热轧钢板的制作方法

1.本发明涉及热轧钢板。
2.本技术基于2021年1月12日在日本技术的特愿2021-002859号而主张优先权，并将其内容援引于此。


背景技术：

3.从保护地球环境的观点出发，以提高汽车的燃料效率作为目的，正在推进汽车车体的轻量化。为了将汽车车体进一步轻量化，需要提高适用于汽车车体的钢板的强度。但是，一般而言，如果将钢板高强度化，则成形性降低。
4.作为提高钢板的成形性的方法，有使钢板的金属组织中含有残余奥氏体的方法。但是，若使钢板的金属组织中含有残余奥氏体，则延展性提高，但有时扩孔性及弯曲性降低。在进行弯曲成形、扩孔加工及翻边加工时，不仅要求优异的延展性，还要求优异的扩孔性及弯曲性。
5.在专利文献1中，公开了局部变形能力优异、成形性的取向依赖性少的延展性优异的热轧钢板及其制造方法。本发明人们认识到：关于专利文献1中记载的热轧钢板，需要进一步提高强度、延展性、扩孔性及弯曲性。
6.现有技术文献
7.专利文献
8.专利文献1：日本专利第5533729号公报


技术实现要素：

9.发明所要解决的课题
10.本发明的目的是提供具有优异的强度、延展性、扩孔性及弯曲性的热轧钢板。
11.用于解决课题的手段
12.本发明人们鉴于上述的课题，对热轧钢板的化学组成及金属组织与机械特性的关系反复进行了深入研究，结果得到以下的见识(a)～(d)，从而完成了本发明。
13.(a)为了得到优异的强度，需要使金属组织中包含期望量的贝氏体、及含有期望量的ti而使铁素体中析出ti碳化物来提高铁素体的强度。
14.(b)为了得到优异的延展性，必须使金属组织中包含期望量的铁素体及残余奥氏体。然而，若包含铁素体及残余奥氏体，则热轧钢板的扩孔性及弯曲性降低。
15.(c)通过将铁素体的平均粒径控制为所期望的范围，能够进一步提高强度，并且提高扩孔性及弯曲性。
16.(d)通过降低铁素体与贝氏体的硬度差，能够进一步提高扩孔性及弯曲性。
17.基于上述见识而进行的本发明的主旨如下所述。
18.(1)本发明的一方案的热轧钢板的化学组成以质量％计含有：
19.c：0.100～0.350％、
20.si：0.01～3.00％、
21.mn：1.00～4.00％、
22.sol.al：0.001～2.000％、
23.si+sol.al：1.00％以上、
24.ti：0.010～0.380％、
25.p：0.100％以下、
26.s：0.0300％以下、
27.n：0.1000％以下、
28.o：0.0100％以下、
29.nb：0～0.100％、
30.v：0～0.500％、
31.cu：0～2.00％、
32.cr：0～2.00％、
33.mo：0～1.00％、
34.ni：0～2.00％、
35.b：0～0.0100％、
36.ca：0～0.0200％、
37.mg：0～0.0200％、
38.rem：0～0.1000％、
39.bi：0～0.020％、
40.zr、co、zn及w中的1种或2种以上：合计为0～1.00％、以及
41.sn：0～0.050％，
42.由下述式(a)表示的tief为0.010～0.300％，
43.剩余部分包含fe及杂质，
44.金属组织以面积％计包含：
45.铁素体：10～30％、
46.贝氏体：40～85％、
47.残余奥氏体：5～30％、
48.新生马氏体：5％以下、及
49.珠光体：5％以下，
50.上述铁素体的平均粒径为5.00μm以下，
51.上述铁素体的平均纳米压痕硬度与上述贝氏体的平均纳米压痕硬度之差为1000mpa以下，
52.所述热轧钢板的抗拉强度为980mpa以上。
53.tief＝ti-48/14
×
n-48/32
×sꢀꢀꢀ
(a)
54.其中，上述式(a)中的各元素符号表示以质量％计的含量。
55.(2)上述(1)所述的热轧钢板的上述化学组成也可以以质量％计含有选自由下述元素构成的组中的1种或2种以上：
56.nb：0.005～0.100％、
57.v：0.005～0.500％、
58.cu：0.01～2.00％、
59.cr：0.01～2.00％、
60.mo：0.01～1.00％、
61.ni：0.02～2.00％、
62.b：0.0001～0.0100％、
63.ca：0.0005～0.0200％、
64.mg：0.0005～0.0200％、
65.rem：0.0005～0.1000％、及
66.bi：0.0005～0.020％。
67.发明效果
68.根据本发明的上述方案，能够提供具有优异的强度、延展性、扩孔性及弯曲性的热轧钢板。
具体实施方式
69.对于本实施方式的热轧钢板的化学组成及金属组织，以下更具体地进行说明。但是，本发明并不仅限制于本实施方式中公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种变更。
70.关于以下夹着“～”而记载的数值限定范围，下限值及上限值包含于该范围内。关于表示为“低于”或“超过”的数值，该值不包含于数值范围内。在以下的说明中，关于钢板的化学组成的％只要没有特别指定则为质量％。
71.化学组成
