熱軋鋼板及其製造方法

2023-12-05 02:59:51

熱軋鋼板及其製造方法
【專利摘要】通過控制組織分數和組織間硬度差，從而提供確保低溫韌性且具有優異的拉伸凸緣性的高強度熱軋鋼板及其製造方法。該熱軋鋼板的特徵在於，其含有C：0.01～0.2％、Si：0.001～2.5％以下、Mn：0.10～4.0％以下、P：0.10％以下、S：低於0.03％、Al：0.001～2.0％、N：低於0.01％、Ti：(0.005+48/14[N]+48/32[S])％以上且0.3％以下、Nb：0～0.06％、Cu：0～1.2％、Ni：0～0.6％、Mo：0～1％、V：0～0.2％、Cr：0～2％、Mg：0～0.01％、Ca：0～0.01％、REM：0～0.1％和B：0～0.002％；具有如下的織構：在位於距鋼板表面為板厚的3/8～5/8厚度位置間的板厚中心部，板面的{100}～{223}取向群的X射線隨機強度比的平均值為6.5以下，且{332}的晶體取向的X射線隨機強度比為5.0以下；具有如下的顯微組織：回火馬氏體、馬氏體和下部貝氏體的合計面積分數超過85％，且平均晶體粒徑為12.0μm以下。
【專利說明】熱軋鋼板及其製造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及熱軋鋼板及其製造方法。更具體而言，本發明涉及拉伸凸緣性和低溫韌性優異的高強度熱軋鋼板及其製造方法。
【背景技術】
[0002]為了減低來自汽車的二氧化碳排放量，通過使用高強度鋼板來推動汽車車身的輕量化。另外，為了確保乘客的安全性，汽車車身除了軟鋼板以外也逐漸大量使用高強度鋼板。此外，為了今後逐步推進汽車車身的輕量化，必須將高強度鋼板的強度水平提高到現有水平以上，但鋼板的高強度化一般伴有成形性(加工性)等的材料特性的劣化。因此，對於高強度鋼板的開發來說重要的是如何實現高強度化但不使材料特性劣化。尤其是作為導板部件、結構部件、懸掛部件等汽車部件的原料使用的鋼板根據其用途要求具有拉伸凸緣加工性、翻邊加工性、延性、疲勞耐久性、耐衝擊性或耐蝕性等，重要的是如何高水平且均衡良好地確保這些材料特性和高強度性。
[0003]另外，對於作為這種部件的原料使用的鋼板，為了在成形後作為部件安裝於汽車之後即使受到衝撞等產生的衝擊也不容易破壞，尤其是為了確保在寒冷地區的耐衝擊性，還有必要提高低溫韌性。該低溫韌性由vTrs(夏比斷面轉變溫度)等規定。因此，還有必要考慮上述鋼板的耐衝擊性本身。
[0004]即，對於作為以上 述部件為代表的部件的原料使用的鋼板，作為非常重要的特性要求有優異的加工性以及低溫韌性。
[0005]關於高強度鋼板的低溫韌性的提高方法，例如在專利文獻1、2中公開了高強度鋼板的製造方法，通過以調整了長徑比的馬氏體相作為主相的方法(專利文獻I)或在平均粒徑為5~10 μ m的鐵素體中使碳化物微細地析出的方法(專利文獻2)來提高低溫韌性。
[0006]然而，在專利文獻I和2中，對拉伸凸緣性沒有任何言及，擔心應用於進行翻邊加工的部件時出現成形不良。另外，雖然在鋼管領域、厚板領域中也有提高低溫韌性的認識，卻不需要薄板程度的成形性，因此存在同樣的擔憂。
[0007]對於高強度鋼板的拉伸凸緣性的提高方法，還公開了改善局部延性的鋼板的金相組織控制法，非專利文獻I中公開了夾雜物控制、單一組織化、降低組織間的硬度差對於彎曲性、拉伸凸緣性是有效的。另外，非專利文獻2中公開了下述方法:通過控制熱軋的最終溫度、精軋的壓下率和溫度範圍，促進奧氏體的再結晶，抑制軋制織構的發達，使晶體取向隨機化，從而提高強度、延性、拉伸凸緣性。
[0008]非專利文獻1、2考慮了通過將金相組織、軋制織構均一化來提高拉伸凸緣性，但沒有考慮兼顧低溫韌性和拉伸凸緣性。
[0009]專利文獻3提到了兼顧拉伸凸緣性和低溫韌性，並公開了在控制了硬度和粒徑的鐵素體相中適量分散殘留奧氏體和貝氏體的技術。然而，由於是含有50%以上軟質鐵素體的組織，因此難以應對近年來的進一步高強度化的要求。
[0010]現有技術文獻[0011]專利文獻
[0012]專利文獻1:日本特開2011-52321號公報
[0013]專利文獻2:日本特開2011-17044號公報
[0014]專利文獻3:日本特開平7-252592號公報
[0015]非專利文獻
[0016]非專利文獻1:K.Sugimoto 等人，「ISIJ Internat1nal」(2000)第 40 卷，第 920頁
[0017]非專利文獻2:岸田，「新日鐵技報」 (1999)第371號，第13頁
【發明內容】

[0018]發明要解決的問題
[0019]本發明是鑑於上述問題而想出的，其目的是提供熱軋鋼板、尤其是具有高強度且拉伸凸緣性和低溫韌性也優異的熱軋鋼板以及能夠穩定地製造該鋼板的製造方法。
[0020]用於解決問題的方案
[0021]本發明人等通 過優化高強度熱軋鋼板的化學組成和製造條件、控制鋼板的織構和顯微組織，成功製造了拉伸凸緣性和低溫韌性優異的鋼板。其要旨如下所述。
[0022](I) 一種熱軋鋼板，其特徵在於，其具有
