下的轧制容易的将连续铸造与精轧连结而成的直送轧制来进行。然而，也可以采取一般的热轧方法即板坯的再加热-粗轧-精轧那样的方法。在该情况下，为了板坯的均质化，板坯加热温度设定为1100℃以上，为了防止奥氏体粒径的粗大化而设定为1350℃以下。另外，钢原材料的制造方法并不限定于特定的方法，将具有上述的化学成分的钢液用转炉等进行熔炼并通过连续铸造等铸造方法制成板坯等钢原材料的常用的方法均可以应用。
(精轧的全部轧制机座中的轧制温度：A点以上)
在本发明的方法中，精轧通过使保持铸造状态的钢原材料即刚铸造后的钢原材料或加热后的钢原材料在多个轧制机座中连续地通过来进行，精轧的全部轧制机座中的轧制温度为由下述(式1)求出的A点以上。
A(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
式中，C、Mn、Cu、Ni及Mo为各元素的含量(质量％)。
若变得低于A点，则除了轧制中的铁素体相变以外，还伴随温度的低温化而产生铁素体相变。通过后者的铁素体相变而产生的铁素体的晶体粒径大，会导致抗拉强度或疲劳强度的降低。另外，因产生这样的铁素体而组织分率的控制也变得困难。因而，需要全部轧制机座中的温度为A点以上。例如，全部轧制机座中的温度也可以为1100℃以下。
(精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制的轧制温度：A点以上且低于Ae3点)
由于若该轧制温度成为由下述(式2)求出的Ae3点以上，则变得难以在轧制中产生铁素体相变，因此设定为低于Ae3点。
Ae3(℃)＝919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Ni及Mo为各元素的含量(质量％)。
另外，若变得低于A点，则除了轧制中的铁素体相变以外，还伴随温度的低温化而产生铁素体相变。通过后者的铁素体相变而产生的铁素体的晶体粒径大，会导致抗拉强度或疲劳强度的降低。另外，因产生这样的铁素体而组织分率的控制也变得困难。因此，精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制的轧制温度设定为A点以上且低于Ae3点。
(精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制的应变速度：1.0～50/秒)
为了在轧制中产生铁素体相变，应变速度优选为低速。在应变速度超过50/秒的情况下，为了产生铁素体相变所需要的压下量变大，对轧制机的负荷增加。另外，加工发热变大，轧制温度成为Ae3点以上的可能性变高。因而，应变速度设定为50/秒以下。另外，在应变速度低于1.0/秒的情况下，由轧制机的辊带来的除热的影响变大，轧制温度变得低于A点的可能性变高。因此，应变速度设定为1.0/秒～50/秒以下。更优选为1.5/秒～30/秒。
(精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制的道次间时间：10秒以内)
道次间时间会对轧制机座间的应变的恢复或再结晶行为造成影响。若道次间时间超过10秒，则由于产生机座间的应变的恢复及再结晶，在之前的轧制道次中积蓄的应变得到释放，因此变得难以在轧制中产生铁素体相变。因此，道次间时间设定为10秒以内。优选为8.5秒以内、7秒以内或5秒以内。例如，道次间时间也可以为1秒以上。
(总应变量：1.4～4.0)
上述精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制满足轧制温度：A点以上且低于Ae3点、应变速度：1.0～50/秒及道次间时间：10秒以内的条件的全部道次的总应变量设定为1.4～4.0。该总应变量对轧制中产生的铁素体相变量和该铁素体粒内的平均取向差及马氏体的微细化造成大的影响。总应变量低于1.4时，难以产生充分量的铁素体相变，另外，马氏体晶体粒径粗大化。另一方面，若总应变量超过4.0，则在轧制中产生的铁素体的同一粒内的平均取向差超过5.0，铁素体的延展性降低。除此以外，由于轧制中的铁素体相变量变大、马氏体量减少，所以导致强度不足。因此，该总应变量设定为1.4～4.0。优选为1.6～3.5。
在上述的轧制条件不连续的情况下，变得无法在轧制中产生铁素体相变和/或引起轧制中产生的铁素体向奥氏体逆相变，结果是最终组织的铁素体分率变小，所得到的热轧钢板的伸长率降低。另外，在最终道次不满足轧制条件的情况下，在最终道次中产生从铁素体向奥氏体的逆相变，最终组织的铁素体分率减少而伸长率降低和/或铁素体恢复而与马氏体的硬度差变大，拉伸凸缘性降低。或者另外，若最终道次的轧制温度变得低于A点，则除了轧制中的铁素体相变以外，还伴随温度的低温化而产生铁素体相变，通过后者的铁素体相变而产生的铁素体的晶体粒径大，导致抗拉强度或疲劳强度的降低。因此，精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制需要在轧制温度：A点以上且低于Ae3点、应变速度：1.0～50/秒及道次间时间：10秒以内的条件下并且按照满足该条件的全部道次的总应变量成为1.4～4.0的方式进行。