72.本实施方式的热轧钢板的化学组成以质量％计包含c：0.100～0.350％、si：0.01～3.00％、mn：1.00～4.00％、sol.al：0.001～2.000％、si+sol.al：1.00％以上、ti：0.010～0.380％、p：0.100％以下、s：0.0300％以下、n：0.1000％以下、o：0.0100％以下、以及剩余部分：fe及杂质。
73.以下，对各元素进行详细说明。
74.c：0.100～0.350％
75.c是为了得到所期望的强度所必需的元素。c含量低于0.100％时，变得难以得到所期望的强度。因此，c含量设定为0.100％以上。c含量优选为0.120％以上、0.150％以上。
76.另一方面，c含量超过0.350％时，因相变速度变慢而变得容易生成ma(马氏体及残余奥氏体的混合相)，变得难以得到优异的扩孔性及弯曲性。因此，c含量设定为0.350％以下。c含量优选为0.330％以下、0.310％以下、0.300％以下或0.280％以下。
77.si：0.01～3.00％
78.si具有延迟渗碳体的析出的作用。通过该作用，能够提高奥氏体未相变而残留的量、即残余奥氏体的面积率。此外，能够较多地保证硬质相中的固溶c量、及通过防止渗碳体的粗大化而提高强度。此外，si自身也具有通过固溶强化而提高热轧钢板的强度的效果。此外，si具有通过脱氧而将钢健全化的(抑制在钢中产生气孔等缺陷)作用。si含量低于0.01％时，无法得到由上述作用带来的效果。因此，si含量设定为0.01％以上。si含量优选
为0.50％以上、1.00％以上、1.20％以上、1.50％以上。
79.另一方面，si含量超过3.00％时，使渗碳体的析出显著延迟，残余奥氏体量变得过量，因此不优选。此外，热轧钢板的表面性状及化学转化处理性、进而延展性及焊接性显著劣化，并且a3相变点显著上升。由此，变得难以稳定地进行热轧。因此，si含量设定为3.00％以下。si含量优选为2.70％以下、2.50％以下。
80.mn：1.00～4.00％
81.mn具有抑制铁素体相变而将热轧钢板高强度化的作用。mn含量低于1.00％时，无法得到所期望的强度。因此，mn含量设定为1.00％以上。mn含量优选为1.50％以上、1.80％以上、2.00％以上或2.40％以上。
82.另一方面，mn含量超过4.00％时，热轧钢板的延展性、扩孔性及弯曲性劣化。因此，mn含量设定为4.00％以下。mn含量优选为3.70％以下、3.50％以下、3.30％以下或3.00％以下。
83.sol.al：0.001～2.000％
84.sol.al与si同样地具有将钢脱氧而将钢板健全化、并且抑制渗碳体从奥氏体析出从而促进残余奥氏体的生成的作用。sol.al含量低于0.001％时，无法得到由上述作用带来的效果。因此，sol.al含量设定为0.001％以上。sol.al含量优选为0.010％以上。
85.另一方面，sol.al含量超过2.000％时，上述效果饱和，并且在经济上不优选。进而，a3相变点显著上升，变得难以稳定地进行热轧。因此，sol.al含量设定为2.000％以下。sol.al含量优选为1.500％以下、1.300％以下。
86.需要说明的是，本实施方式中sol.al是指酸可溶性al，表示以固溶状态存在于钢中的固溶al。
87.si+sol.al：1.00％以上
88.si及sol.al都具有延迟渗碳体的析出的作用，通过该作用，能够提高奥氏体未相变而残留的量、即残余奥氏体的面积率。si及sol.al的含量的合计低于1.00％时，无法得到由上述作用带来的效果。因此，si及sol.al的含量的合计设定为1.00％以上。优选为1.20％以上、1.50％以上。
89.si及sol.al的含量的合计也可以设定为5.00％以下、3.00％以下或2.60％以下。
90.需要说明的是，“si+sol.al”的si表示si的以质量％计的含量，sol.al表示sol.al的以质量％计的含量。
91.ti：0.010～0.380％
92.ti在钢中作为碳化物或氮化物(主要为ti碳化物)而析出，通过钉扎效应将金属组织微细化，进一步通过析出强化而提高铁素体的强度。其结果是，能够降低铁素体与贝氏体的硬度差。若ti含量低于0.010％，则无法得到该效果。因此，ti含量设定为0.010％以上。优选为0.050％以上、0.070％以上、0.090％以上、0.120％以上。
93.另一方面，ti含量即使设定为超过0.380％，上述效果也饱和。因此，ti含量设定为0.380％以下。优选为0.350％以下、0.320％以下、0.300％以下。
94.p：0.100％以下
95.p是一般作为杂质而含有于钢中的元素，但具有通过固溶强化而提高热轧钢板的强度的作用。因此，也可以积极地含有p。但是，p是容易偏析的元素，若p含量超过0.100％，
则起因于晶界偏析的延展性的降低变得显著。因此，p含量设定为0.100％以下。p含量优选为0.030％以下。
96.p含量的下限没有必要特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设定为0.001％。
97.s：0.0300％以下
98.s是作为杂质而含有于钢中的元素，在钢中形成硫化物系夹杂物而降低热轧钢板的延展性。若s含量超过0.0300％，则热轧钢板的延展性显著降低。因此，s含量设定为0.0300％以下。s含量优选为0.0050％以下。