[0023]化學組成:按質量％ 計 C:0.01 ~0.2 %、S1:0.001 ~2.5 %、Mn:0.10 ~4.0 P:0.10 % 以下、S:0.030 % 以下、Al:0.001 ~2.0 %、N:0.01 % 以下、T1:(0.005+48/14 [N] +48/32 [S]) %≤ Ti ≤ 0.3 %、Nb:0 ~0.06 %、Cu:0 ~1.2 %、N1:0 ~0.6%,Mo:0 ~1%、V:0 ~0.2%,Cr:0 ~2%、Mg:0 ~0.01%,Ca:0 ~0.01%,REM:0 ~0.1%、B:0~0.002%、餘量由Fe和雜質組成；
[0024]織構:在板厚中心部，板面的{100}〈011〉~{223}〈110〉取向群的X射線隨機強度比的平均值為6.5以下，且{332}〈113>的晶體取向的X射線隨機強度比為5.0以下，所述板厚中心部是由距鋼板表面為板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置劃分的鋼板部分；
[0025]顯微組織:回火馬氏體、馬氏體和下部貝氏體的合計面積分數超過85%，且平均晶體粒徑為12.0 μ m以下。
[0026](2)根據上述第(I)項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，所述化學組成含有按質量％計含有選自由 Nb:0.005 ~0.06%,Cu:0.02 ~1.2%,Ni:0.01 ~0.6%,Mo:0.01 ~1%、
V:0.01~0.2%和Cr:0.01~2%組成的組中的一種或兩種以上。
[0027](3)根據上述第(I)或(2)項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，所述化學組成按質量％計含有選自由 Mg:0.0005 ~0.01%, Ca:0.0005 ~0.01%和 REM:0.0005 ~0.1%組成的組中的一種或兩種以上。
[0028](4)根據上述第(I)~(3)項的任一項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，所述化學組成按質量％計含有B:0.0002~0.002%。
[0029](5)根據上述第(I)~(4)項的任一項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，其具有如下的顯微組織:將測定100個點以上的負載0.098N的維氏硬度時的硬度的平均值表示為E(HV0.01)、將標準偏差表示為 σ (HV0.01)時，σ (HV0.01)/E(HV0.01)為 0.08 以下。
[0030](6)根據上述第(I)~(5)項的任一項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，其具有如下的機械特性:與軋制方向成直角的方向的r值(rC)為0.70以上以及與軋制方向成30°的方向的r值(r30)為1.10以下。
[0031](7)根據上述第(I)~(6)項的任一項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，其具有如下的機械特性:軋制方向的r值(rL)為0.70以上以及與軋制方向成60°的方向的r值(r60)為1.10以下。
[0032](8)根據上述第(I)~(7)項的任一項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，在鋼板的表
面具有鍍層。
[0033](9) 一種熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，其通過對具有上述第(I)~(7)項的任一項所述的化學組成的板坯依次實施熱粗軋、熱精軋、一次冷卻和二次冷卻後卷取，從而製成熱軋鋼板，
[0034]其中，上述熱精軋為:相對於由下述式(I)規定的溫度Tl，在(T1+30)°C以上且(T1+200)°C以下的第一溫度區的每一道次的最大壓下率為30%以上，所述第一溫度區的合計壓下率為50%以上，在TrC以上且低於(T1+30) 1:的第二溫度區的合計壓下率為O~30 %，並且在所述第一溫度區或所述第二溫度區結束軋制，
[0035]所述一次冷卻是滿足下式(2)、並且冷卻量為40°C以上且140°C以下的水冷卻，
[0036]所述二次冷卻是在所述一次冷卻後3秒以內開始冷卻、以30°C /秒以上的平均冷卻速度進行冷卻的水冷卻，
[0037]所述卷取在滿足下述式(3)的溫度CT下卷取，
[0038]T1(°C ) = 850+10 X (C+N) XMn+350 XNb+250 X Ti+40 XB+10 X Cr+100 XMo+100 X
V...(I)
[0039]I ( t/tl ^ 2.5...(2)
[0040]CT (°C ) ^ max [Ms, 350]...(3)