(粗轧)
在本发明的方法中，例如为了调整板厚等，也可以在精轧之前对钢原材料进行粗轧。粗轧只要能够确保所期望的薄板坯尺寸即可，其条件没有特别限定。
[(b)冷却工序]
根据本发明的方法，精轧后的钢板在冷却工序中以20℃/秒以上的平均冷却速度被冷却，该冷却在上述的热轧工序后10秒以内开始。若从热轧工序结束后到冷却开始为止超过10秒，则产生铁素体的恢复而与马氏体的硬度差变大，所得到的热轧钢板的拉伸凸缘性降低。优选冷却在热轧工序后9秒以内或8秒以内开始。另外，平均冷却速度低于20℃/秒时，铁素体中的应变恢复而软化，与马氏体的硬度差变大，产生拉伸凸缘性的降低。因此，热轧工序后的冷却的平均冷却速度设定为20℃/秒以上。优选为40℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限定，但例如也可以为100℃/秒以下。
[(c)卷取工序]
在上述冷却工序中被冷却至冷却停止温度为止的钢板在卷取工序中在室温以上且低于300℃的温度范围内被卷取。由于在冷却工序后立即进行钢板的卷取，因此卷取温度与冷却停止温度大致相等。若卷取温度成为300℃以上，则由于多边形铁素体或贝氏体大量地生成，因此抗拉强度及疲劳强度降低。因此，成为冷却停止温度的卷取温度设定为低于300℃。例如，卷取温度也可以为250℃以下或200℃以下。
需要说明的是，在卷取后，可以对热轧钢板按照常规方法实施调质轧制，另外，也可以实施酸洗而将形成于表面的氧化皮除去。或者，也可以进一步实施热浸镀锌、电镀锌等镀覆处理或化学转化处理。
通过将具有与对本发明的热轧钢板说明的相同组成的钢原材料铸造后，如以上说明的那样实施热轧、之后的冷却及卷取操作，能够可靠地制造包含30体积％～70体积％的同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体、合计包含90体积％以上的上述铁素体和马氏体、剩余部分组织为10体积％以下、上述铁素体的平均晶体粒径为0.5μm～5.0μm、上述马氏体的平均晶体粒径为1.0μm～10μm、在存在上述剩余部分组织的情况下上述剩余部分组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm的热轧钢板。因此，根据上述的制造方法，能够提供疲劳特性和拉伸凸缘性优异的抗拉强度为590MPa以上的热轧钢板。
以下，通过实施例对本发明更详细地进行说明，但本发明并不受这些实施例的任何限定。
实施例
将表1中所示的化学成分的钢液用转炉进行熔炼。接着，将这些钢原材料通过表2中所示的热轧、冷却及卷取条件而制造了板厚为3.0mm的热轧钢板。除表1中所示的成分以外的剩余部分为Fe及杂质。另外，对从所制造的热轧钢板采集的试样进行分析而得到的成分组成与表1中所示的钢的成分组成同等。
Figure BDA0002406976260000171
Figure BDA0002406976260000181
[表2-2]
Figure BDA0002406976260000191
粗体字下划线表示为本发明的范围外。
表中的
Figure BDA0002406976260000192
表示精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制分别满足轧制温度：A点以上且低于Ae3点、应变速度：1.0～50/秒及道次间时间：10秒以内的条件的范围。
表2中的“加热温度”为将板坯再加热时的温度，“直送”表示通过使连续铸造与精轧连结而成的直送轧制来实施精轧。另外，“F1”～“F7”表示精轧中的轧制机座，各栏中的“轧制温度”表示机座入侧的温度，“道次间时间”表示从刚出该机座后至到达下一机座为止的时间。另外，“T”表示从热轧工序后(精轧结束后)到冷却开始为止的时间。另外，精轧后的冷却设定为利用水冷的冷却，通过使钢板通过在途中不具有空气冷却区间的水冷设备来进行。冷却时的冷却速度以从导入水冷设备时至导出水冷设备时为止的钢板的温度下降幅度除以钢板相对于水冷设备的所需通过时间而得到的平均速度来表示。
从所得到的热轧钢板采集试验片，进行组织观察(扫描型电子显微镜及EBSD)、拉伸试验、扩孔试验以及利用对称交变平面弯曲试验法的疲劳试验。组织观察使用由热场致发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制HIKARI检测器)构成的装置并以200～300点/秒的解析速度实施，同一粒内的平均取向差的算出使用附属于EBSD解析装置的软件(OIM Analysis TM)来求出。另外，关于上述扩孔试验，在试验片上开10mmφ的冲孔(初始孔：孔径d0＝10mm)，使飞翅朝上用顶角为60度的圆锥冲头压上初始孔直至产生贯通板厚的开裂为止，测定开裂产生时的孔计d1mm，通过下述式求出扩孔率λ(％)。将这些结果示于表3中。
λ＝100×(d1-d0)/d0
Figure BDA0002406976260000211