99.s含量的下限没有必要特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设定为0.0001％。
100.n：0.1000％以下
101.n是作为杂质而含有于钢中的元素，具有降低热轧钢板的延展性的作用。n含量超过0.1000％时，热轧钢板的延展性显著降低。因此，n含量设定为0.1000％以下。n含量优选为0.0800％以下、0.0700％以下。n含量的下限没有必要特别规定，但为了促进碳氮化物的析出，n含量优选设定为0.0010％以上，更优选设定为0.0020％以上。
102.o：0.0100％以下
103.o若大量包含于钢中则形成成为断裂的起点的粗大的氧化物，引起脆性断裂或氢致开裂。因此，o含量设定为0.0100％以下。o含量优选设定为0.0080％以下、0.0050％以下。
104.为了在钢液的脱氧时使微细的氧化物大量分散，o含量也可以设定为0.0005％以上、0.0010％以上。
105.tief：0.010～0.300％
106.由下述式(a)表示的tief是ti碳化物的生成所涉及的指标。ti氮化物及ti硫化物与ti碳化物相比在高温下生成。因此，在钢中的n及s多的情况下，无法充分生成ti碳化物。若tief低于0.010％，则ti碳化物的析出量少，因此无法得到由ti的碳化物带来的铁素体的强度提高的效果。其结果是，无法降低铁素体与贝氏体的硬度差。因此，tief设定为0.010％以上。优选为0.050％以上、0.100％以上。
107.另一方面，即使将tief设定为超过0.300％，上述效果也饱和，因此在经济上不优选。因此，tief设定为0.300％以下。优选为0.270％以下、0.250％以下。
108.tief＝ti-48/14
×
n-48/32
×sꢀꢀꢀ
(a)
109.其中，上述式(a)中的各元素符号表示以质量％计的含量。
110.本实施方式的热轧钢板的化学组成的剩余部分包含fe及杂质。在本实施方式中，所谓杂质是指从作为原料的矿石、废铁、或制造环境等混入的元素或有意地微量添加的元素，其是在对本实施方式的热轧钢板不造成不良影响的范围内被容许的元素。
111.本实施方式的热轧钢板除了上述元素以外，还可以含有以下的元素作为任选元素。不含有上述任选元素时的含量的下限为0％。以下，对各任选元素进行详细说明。
112.nb：0.005～0.100％及v：0.005～0.500％
113.nb及v都具有在钢中作为碳化物或氮化物而析出、通过钉扎效应而将金属组织微细化的作用，因此也可以含有这些元素中的1种或2种以上。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将nb含量设定为0.005％以上、或将v含量设定为0.005％以上。
114.但是，即使过量含有这些元素，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上不优选。
因此，nb含量设定为0.100％以下，v含量设定为0.500％以下。
115.cu：0.01～2.00％、cr：0.01～2.00％、mo：0.01～1.00％、ni：0.02～2.00％及b：0.0001～0.0100％
116.cu、cr、mo、ni及b都具有提高热轧钢板的淬透性的作用。此外，cr及ni具有使残余奥氏体稳定化的作用，cu及mo具有在钢中析出碳化物而提高热轧钢板的强度的作用。进而，ni在含有cu的情况下具有有效地抑制起因于cu的板坯的晶界开裂的作用。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。
117.cu具有提高钢板的淬透性的作用及在低温下在钢中作为碳化物析出而提高热轧钢板的强度的作用。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，cu含量优选设定为0.01％以上。
118.但是，cu含量超过2.00％时，有时产生板坯的晶界开裂。因此，cu含量设定为2.00％以下。
119.如上述那样cr具有提高钢板的淬透性的作用及使残余奥氏体稳定化的作用。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将cr含量设定为0.01％以上。
120.但是，cr含量超过2.00％时，热轧钢板的化学转化处理性显著降低。因此，cr含量设定为2.00％以下。
121.如上述那样mo具有提高钢板的淬透性的作用及在钢中将碳化物析出而提高强度的作用。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将mo含量设定为0.01％以上。
122.但是，即使将mo含量设定为超过1.00％，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上不优选。因此，mo含量设定为1.00％以下。
123.如上述那样ni具有提高钢板的淬透性的作用。此外ni在含有cu的情况下具有有效地抑制起因于cu的板坯的晶界开裂的作用。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将ni含量设定为0.02％以上。