[0041]tl = 0.0OlX {(Tf-Tl) ΧΡ1/100}2-0.109X {(Tf-Tl) XPl/100}+3.1...(4)
[0042]Ms (°C ) = 561-474XC-33XMn-17XN1-21XM0...(5)
[0043]其中，
[0044]式⑴和式(5)中的各元素符號是各元素在鋼中的含量(質量％ )，
[0045]式(2)中的t是從所述第一溫度區的一道次30%以上的壓下中的最終壓下到一次冷卻開始的時間(秒)，tl是根據上述式⑷決定的時間(秒)，
[0046]式(3)中的max口是取自變量中最大值的函數，Ms是由所述式(5)確定的溫度，
[0047]式(4)中的Tf和Pl分別是所述第一溫度區的一道次30%以上的壓下中的最終壓下時的鋼板溫度和壓下率)。
[0048](10)根據上述第(9)項所述的熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，所述熱粗軋是:1000°C以上且1200°c以下的溫度區的每一道次的最大壓下率為40%以上，並使奧氏體的平均粒徑為200 μ m以下。
[0049](11)根據上述第(9)或(10)項所述的熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，所述熱精軋的在(T1+30°C )以上且(T1+150°C )以下的溫度區的最大加工發熱量為18°C以下。
[0050](12) 一種熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，在由上述第(9)~(11)項的任一項所述的熱軋鋼板的製造方法獲得的熱軋鋼板的表面實施鍍敷處理。
[0051]發明的效果[0052]根據本發明，可以提供熱軋鋼板、尤其是拉伸凸緣性和低溫韌性優異的高強度鋼板。如果使用該鋼板，加工高強度鋼板變得容易，可以耐受極寒冷地區的使用，因此在產業上的貢獻是極其顯著的。
【具體實施方式】
[0053]以下詳細說明本發明的內容。
[0054]在板厚中心部，具有板面的{100}〈011〉~{223}〈110〉取向群的X射線隨機強度比的平均值為6.5以下且{332}〈113〉的晶體取向的X射線隨機強度比為5.0以下的織構，所述板厚中心部是由距鋼板表面為板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置劃分的鋼板部分，
[0055]這些X射線隨機強度比的規定在本發明中是特別重要的。
[0056]自鋼板表面進行測定，在由板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置劃分的鋼板部分、即板厚中心部進行板面的X射線衍射，求出各取向相對於沒有特定的晶體取向、而具有隨機的晶體取向的標準試樣(隨機試樣)的強度比時，通過將{100}〈011>~{223}〈110>取向群的平均值設定為6.5以下，可以確保良好的拉伸凸緣性、即對於強度590MPa級的材料來說滿足擴孔率≥140%且拉伸強度X擴孔率≥10000MPa.%、對於強度780MPa級的材料來說滿足擴孔率≥ 90%且拉伸強度X擴孔率≥70000MPa.%、而對於強度980MPa級以上的材料來說滿足擴孔率≥40%且拉伸強度X擴孔率≥50000MPa.%。另外，板面的{100}〈011〉~{223}〈110〉取向群的X射線隨機強度比的平均值優選為4.0以下。
[0057]板面的{100}〈011〉~{223}〈110〉取向群的X射線隨機強度比的平均值超過6.5時，鋼板的機械特性的各向異性變得極強，雖然特定方向的拉伸凸緣性提高，但與其不同的方向的拉伸凸緣性顯著降低，難以獲得滿足上述擴孔率的機械特性。另一方面，雖然用現行的普通連續熱軋工序難以實現，但板面的{100}〈011〉~{223}〈110〉取向群的X射線隨機強度比的平均值低於0.5時，擔心擴孔性劣化。因此，板面的{100}〈011〉~{223}〈110〉取向群的X射線隨機強度比的平均值優選為0.5以上。
[0058]其中，板面的{100}〈011>~{223}〈110>取向群的X射線隨機強度比的平均值是將{100}〈011>、 {116}〈110>、 {114}〈110>、 {113}〈110>、 {112}〈110>、 {335} 和{223} 的各取向的X射線隨機強度比算術平均得到的。
[0059]這些各取向的X射線隨機強度比是使用X射線衍射、EBSD (Electron BackScattering Diffract1n,電子背散射衍射)等裝置測定的。可以由基於{110}極點圖通過矢量法計算的三維織構求出，或者由使用{110}、{100}、{211}、{310}極點圖中的多個極點圖(優選3個以上)用級數展開法計算的三維織構求出。
[0060]例如，後一種方法中的上述各晶體取向的X射線隨機強度比可以直接使用三維織構的 Φ2 = 45。截面中的(001) [1-10]、(116) [1-10], (114) [1-10], (113) [1-10], (112)[1-10]、(335) [1-10]、(223) [1-10]的強度即可。(表示「負I」的帶有高槓的I用「_1，，表