表3中的“α1相”表示同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体，“M相”表示马氏体。另外，作为“剩余部分组织”，包含贝氏体，此外还包含同一粒内的平均取向差低于0.5°的铁素体和/或残留奥氏体。由表3获知，实施例的热轧钢板均抗拉强度为590MPa以上且拉伸凸缘性和疲劳特性优异。需要说明的是，这里所谓的拉伸凸缘性优异是指λ为90％以上，所谓疲劳特性优异是指疲劳限度比(疲劳强度/抗拉强度)为0.50以上。
另一方面，脱离本发明的范围的比较例的热轧钢板的拉伸凸缘性和/或疲劳特性劣化。比较例4由于精轧的最终道次等的轧制温度为Ae3点以上，所以在轧制中没有产生铁素体相变。结果是，由于没有得到铁素体的细粒组织(同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体：30体积％～70体积％、以及该铁素体的平均晶体粒径：0.5μm～5.0μm)，因此拉伸凸缘性以及疲劳特性劣化。比较例5由于冷却速度比20℃/秒慢，因此在同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体中产生恢复，剩余部分组织的分率增加，结果是，与马氏体的硬度差增加而拉伸凸缘性劣化。比较例10由于卷取温度(冷却停止温度)为300℃以上，因此剩余部分组织的贝氏体分率增加、即剩余部分组织超过10体积％而增加，结果是，抗拉强度及疲劳特性劣化。比较例13从热轧工序后(精轧完成)至冷却开始为止经过超过10秒，在同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体中产生恢复而剩余部分组织的分率增加，抗拉强度降低，并且与马氏体的硬度差增加而拉伸凸缘性劣化。
比较例16由于在精轧中轧制温度变得低于A点，在轧制中伴随温度降低而生成铁素体，因此同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体的粒径超过5.0μm而变大，疲劳特性降低。比较例28由于总应变量变得低于1.4，同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体的体积率减少至低于30体积％，细粒组织的分率少，另外，马氏体的晶体粒径也粗大化，因此疲劳特性劣化。比较例29虽然满足热轧、冷却及卷取的各条件，但由于C量多，因此组织中的渗碳体量变多，扩孔性降低，拉伸凸缘性劣化。同样地，比较例30虽然满足热轧、冷却及卷取的各条件，但由于Mn量多，因此在组织中形成带状组织，扩孔性降低，拉伸凸缘性劣化。

Claims (3)

1.一种热轧钢板，其特征在于，其具有下述组成：
以质量％计含有：
C：0.01％～0.20％、
Si：1.0％以下、
Mn：3.0％以下、
P：0.040％以下、
S：0.004％以下、
Al：0.10％以下、
N：0.004％以下，
剩余部分由Fe及杂质构成，
包含30体积％～70体积％的同一粒内的平均取向差为0.5°～5.0°的铁素体，
合计包含90体积％以上的所述铁素体和马氏体，
剩余部分组织为10体积％以下，
所述铁素体的平均晶体粒径为0.5μm～5.0μm，所述马氏体的平均晶体粒径为1.0μm～10μm，在存在所述剩余部分组织的情况下，所述剩余部分组织的平均晶体粒径为1.0μm～10μm。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，其进一步以质量％计含有选自
Nb：0.01％～0.20％、
Ti：0.01％～0.15％、
Mo：0.01％～1.0％、
Cu：0.01％～0.5％、及
Ni：0.01％～0.5％
中的1种或2种以上。
3.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，其包括以下工序：
(a)热轧工序，该热轧工序是将具有权利要求1或权利要求2所述的组成的钢原材料铸造后不进行冷却而直接进行热轧或暂且冷却至室温、接着加热至1100℃～1350℃而进行热轧的热轧工序，所述热轧工序包括通过使铸造后的钢原材料在多个轧制机座中连续地通过而进行精轧，所述精轧的全部轧制机座中的轧制温度为A点以上，并且所述精轧的包含最终道次的2个道次以上的连续的轧制在轧制温度：A点以上且低于Ae3点、应变速度：1.0～50/秒及道次间时间：10秒以内的条件下进行，满足所述条件的全部道次的总应变量为1.4～4.0；
(b)冷却工序，该冷却工序是将精轧后的钢板以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却的冷却工序，所述冷却在所述热轧工序后10秒以内开始；以及
(c)卷取工序，该卷取工序将所述钢板在室温以上且低于300℃的温度范围内卷取，
这里，A点为由下述(式1)求出的温度，Ae3点为由下述(式2)求出的温度，
A(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo (式1)
Ae3(℃)＝919-266C+38Si-28Mn-27Ni+12Mo (式2)
式中，C、Si、Mn、Cu、Ni及Mo为各元素的含量，单位为质量％。
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