124.ni为高价的元素，因此大量地含有在经济上不优选。因此，ni含量设定为2.00％以下。
125.如上述那样b具有提高钢板的淬透性的作用。为了更可靠地得到由该作用带来的效果，优选将b含量设定为0.0001％以上。
126.但是，b含量超过0.0100％时，热轧钢板的延展性显著降低，因此b含量设定为0.0100％以下。
127.ca：0.0005～0.0200％、mg：0.0005～0.0200％、rem：0.0005～0.1000％及bi：0.0005～0.020％
128.ca、mg及rem都具有通过将夹杂物的形状控制为优选的形状而提高热轧钢板的成形性的作用。此外，bi具有通过将凝固组织微细化而提高热轧钢板的成形性的作用。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将ca、mg、rem及bi中的任1种以上设定为0.0005％以上。但是，若ca含量或mg含量超过0.0200％、或rem含量超过0.1000％，则在钢中过量地生成夹杂物，有时反而使热轧钢板的延展性降低。此外，即使将bi含量设定为超过0.020％，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上不优选。因此，将ca含量、mg含量设定为0.0200％以下，将rem含量设定为0.1000％以下，以及将bi含量设定为0.020％以下。bi含量优选为0.010％以下。
129.这里，rem是指包含sc、y及镧系元素的合计17种元素，上述rem的含量是指这些元素的合计含量。在镧系元素的情况下，在工业上以混合稀土金属的形式添加。
130.zr、co、zn及w中的1种或2种以上：合计为0～1.00％、以及、sn：0～0.050％
131.关于zr、co、zn及w，本发明人们确认了：即使合计含有1.00％以下的这些元素，也不会损害本实施方式的热轧钢板的效果。因此，也可以含有合计为1.00％以下的zr、co、zn及w中的1种或2种以上。
132.此外，本发明人们确认了：即使含有少量sn，也不会损害本实施方式的热轧钢板的效果，但有时在热轧时产生缺陷，因此sn含量设定为0.050％以下。
133.上述的热轧钢板的化学组成只要通过一般的分析方法来测定即可。例如只要使用icp-aes(inductively coupled plasma-atomic emission spectrometry，电感耦合等离子体原子发射光谱法)进行测定即可。需要说明的是，sol.al只要使用将试样用酸加热分解后的滤液而通过icp-aes进行测定即可。c及s使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，n使用不活性气体熔化-热导法进行测定即可，o使用不活性气体熔化-非分散型红外线吸收法进行测定即可。
134.热轧钢板的金属组织
135.接着，对本实施方式的热轧钢板的金属组织进行说明。
136.在本实施方式的热轧钢板中，金属组织以面积％计包含铁素体：10～30％、贝氏体：40～85％、残余奥氏体：5～30％、新生马氏体：5％以下、及珠光体：5％以下，上述铁素体的平均粒径为5.00μm以下，上述铁素体的平均纳米压痕硬度与上述贝氏体的平均纳米压痕硬度之差为1000mpa以下。
137.需要说明的是，在本实施方式中，规定与轧制方向平行的板厚截面的距离表面为板厚的1/4深度位置(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)处的金属组织。其理由是由于：该位置处的金属组织示出热轧钢板的代表性的金属组织。
138.铁素体：10～30％
139.铁素体是强度低劣、但提高热轧钢板的延展性的组织。若铁素体的面积率低于10％，则无法得到所期望的延展性。因此，铁素体的面积率设定为10％以上。优选为12％以上、15％以上。
140.另一方面，若铁素体的面积率超过30％，则无法得到所期望的强度。因此，铁素体的面积率设定为30％以下。优选为27％以下、25％以下。
141.贝氏体：40～85％
142.贝氏体是提高热轧钢板的强度及延展性的组织。若贝氏体的面积率低于40％，则无法得到所期望的强度及延展性。因此，贝氏体的面积率设定为40％以上。优选为50％以上、55％以上、60％以上。
143.另一方面，若贝氏体的面积率超过85％，则无法得到所期望的延展性。因此，贝氏体的面积率设定为85％以下。优选为82％以下、80％以下。
144.残余奥氏体：5～30％
145.残余奥氏体是提高热轧钢板的延展性的组织。若残余奥氏体的面积率低于5％，则无法得到所期望的延展性。因此，残余奥氏体的面积率设定为5％以上。优选为7％以上、10％以上、12％以上、13％以上、14％以上或15％以上。
146.另一方面，若残余奥氏体的面积率超过30％，则无法得到所期望的强度。因此，残余奥氏体的面积率设定为30％以下。优选为25％以下、23％以下。
147.新生马氏体：5％以下
148.新生马氏体为硬质的组织，因此有助于热轧钢板的强度的提高。但是，新生马氏体也是延展性不足的组织。若新生马氏体的面积率超过5％，则无法得到所期望的延展性。因此，新生马氏体的面积率设定为5％以下。优选为4％以下、3％以下、2％以下。新生马氏体的面积率也可以为0％。