示。)
[0061]如上所述，板面的{100}〈011>~{223}〈110>取向群的X射線隨機強度比的平均值是上述各取向的X射線隨機強度比的算術平均，在不能獲得上述所有取向的X射線隨機強度比的情況下，可以用{100}〈011>、{116}〈110>、{114}〈110>、{112} 和{223}的各取向的X射線隨機強度比的算術平均來代替。
[0062]此外，基於同樣的理由，在由距鋼板表面為板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置劃分的鋼板部分、即板厚中心部，如果板面的{332}〈113>的晶體取向的X射線隨機強度比為5.0以下(優選為3.0以下)，則滿足最近要求的懸掛部件的加工所需的拉伸強度X擴孔率≥50000。此外，上述{332}〈113〉的晶體取向的X射線隨機強度比優選為3.0以下。
[0063]上述{332}〈113>的晶體取向的X射線隨機強度比超過5.0時，鋼板的機械特性的各向異性變得極強，雖然特定方向的拉伸凸緣性提高，但與其不同方向的拉伸凸緣性顯著降低、擴孔率降低。另一方面，雖然在現行的普通連續熱軋工序中難以實現，但上述{332}的晶體取向的X射線隨機強度比低於0.5時，擔心擴孔性劣化。因此，上述{332}〈113〉的晶體取向的X射線隨機強度比優選為0.5以上。
[0064]上述晶體取向的X射線隨機強度比對於擴孔性的改善而言很重要，其理由並不明確，推測與擴孔加工時的晶體的滑動行為有關係。
[0065]關於供給X射線衍射的試樣，通過機械研磨等將鋼板從表面減厚至規定的板厚，接著通過化學研磨、電解研磨等除去應變，同時在板厚的3/8~5/8的範圍內以適當的面作為測定面按照上述方法調整試樣，然後進行測定即可。
[0066]理所當然，上述X射線強度的限定不僅是在板厚1/2附近，通過使儘可能多的厚度滿足，擴孔性變得更加良好。然而，因為通過在由距鋼板表面為板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置劃分的鋼板部分、即板厚中心部進行測定，可以大體代表鋼板整體的材質特性，因此對其進行規定。
[0067]其中，{hkl}所示的晶體取向是指，板面的法線方向與平行、軋制方向與平行。
[0068]與軋制方向成直角的方向的r值(rC)為0.70以上，且與軋制方向成30°的r值(r30)為 1.10 以下:
[0069]在上述織構的基礎上，通過滿足以下的機械特性，可以確保更加良好的拉伸凸緣性。因此，優選滿足以下的機械特性。
[0070]與軋制方向成直角的方向的r值(rC):
[0071]rC優選是0.70以上。其中，對該r值的上限沒有特別規定，通過設定為1.10以下，可以獲得更優異的擴孔性，因此是優選的。
[0072]與軋制方向成30°的方向的r值(r30):
[0073]r30優選是1.10以下。其中，對該方向的r值的下限沒有特別限定，通過設定為0.70以上，可以獲得更優異的擴孔性，因此是優選的。
[0074]軋制方向的r值(rL)為0.70以上，且與軋制方向成60°的r值(r60)為1.10以下:
[0075]在上述織構的基礎上，通過滿足以下的機械特性，可以確保更加良好的拉伸凸緣性。因此，優選滿足以下的機械特性。
[0076]軋制方向的r值(rL):
[0077]rL優選是0.70以上。其中，對rL值的上限沒有特別限定，通過將rL設定為1.10以下，可以獲得更加優異的擴孔性，因此是優選的。
[0078]與軋制方向成60°的方向的r值(r60):[0079]r60優選是1.10以下。對r60值的下限沒有特別規定，通過將r60設定為0.70以上，可以獲得更加優異的擴孔性。
[0080]上述各r值通過使用JIS5號拉伸試驗片的拉伸試驗來評價。拉伸應變通常在高強度鋼板的情況下在5~15%的範圍內、在均一伸長率的範圍內評價即可。
[0081]鋼板的顯微組織:
[0082]首先，描述平均晶體粒徑和組織的鑑定方法。
[0083]在本發明中，使用EBSP-0IM(Electron Back Scatter Diffract1nPattern-Orientat1n Image Microscopy,商標)法來定義平均晶體粒徑和鐵素體以及殘留奧氏體。
[0084]EBSP-OM法由如下的裝置和軟體構成:對掃描電子顯微鏡(SEM)內高傾斜的試樣照射電子束，用高靈敏度照相機拍攝背散射而形成的菊池圖樣，通過計算機圖像處理在短時間內測定照射點的晶體取向。用EBSP法可以定量分析塊狀試樣表面的微細結構以及晶體取向，分析區域是SEM所能觀察的區域，雖然也取決於SEM的解析度，仍能夠以最小20nm的解析度來分析。分析耗費數小時，將想要分析的區域以等間隔的網格狀地映射數萬個點來進行。
[0085]除了能夠根據晶體取向的結構鑑定相以外，對於多晶材料，可以見到試樣內的晶體取向分布、晶粒的尺寸。由測定信息可以計算相鄰的測定點間的取向差，其平均值稱為KAM(Kernel average misorientat1n)值。