149.珠光体：5％以下
150.若珠光体的面积率过多，则无法得到期望量的残余奥氏体。因此，珠光体的面积率设定为5％以下。优选为4％以下、3％以下、2％以下。珠光体的面积率也可以为0％。
151.上述的各组织中，残余奥氏体以外的组织的面积率通过以下的方法来测定。
152.按照可观察与轧制方向平行的板厚截面的距离表面为板厚的1/4深度(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)中的金属组织的方式，从热轧钢板采集试验片。接着，将板厚截面进行研磨后，将研磨面进行硝酸乙醇腐蚀，使用光学显微镜及扫描型电子显微镜(sem)，对30μm
×
30μm的区域进行组织观察。观察区域设定为至少3个区域。通过对利用该组织观察而得到的组织照片进行图像解析，得到铁素体、珠光体及贝氏体各自的面积率。之后，对于同样的观察位置进行lepera腐蚀后，使用光学显微镜及扫描型电子显微镜进行组织观察，通过对所得到的组织照片进行图像解析，得到新生马氏体的面积率。
153.在上述的组织观察中，各组织通过以下的方法进行鉴定。
154.新生马氏体由于是位错密度高、并且在粒内具有板条块或板条束之类的下部组织的组织，因此根据使用了扫描型电子显微镜的电子通道衬度图像，能够与其他的金属组织进行区别。
155.将为板条状的晶粒的集合、在组织的内部不含长径为20nm以上的fe系碳化物的组织中并非新生马氏体的组织、或在组织的内部包含长径20nm以上的fe系碳化物且该fe系碳化物具有单一的变体、即沿同一方向伸长的fe系碳化物的组织视为贝氏体。这里，沿同一方向伸长的fe系碳化物是指fe系碳化物的伸长方向的差异为5
°
以内的碳化物。
156.将为块状的晶粒、在组织的内部不含板条等下部组织的组织视为铁素体。
157.将板状的铁素体与fe系碳化物以层状重叠的组织视为珠光体。
158.残余奥氏体的面积率通过以下的方法来测定。
159.本实施方式中，残余奥氏体的面积率通过x射线衍射来测定。首先，在与热轧钢板的轧制方向平行的板厚截面的距离表面为板厚的1/4深度(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)处，使用co-kα射线，求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)的计6个峰的积分强度，使用强度平均法来算出。由此，得到残余奥氏体的面积率。
160.铁素体的平均粒径：5.00μm以下
161.铁素体的大小会对热轧钢板的强度、扩孔性及弯曲性造成大的影响。若铁素体的平均粒径超过5.00μm，则无法提高热轧钢板的强度、扩孔性和/或弯曲性。因此，铁素体的平均粒径设定为5.00μm以下。优选为4.00μm以下、3.50μm以下、3.00μm以下。
162.下限没有特别规定，但铁素体的平均粒径也可以设定为0.50μm以上、1.00μm以上。
163.铁素体的平均粒径通过以下的方法来测定。
164.铁素体的平均结晶粒径通过对与上述的用光学显微镜及扫描型电子显微镜观察的区域相同的区域进行以下的测定来获得。将板厚截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散到醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面。接着，通过电解研磨将导入样品的表层中的应变除去。在样品截面的长度方向的任意的位置处，对长度为50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法进行测定而得到晶体取向信息。测定中，使用由热场发射型扫描电子显微镜(jeol制jsm-7001f)和ebsd检测器(tsl制dvc5型检测器)构成的ebsd装置。此时，ebsd装置内的真空度设定为9.6
×
10-5
pa以下，加速电压设定为15kv，照射电流水平设定为13，电子射线的照射水平设定为62。
165.对所得到的晶体取向数据群通过解析软件(tsloim analysis)进行解析，将具有15
°
以上的取向差的界面定义为结晶晶界，由以该结晶晶界所围成的区域的面积作为当量圆直径算出结晶粒径。其中，对于通过上述的光学显微镜及扫描型电子显微镜(sem)鉴定为铁素体的晶粒，由结晶粒径的直方图作为中值粒径(d
50
)算出平均结晶粒径。
166.铁素体的平均纳米压痕硬度与贝氏体的平均纳米压痕硬度之差：1000mpa以下
167.若铁素体的平均纳米压痕硬度与贝氏体的平均纳米压痕硬度之差超过1000mpa，则无法提高扩孔性和/或弯曲性。因此，铁素体的平均纳米压痕硬度与贝氏体的平均纳米压痕硬度之差设定为1000mpa以下。优选为950mpa以下、900mpa以下、850mpa以下。
168.下限没有特别规定，但铁素体的平均纳米压痕硬度与贝氏体的平均纳米压痕硬度之差也可以设定为500mpa以上、600mpa以上或700mpa以上。
169.铁素体的平均纳米压痕硬度及贝氏体的平均纳米压痕硬度通过以下的方法来测定。
170.在上述的测定了金属组织的面积率的视场中，对于判别为铁素体的区域，利用纳米压痕法进行硬度测定。通过测定至少20点以上的铁素体的马氏体硬度，并算出平均值，得到铁素体的平均纳米压痕硬度。通过对贝氏体进行同样的操作，得到贝氏体的平均纳米压痕硬度。
171.需要说明的是，测定中，使用hysitron公司制triboscope/tribo indenter、测定载荷设定为1mn即可。
172.机械特性
173.本实施方式的热轧钢板的抗拉(最大)强度为980mpa以上。通过将抗拉强度设定为980mpa以上，能够有助于车体轻量化。更优选抗拉强度为1180mpa以上。上限没有必要特别限定，但也可以设定为1470mpa。
174.延展性的指标即抗拉强度与均匀拉伸率之积(ts
×
uel)也可以为8260mpa
·
％以上。
175.扩孔性的指标即扩孔率也可以为45％以上。
176.弯曲性的指标即最大弯曲角度也可以为60
°
以上。
177.抗拉强度ts及均匀拉伸率uel使用jis z 2241：2011的5号试验片，依据jis z 2241：2011进行测定。拉伸试验片的采集位置设定为距离板宽方向的端部为1/4部分，将与
轧制方向成直角的方向设定为长度方向即可。
178.扩孔率λ依据jis z 2256：2020进行测定。扩孔试验片的采集位置设定为距离热轧钢板的板宽方向的端部为1/4部分即可。
179.最大弯曲角度α基于由德国汽车工业会规定的vda基准(vda238-100)进行评价。将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移以vda基准转换成角度，求出最大弯曲角度α。
180.板厚
181.本实施方式的热轧钢板的板厚没有特别限定，也可以设定为0.5～8.0mm。通过将热轧钢板的板厚设定为0.5mm以上，轧制完成温度的确保变得容易，并且能够降低轧制载荷，能够容易地进行热轧。因此，本实施方式的热轧钢板的板厚也可以设定为0.5mm以上。优选为1.2mm以上、1.4mm以上。此外，通过将板厚设定为8.0mm以下，金属组织的微细化变得容易，能够容易地确保上述的金属组织。因此，板厚也可以设定为8.0mm以下。优选为6.0mm以下。
182.镀层
183.具有上述的化学组成及金属组织的本实施方式的热轧钢板也可以以耐蚀性的提高等作为目的使表面具备镀层而制成表面处理钢板。镀层可以为电镀层，也可以为热浸镀层。作为电镀层，可例示出电镀锌层、电镀zn-ni合金层等。作为热浸镀层，可例示出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层、热浸镀zn-al合金层、热浸镀zn-al-mg合金层、热浸镀zn-al-mg-si合金层等。镀覆附着量没有特别限制，与以往同样即可。此外，也可以在镀覆后实施适当的化学转化处理(例如硅酸盐系的无铬化学转化处理液的涂布和干燥)而进一步提高耐蚀性。
184.制造条件
185.在本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法中，依次进行以下的工序(1)～(7)。需要说明的是，本实施方式中的板坯的温度及钢板的温度是指板坯的表面温度及钢板的表面温度。本实施方式中关于热轧钢板的温度，如果是板宽方向最端部则以接触式或非接触式温度计进行测定。如果是热轧钢板的板宽方向最端部以外，则通过热电偶进行测定或通过传热解析进行计算。
186.(1)将板坯加热至由下述式(1)表示的t0℃以上的温度区域，在该温度区域中保持6000秒以上后，进行粗轧。
187.(2)在粗轧完成后，在150秒以内进行精轧。
188.(3)将t1(℃)～t1+30℃的温度区域中的累积压下率设定为超过30％，将精轧的累积压下率设定为90％以上，将精轧的最终压下率设定为15％以上。需要说明的是，t1(℃)由下述式(2)表示。
189.(4)在精轧完成后1.0秒以内开始冷却，以20℃/s以上的平均冷却速度冷却至600～700℃的温度区域。
190.(5)在600～700℃的温度区域中进行1.0～3.0秒钟的空气冷却后，以40℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。
191.(6)在t2(℃)～500℃的温度区域中卷取。
192.(7)将至150℃以下的温度区域为止的平均冷却速度设定为15～40℃/h。
193.t0(℃)＝7000/{2.75-log(ti
×
c)}-273
ꢀꢀꢀ
(1)
194.t1(℃)＝850+10
×
(c+n)
×
mn+350
×
nb+250
×
ti+40
×
b+10
×
cr+100
×
mo+100
×
v (2)
195.t2(℃)＝591-474
×
c-33
×
mn-17
×
ni-17
×
cr-21
×
mo
ꢀꢀꢀ
(3)
196.需要说明的是，上述式(1)～(3)中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量，不含有该元素的情况下代入0。
197.供于热轧时的板坯温度及保持时间
198.供于热轧的板坯可以使用通过连续铸造而得到的板坯或通过铸造
·