[0086]在本發明中，將該晶粒的取向差定義為一般作為晶界認識的大傾角晶界的閾值15°，通過映射圖像將晶粒可視化，求出平均晶體粒徑。此外，將被15°的大角晶界包圍的晶粒內的平均KAM值在1°以內者定義為鐵素體。這是因為鐵素體是高溫相變相，相變應變小。此外，將通過EBSP法鑑定為奧氏體者定義為殘留奧氏體。
[0087]在本發明中定義的回火馬氏體或下部貝氏體是在Ms點超過350°C的情況下在Ms點以下、在Ms點為350°C以下的情況下在350°C以下由奧氏體相變的組織，如果通過TEM觀察該組織，滲碳體或亞穩態鐵碳化物在同一板條(lath)內多元化析出。
[0088]另一方面，將滲碳體或亞穩態鐵碳化物在同一板條內一元化析出者定義為上部貝氏體。認為這是因為，滲碳體析出的驅動力小於回火馬氏體或下部貝氏體。
[0089]同樣地用TEM觀察組織時，將觀察不到滲碳體或亞穩態碳化物析出的定義為馬氏體。
[0090]其中，它們的組織分數是在20000倍的倍率下拍攝10個視場以上的TEM照片並用點算法求出的。
[0091]高強度鋼板中，為了提高其強度，使用析出強化鐵素體、貝氏體、馬氏體等單相或復相組織，發明人等開展了深入研究，結果發現，形成回火馬氏體、馬氏體和下部貝氏體的合計面積分數超過85面積％且平均晶體粒徑為12.0ym以下的組織時，進一步優選將這些組織間硬度差減低至一定以下時，組織界面上的應力集中減低，拉伸凸緣性和低溫韌性提高。如果回火馬氏體組織和下部馬氏體的百分率之和超過85%，強度和伸長率的平衡良好，因此是進一步優選的。上述平均晶體粒徑超過12.0 μ m時，難以確保滿足vTrs ( _40°C的優異低溫韌性。
[0092]其中，即使這些組織佔鋼板的100%，也不發生拉伸凸緣性和低溫韌性的劣化，因此不指定組織分數的上限。
[0093]在重視提高延性的情況下，按面積分數計可以含有低於15%的鐵素體。
[0094]關於組織間硬度差，將使用負載0.098N(1gf)的顯微維氏硬度計測定100個點以上的維氏硬度時的硬度的平均值表示為E(HV0.01)、將硬度的標準偏差表示為σ (HV0.01)時，通過將σ (HV0.01)/E(HV0.01)設定為0.08以下、含有5面積％以上的鐵素體，可獲得拉伸強度980MPa級以上且滿足拉伸強度X擴孔率≤55000MPa.%且拉伸強度X總伸長率≤HOOOMPa *%且vTrs≤-40°C、兼顧拉伸凸緣性和總伸長率的優異機械特性，因此是優選的。另外，通過將上述σ (HV0.01)/E(HV0.01)設定為0.06以下，可獲得拉伸強度980MPa級以上且滿足拉伸強度X擴孔率≤60000MPa.%且vTrs ^ _40°C的拉伸凸緣性特別優異的機械特性，因此是優選的。通過將上述σ (HV0.01)/E(HV0.01)設定為0.08以下，觀察夏比斷面時的硬質組織與軟質組織的界面成為龜裂起點的情況被減輕，推測這是改善了 vTrs的緣故。
[0095]對σ (HV0.01)/E(HV0.01)的下限沒有特別規定，通常是0.03以上。
[0096]鋼板的化學組成:
[0097]接著，說明本發明的熱軋鋼板的化學組成的限定理由。其中，表示含量的「 」是指「質量％」。
[0098]C:0.01 ~0.2%
[0099]C(碳)是具有提高鋼板強度的作用的元素。C含量低於0.01%時，難以獲得上述作用產生的效果。因此， C含量設定為0.01%以上。另一方面，C含量超過0.2%時，導致延性降低，並且構成衝切加工時的二次剪切斷面的開裂起點的滲碳體(Fe3C)等鐵系碳化物增加，導致拉伸凸緣性的劣化。因此，C含量設定為0.2%以下。
[0100]S1:0.001%~2.5%
[0101]Si(矽)是具有提高鋼板強度的作用的元素，還具有作為鋼水的脫氧劑的作用。Si含量低於0.001%時，難以獲得上述作用產生的效果。因此，Si含量設定為0.001%以上。另外，Si抑制滲碳體等鐵系碳化物的析出，由此還具有提高強度和擴孔性的作用。從這種觀點考慮，Si含量優選為0.1%以上。另一方面，即使Si含量超過2.5%，提高鋼板強度的作用產生的效果也已飽和。因此，Si含量設定為2.5%以下。其中，從通過抑制滲碳體等鐵系碳化物的析出從而更有效提高強度和擴孔性的觀點出發，Si含量適合為1.2%以下。
[0102]Mn:0.10 ~4.0%
[0103]Mn(錳)具有通過固溶強化和淬火強化而提高鋼板強度的作用。Mn含量低於
0.10%時，難以獲得上述作用產生的效果。因此，Mn含量設定為0.10%以上。另外，Mn具有使奧氏體區溫度向低溫側擴大、提高淬火性、容易形成翻邊性優異的馬氏體、下部貝氏體等低溫相變組織的作用。從這種觀點出發，Mn含量優選為1%以上，更優選為2%以上。此外，Mn還具有抑制S導致產生熱裂紋的作用。從這種觀點出發，Mn含量([Mn])與S含量([S])優選含有滿足[Mn]/[S]≤20的Mn量。另一方面，即使Mn含量超過4.0%，提高鋼板強度的作用所產生的效果也已飽和。因此，Mn含量設定為4.0%以下。