开坯而得到的板坯等。根据需要，可以使用对它们施加热加工或冷加工而得到的板坯。为了使ti碳化物充分固溶，供于热轧的板坯优选加热至t0(℃)以上的温度区域，并在该温度区域中保持6000秒以上。在无法使ti碳化物充分固溶的情况下，结果是无法使铁素体中析出充分量的ti碳化物，有时无法降低铁素体与贝氏体的硬度差。
199.热轧优选作为多道次轧制而使用可逆式轧机或串列式轧机。特别是从工业生产率的观点出发，更优选至少最终的数段设定为使用了串列式轧机的热轧。
200.粗轧
201.在t0(℃)以上的温度区域中保持6000秒以上后，进行粗轧。粗轧的条件没有特别限定，通过常规方法进行即可。
202.精轧
203.优选在粗轧完成后，在150秒以内进行精轧。即，优选在粗轧的最终道次的轧制完成后150秒以内进行精轧的第1道次的轧制。通过在粗轧完成后150秒以内进行精轧，从而在后述的2次冷却中，不会在残余奥氏体中过量析出ti碳化物，能够使铁素体中析出充分量的ti碳化物。其结果是，能够降低铁素体与贝氏体的硬度差。
204.此外，精轧优选将t1(℃)～t1+30℃的温度区域中的累积压下率设定为超过30％，将精轧的累积压下率设定为90％以上，将精轧的最终压下率设定为15％以上。通过以这样的条件进行精轧，能够得到期望量的铁素体。需要说明的是，精轧完成温度优选设定为830℃以上。
205.需要说明的是，所谓t1(℃)～t1+30℃的温度区域的累积压下率，在将该温度区域的轧制中的最初的道次前的入口板厚设定为t0，将该温度区域的轧制中的最终道次后的出口板厚设定为t1时，可以以(t
0-t1)/t0×
100(％)表示。
206.所谓精轧的累积压下率，在将精轧的最初的道次前的入口板厚设定为ti，将精轧的最终道次后的出口板厚设定为tf时，可以以(t
i-tf)/ti×
100(％)表示。
207.所谓精轧的最终压下率，在将精轧的最终道次前的入口板厚设定为t2，将精轧的最终道次后的出口板厚设定为t3时，可以以(t
2-t3)/t2×
100(％)表示。
208.精轧完成后的1次冷却
209.优选在精轧完成后，在1.0秒以内开始冷却，以20℃/s以上的平均冷却速度冷却至600～700℃的温度区域。换言之，优选在精轧完成后1.0秒以内开始平均冷却速度为20℃/s以上的冷却，并将该冷却进行至600～700℃的温度区域。通过在精轧完成后1.0秒以内进行1次冷却，能够优选地控制铁素体的平均粒径。此外，通过将一次冷却进行至600～700℃的温度区域，能够降低铁素体与贝氏体的硬度差。
210.需要说明的是，本实施方式中所谓的平均冷却速度是将冷却开始时与冷却结束时
的温度差除以从冷却开始时至冷却结束时为止的经过时间而得到的值。
211.中间空气冷却及2次冷却
212.冷却至600～700℃的温度区域后，在该温度区域中进行1.0～3.0秒钟的空气冷却，之后，以40℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。这里所谓的空气冷却是指平均冷却速度为10℃/s以下的冷却。只要不进行利用加热装置等的从外部的热量输入，则即使是半英寸左右的板厚，空气冷却中的冷却速度也为3℃/s左右。通过以这样的条件进行2次冷却，能够得到期望量的铁素体及残余奥氏体，并且使该铁素体中析出充分量的ti碳化物。其结果是，能够降低铁素体与贝氏体的硬度差。
213.平均冷却速度为40℃/s以上的冷却优选进行至t2(℃)～500℃的温度区域为止以在后述的卷取温度下卷取。换言之，平均冷却速度为40℃/s以上的冷却的冷却停止温度优选设定为t2(℃)～500℃的温度区域。
214.卷取
215.卷取温度优选设定为t2(℃)～500℃的温度区域。通过在该温度区域中进行卷取，能够抑制新生马氏体过量地析出，能够得到期望量的贝氏体。卷取温度超过500℃时，有时会促进伴随贝氏体相变的渗碳体的生成，变得得不到期望量的残余奥氏体。卷取温度低于t2(℃)时，有时生成回火马氏体。
216.卷取后的3次冷却
217.在卷取后，优选将至150℃以下的温度区域为止的平均冷却速度设定为15～40℃/h。通过以这样的条件进行3次冷却，能够使碳在残余奥氏体中浓化，将残余奥氏体稳定化。其结果是，能够得到期望量的残余奥氏体。平均冷却速度更优选为20℃/h以上。此外，平均冷却速度更优选为低于30℃/h。
218.此外，卷取后的平均冷却速度通过保温罩或边缘遮罩、喷雾冷却等进行控制为宜。
219.实施例
220.接着，通过实施例对本发明的一个方案的效果更具体地进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于该一个条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
221.将具有表1及2中所示的化学组成的钢进行熔炼，通过连续铸造而制造厚度为240～300mm的板坯。使用所得到的板坯，通过表3及4中所示的制造条件，得到热轧钢板。
222.需要说明的是，热轧前，加热至表3中记载的板坯加热温度，保持6000秒以上。表4的制造no.10在1次冷却后，在530℃以下的温度区域中以表4中记载的空气冷却时间进行空气冷却，制造no.11在1次冷却后，在超过700℃且723℃以下的温度区域中以表4中记载的空气冷却时间进行空气冷却。此外，在全部的例子中，3次冷却进行至150℃以下的温度区域。
223.对于所得到的热轧钢板，通过上述的方法，测定各组织的面积率、铁素体的平均粒径、铁素体的平均纳米压痕硬度与贝氏体的平均纳米压痕硬度之差、抗拉强度ts、均匀拉伸率uel、扩孔率λ及最大弯曲角度α。需要说明的是，通过测定抗拉强度ts及均匀拉伸率uel的拉伸试验，得到总拉伸率el(jis z 2241：2011中所谓的断裂拉伸率)。
224.将所得到的测定结果示于表5中。需要说明的是，制造no.15除了表5中记载的组织以外还生成了40面积％的回火马氏体(以上述的组织观察方法不被判别为任一组织的组织)。
225.评价基准
226.在抗拉强度ts为980mpa以上的情况下，设定为具有优异的强度，判定为合格。另一方面，在抗拉强度ts低于980mpa的情况下，设定为不具有优异的强度，判定为不合格。
227.在抗拉强度ts与均匀拉伸率uel之积(ts
×
uel)为8260mpa
·
％以上的情况下，设定为具有优异的延展性，判定为合格。另一方面，在ts
×
uel低于8260mpa
·
％的情况下，设定为不具有优异的延展性，判定为不合格。
228.在扩孔率λ为45％以上的情况下，设定为具有优异的扩孔性，判定为合格。另一方面，在扩孔率λ低于45％的情况下，设定为不具有优异的扩孔性，判定为不合格。
229.在最大弯曲角度为60
°
以上的情况下，设定为具有优异的弯曲性，判定为合格。另一方面，在最大弯曲角度低于60
°
的情况下，设定为不具有优异的弯曲性，判定为不合格。
230.[0231][0232]
表3
[0233][0234]
下划线表示条件不优选。
[0235]
表4
[0236][0237]
下划线表示条件不优选。
[0238]
表5
[0239][0240]
下划线表示为本发明的范围外或特性值不优选。
[0241]
表6
[0242][0243]
下划线表示为本发明的范围外或特性值不优选。
[0244]
如由表6获知的那样，在本发明例中，得到具有优异的强度、延展性、扩孔性及弯曲性的热轧钢板。
[0245]
另一方面，化学组成和/或金属组织不为本发明中规定的范围内的比较例的上述
特性中的任一个以上低劣。需要说明的是，就制造no.15而言，由于贝氏体量不足，生成了回火马氏体，因此延展性劣化。此外，就制造no.16而言，由于新生马氏体量多，整体的组织间硬度差变大，从而扩孔性及弯曲性劣化。
[0246]
产业上的可利用性
[0247]
根据本发明的上述方案，能够提供具有优异的强度、延展性、扩孔性及弯曲性的热轧钢板。

技术特征：
1.一种热轧钢板，其特征在于，其化学组成以质量％计含有：c：0.100～0.350％、si：0.01～3.00％、mn：1.00～4.00％、sol.al：0.001～2.000％、si+sol.al：1.00％以上、ti：0.010～0.380％、p：0.100％以下、s：0.0300％以下、n：0.1000％以下、o：0.0100％以下、nb：0～0.100％、v：0～0.500％、cu：0～2.00％、cr：0～2.00％、mo：0～1.00％、ni：0～2.00％、b：0～0.0100％、ca：0～0.0200％、mg：0～0.0200％、rem：0～0.1000％、bi：0～0.020％、zr、co、zn及w中的1种或2种以上：合计为0～1.00％、以及sn：0～0.050％，由下述式(a)表示的tief为0.010～0.300％，剩余部分包含fe及杂质，金属组织以面积％计包含：铁素体：10～30％、贝氏体：40～85％、残余奥氏体：5～30％、新生马氏体：5％以下、及珠光体：5％以下，所述铁素体的平均粒径为5.00μm以下，所述铁素体的平均纳米压痕硬度与所述贝氏体的平均纳米压痕硬度之差为1000mpa以下，所述热轧钢板的抗拉强度为980mpa以上，tief＝ti-48/14
×
n-48/32
×
s
ꢀꢀꢀ
(a)其中，所述式(a)中的各元素符号表示以质量％计的含量。2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自由下述元素构成的组中的1种或2种以上：
nb：0.005～0.100％、v：0.005～0.500％、cu：0.01～2.00％、cr：0.01～2.00％、mo：0.01～1.00％、ni：0.02～2.00％、b：0.0001～0.0100％、ca：0.0005～0.0200％、mg：0.0005～0.0200％、rem：0.0005～0.1000％、及bi：0.0005～0.020％。

技术总结
本热轧钢板具有所期望的化学组成，金属组织以面积％计包含铁素体：10～30％、贝氏体：40～85％、残余奥氏体：5～30％、新生马氏体：5％以下、及珠光体：5％以下，上述铁素体的平均粒径为5.00μm以下，上述铁素体的平均纳米压痕硬度与上述贝氏体的平均纳米压痕硬度之差为1000MPa以下，所述热轧钢板的抗拉强度为980MPa以上。980MPa以上。


技术研发人员：榊原睦海 横井龙雄 首藤洋志
受保护的技术使用者：日本制铁株式会社
技术研发日：2021.11.16
技术公布日：2023/8/14