[0104]P:0.10% 以下
[0105]P(磷)是一般作為雜質含有的元素。P含量超過0.10%時，熱軋時引起開裂，另外在晶界偏析使低溫韌性下降，而且還使加工性、焊接性降低。因此，P含量設定為0.10%以下。從擴孔性、焊接性的觀點出發，P含量優選為0.02%以下。
[0106]S:0.030% 以下
[0107]S(硫)是一般作為雜質含有的元素。S含量超過0.030%時，熱軋時引起開裂，另外在鋼中生成A系夾雜物使擴孔性劣化。因此，S含量設定為0.030%以下。從擴孔性的觀點出發，S含量優選設定為0.010%以下，更優選設定為0.005%以下。
[0108]Al:0.001 ~2.0%
[0109]Al(鋁)具有在鋼精煉工序中使鋼水脫氧、將鋼健全化的作用。Al含量低於
0.001%時，難以獲得上述作用產生的效果。因此，Al含量設定為0.001%以上。Al與Si同樣地也具有抑制滲碳體等鐵系碳化物的析出、由此提高強度和擴孔性的作用。從該觀點出發，Al含量優選為0.016%以上。另一方面，即使Al含量超過2.0%,上述脫氧作用產生的效果也已飽和，在經濟上是不利的。另外，存在熱軋時引起開裂的情況。因此，Al含量設定為2.0%以下。從抑制鋼中的非金屬夾雜物的生成、提高延性和低溫韌性的觀點出發，Al含量優選為0.06%以下。進一步優選為0.04%以下。
[0110]N:0.01% 以下
[0111]N(氮)是一般作為雜質含有的元素。N含量超過0.01%時，熱軋時引起開裂，另外使耐時效性劣化。因此，N含量設定為0.01%以下。從耐時效性的觀點出發，N含量優選為
0.005% 以下。
[0112]Ti: (0.005+48/14[N] +48/32[S]) Ti ^ 0.3%:
[0113]Ti (鈦)是具有通過析出強化或固溶強化提高鋼板強度的作用的元素。Ti含量小於由N含量[N](單位:%)和S含量[S](單位:%)確定的(0.005+48/14 [N]+48/32 [S]) %時，難以獲得上述作用產生的效果。因此，Ti含量設定為(0.005+48/14[N]+48/32[S])%以上。另一方面，即使Ti含量超過0.3%，上述作用產生的效果也已飽和，在經濟上是不利的。因此，Ti含量設定為0.3%以下。
[0114]Nb、Cu、N1、Mo、V、Cr:
[0115]Nb(鈮)、Cu(銅)、Ni(鎳)、Mo(鑰)、V(釩)和Cr(鉻)是具有通過析出強化或固溶強化而提高鋼板強度的作用的元素。因此，根據需要可以適當含有這些元素中的一種或兩種以上。然而，即使Nb含量超過0.06%、Cu含量超過1.2%、Ni含量超過0.6%、Mo含量超過I %、V含量超過0.2 %和Cr含量超過2 %，上述作用產生的效果也已飽和，在經濟上是不利的。因此，Nb含量設定為O~0.06%，Cu含量設定為O~1.2%，Ni含量設定為O~0.6%，Mo含量設定為O~1%，V含量設定為O~0.2%，Cr含量設定為O~2%。另外，為了更可靠地得到上述作用帶來的效果，優選滿足Nb:0.005%以上、Cu:0.02%以上、N1:0.01%以上、Mo:0.01%以上、V:0.01%以上和Cr:0.01%以上中的任何一個。
[0116]Mg、Ca、REM:
[0117]Mg(鎂)、Ca(鈣)和REM(稀土元素)是控制形成破壞起點、構成加工性劣化原因的非金屬夾雜物的形態、具有提高加工性的作用的元素。因此，可以根據需要適當含有這些元素中的一種或兩種以上。然而，即使Mg含量超過0.01 %、Ca含量超過0.01 %、REM含量超過0.1%，上述作用產生的效果也已飽和，在經濟上是不利的。因此，Mg含量設定為O~
0.01%, Ca含量設定為O~0.01 %，REM含量設定為O~0.1 %。另外，為了更可靠地獲得上述作用帶來的效果，優選將Mg、Ca和REM中任一元素的含量設定為0.0005%以上。[0118]B:
[0119]B(硼)是與C同樣地在晶界偏析、具有提高晶界強度的作用的元素。即，與固溶C同樣地作為固溶B在晶界偏析，由此有效作用於實現防止斷裂面開裂的方面。而且，儘管C以碳化物形式在晶粒內析出而使晶界處的固溶C減少，由於B在晶界偏析，也可補償C在晶界處的減少。因此，可以根據需要適當含有B。然而，B含量超過0.002%時，熱軋中的奧氏體的再結晶被過度抑制，加強了來自未再結晶奧氏體的Y — α相變織構，有可能使各向同性劣化。因此，B含量設定為O~0.002%以下。B是有可能在連鑄後的冷卻工序中引起板坯開裂的元素，從這種觀點考慮，優選將B含量設定為0.0015%以下。另外，為了更可靠地獲得上述作用帶來的效果，B含量優選為0.0002%以上。另外，B還具有提高淬火性、容易形成對於翻邊性來說優選的顯微組織的連續冷卻相變組織的作用。
[0120]餘量是鐵(Fe)和雜質。
[0121]作為雜質，有時含有Zr、Sn、Co、Zn、W，如果這些元素的含量合計為I %以下，則沒
有問題。
[0122]表面處理:
[0123]在上述鋼板的表面上，為了提高耐蝕性等，可以具有鍍層，製成表面處理鋼板。鍍層可以是電鍍層，也可以是熱浸鍍層。作為電鍍層，可例示出電鍍鋅、電鍍Zn-Ni合金等。作為熱浸鍍層，可例示出熱浸鍍鋅、合金化熱浸鍍鋅、熱浸鍍鋁、熱浸鍍Zn-Al合金、熱浸鍍Zn-Al-Mg合金、熱浸鍍Zn-Al-Mg-Si合金等。對鍍層附著量沒有特別限制，可以與以往相同。另外，在鍍敷後實施適當的轉化處理(例如矽酸鹽系的無鉻轉化處理液的塗布和乾燥)，還可以進一步提高 耐蝕性。另外，還可以實施有機覆膜形成、薄膜層疊、有機鹽類/無機鹽類處理。
[0124]熱軋鋼板的製造方法:
[0125]接著描述本發明的熱軋鋼板的製造方法。
[0126]為了實現優異的拉伸凸緣性和低溫韌性，重要的是，形成規定的織構，以及形成以回火馬氏體、馬氏體和下部貝氏體為主體的組織。此外，優選的是，組織間硬度差小、各方向的r值滿足規定的條件。以下描述用於滿足這些的製造條件的細節。
[0127]對熱軋之前的製造方法沒有特別限制。即，在利用高爐、電爐等熔煉之後，進行各種二次冶煉，調整成為上述化學組成，接著除了通常的連鑄、利用鑄錠法的鑄造以外，還可以用薄板坯鑄造等方法鑄造成鋼錠或板坯。連鑄的情況下，可以在先冷卻至低溫之後，再次加熱而後進行熱軋，也可以將鑄造板坯連續地熱軋。原料可以使用廢料。
[0128]本發明的拉伸凸緣性和低溫脆性優異的高強度鋼板在滿足以下必要條件時獲得。
[0129]為了將位於距鋼板表面為板厚的5/8~3/8厚度位置間的板厚中心部的板面的{100}〈011〉~{223}〈110〉取向群的X射線隨機強度比的平均值和{332}〈113〉的晶體取向的X射線隨機強度比設為上述值的範圍，在粗軋後的精軋中，以根據鋼板成分由下述式(I)確定的Tl溫度為基準，在(T1+30)°C以上且(T1+200)°C以下的第一溫度區以大的壓下率進行大壓下軋制的加工，在T1°C以上且低於(T1+30) 1:的第二溫度區不進行軋制或者以小的壓下率進行輕壓下軋制的加工，在上述第一溫度區或上述第二溫度區結束軋制，從而可以確保最終製品的局部變形能力。
[0130]T1(°C ) = 850+10 X (C+N) XMn+350 XNb+250 X Ti+40 XB+10 X Cr+100 XMo+100 XV..?式(I)
[0131]即，通過(T1+30)°C以上且(T1+200)°C以下的第一溫度區的高壓下軋制和在上述第一溫度區結束軋制，或者通過上述第一溫度區的高壓下軋制、此後的在Tl以上且低於(T1+30)°C的第二溫度區的低壓下軋制和在上述第二溫度區結束軋制，如在後述表2、3中所見到的，可以控制板厚中心部的板面的{100}〈011〉~{223}〈110〉取向群的X射線隨機強度比的平均值和{332}〈113>的晶體取向的X射線隨機強度比，由此飛躍性改善了最終製品的擴孔性，所述板厚中心部是由距鋼板表面為板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置劃分的。
[0132]Tl溫度自身可以通過上述式(I)所示的經驗式來求出。發明人等通過實驗而經驗性地認識到以Tl溫度為基準能夠促進各鋼在奧氏體區的再結晶。
[0133]為了獲得更良好的擴孔性，重要的是在第一溫度區利用大壓下蓄積應變，需要使第一溫度區的每一道次的最大壓下率為30%以上、換而言之在第一溫度區進行至少一次以上一道次壓下率30%以上的壓下，且使壓下率的合計為50%以上。此外，更優選壓下率的合計為70%以上。另一方面，上述壓下率的合計為超過90%的壓下率時，需要確保溫度、施加過大的軋制負荷，因此上述壓下率的合計優選為90%以下。
[0134]此外，為了通過釋放蓄積的應變來促進均一的再結晶，在(T1+30°C)以上且(T1+200) V以下的 第一溫度區的大壓下之後，需要儘可能壓低在Tl V以上且低於(T1+30)°C的第二溫度區的加工量，將在TrC以上且低於(T1+30)°C的第二溫度區的壓下率的合計設定為O~30%。第二溫度區的壓下率的合計大於30%時，好不容易再結晶的奧氏體晶粒伸展，停留時間短時再結晶沒有充分進行，會使擴孔性劣化。另外，從確保良好的板形狀的觀點出發，10%以上的壓下率是理想的，在更重視擴孔性的情況下，理想的是壓下率為0%、即不進行第二溫度區的低壓下軋制。
[0135]這樣，本發明的製造方法是通過在精軋中使奧氏體均一且微細地再結晶來控制製品的織構、改善擴孔性的方法。
[0136]在比第二溫度區低的溫度下進行軋制或者在第二溫度區進行大壓下率的軋制時，奧氏體的織構發達，最終獲得的鋼板難以獲得上述規定的織構。另一方面，在比第一溫度區高的溫度下結束軋制或在第一溫度區進行輕壓下率的軋制時，容易發生粗粒化、混粒。
[0137]其中，是否進行上述規定的軋制，軋制率可以根據軋制負荷、板厚測定等由實際結果或計算求出，而溫度可以設置機架間溫度計即可實測或根據線速度、壓下率等利用考慮了加工發熱的計算模擬得到或者通過這兩者獲得。
[0138]從第一溫度區的一道次30%以上的壓下中的最終壓下到屬於水冷卻的一次冷卻開始的時間對拉伸凸緣性和低溫韌性有很大影響。
[0139]從第一溫度區的一道次30%以上的最終壓下道次到一次冷卻開始的時間t (秒)相對於第一溫度區的一道次30%以上的最終壓下的鋼板溫度TfTC )和壓下率Pl (% )要滿足下述式(2)。
[0140]t/tl不足I時，再結晶被抑制，得不到規定的織構，t/tl超過2.5時，發生粗粒化，伸長率和低溫脆性顯著降低。
[0141]I ( t/tl 0..(2)
[0142]其中，tl是由下述式(4)確定的時間(秒)。[0143]tl = 0.0OlX {(Tf-Tl) ΧΡ1/100}2-0.109X {(Tf-Tl) ΧΡ1/100}+3.I...(4)
[0144]一次冷卻中冷卻開始時的鋼板溫度與冷卻結束時的鋼板溫度之差即一次冷卻量(冷卻溫度變化)為40°C以上且140°C以下。一次冷卻量低於40°C時，難以抑制奧氏體晶粒的粗大化，結果低溫韌性劣化。另一方面，一次冷卻量超過140°C時，再結晶變得不充分，難以獲得規定的織構。另外，從抑制奧氏體晶粒的粗大化的觀點出發，一次冷卻的平均冷卻速度優選為30°C /秒以上。對於一次冷卻的平均冷卻速度的上限不必特別限制，優選為20000C /秒以下。
[0145]進行一次冷卻之後，實施在3秒以內開始冷卻、以30°C /秒以上的平均冷卻速度進行水冷卻的二次冷卻。其中，二次冷卻是從二次冷卻開始到卷取開始之間實施的水冷卻，二次冷卻的平均冷卻速度是上述水冷卻的平均冷卻速度,如下所述,在二次冷卻的途中中斷水冷卻時，扣除中斷水冷卻的期間來計算。
[0146]從一次冷卻結束到二次冷卻開始之間，由於沒有進行水冷卻，因而保持在高溫區，進行一次冷卻之後超過3秒開始二次冷卻，或者進行一次冷卻之後在3秒以內以低於300C /秒的平均冷卻速度進行二次冷卻時，從精軋結束到卷取開始的二次冷卻中，鐵素體、珠光體、上部貝氏體等高溫相變相的組織分數超過15%，沒有獲得所需的組織分數和組織間硬度差，尤其是低溫韌性劣化。對二次冷卻中的平均冷卻速度的上限沒有特別限定，從冷卻設備的能力來看，300°C /秒以下是妥當的平均冷卻速度。
[0147]重視提高延性、含有按面積分數計15%以下的鐵素體時，在二次冷卻的途中，從500°C到800°C的溫 度區(鐵素體和奧氏體的二相區)可以在15秒以下的範圍內中斷水冷
卻。
[0148]此處的水冷卻的中斷是為了在二相區中促進鐵素體相變而進行的，水冷卻的中斷時間超過15秒時，鐵素體面積分數超過15%，組織間硬度差會增大，結果拉伸凸緣性和低溫韌性有可能劣化。因此，在二次冷卻的途中中斷水冷卻時，該時間理想的是15秒以下。另外，理想的是，中斷水冷卻的溫度區為了易於促進鐵素體相變而設定為500°C以上且800°C以下，中斷水冷卻的時間設定為I秒鐘以上。另外，從生產率的觀點出發，中斷水冷卻的時間更理想的是10秒以下。
[0149]進行上述二次冷卻之後，在滿足下述式(3)的卷取溫度CT (°C )下進行卷取。在超過下述式(3)的右邊的溫度下卷取時，鐵素體、珠光體、上部貝氏體等高溫相變相的組織分數達到15%以上，得不到所需的組織分數和組織間硬度差，導致拉伸凸緣性和低溫韌性劣化。在滿足vTrs ( _40°C的基礎上，對於強度590MPa級的材料來說使擴孔率> 140%且拉伸強度X擴孔率≥10000MPa.%、對於強度780MPa級的材料來說使擴孔率≥90%且拉伸強度X擴孔率≥70000MPa.%、而對於強度980MPa級以上的材料來說使擴孔率≥40%且拉伸強度X擴孔率≤50000MPa.%時，理想的是在低於300°C的溫度下卷取。
[0150]CT (°C ) ^ max [Ms, 350]...(3)
[0151]其中，Ms由下述式(5)確定，下述式(5)中的元素符號表示各元素在鋼中的含量(質量％ )。
[0152]Ms (°C ) = 561-474XC-33XMn-17XN1-21XM0...(5)
[0153]其中，關於rC、r30，為了滿足上述優選值，熱粗軋後、即熱精軋前的奧氏體粒徑是重要的，熱精軋前的奧氏體粒徑小是理想的，具體而言，通過將奧氏體的平均粒徑(當量圓平均直徑)設定為200 μ m以下，獲得了上述優選值。
[0154]而且，在熱精軋前，為了將奧氏體平均粒徑設定為200 μ m以下，可以在熱粗軋中將1000°C以上且1200°C以下的溫度區的每一道次的最大壓下率設定為40%以上、換而言之進行至少一次以上的一道次壓下率40%以上的壓下。
[0155]因此，熱粗軋優選是:1000°C以上且1200°C以下的溫度區的每一道次的最大壓下率為40%以上，並使奧氏體的平均粒徑為200 μ m以下。
[0156]其中，壓下率越大或該壓下的次數越多，越是能夠將奧氏體晶粒細粒化。另外，奧氏體平均粒徑優選為100 μ m以下，為此理想的是進行2次以上一道次壓下率40%以上的壓下。然而，超過10道次的熱粗 軋有溫度降低、氧化皮過量生成的擔憂，而一道次壓下率超過70%的壓下有時成為夾雜物延伸、使擴孔性劣化的原因。因此，理想的是一道次壓下率40%以上的壓下為10道次以下，最大壓下率為70%以下。
[0157]這樣，通過減小熱精軋前的奧氏體粒徑，能夠促進熱精軋工序中的奧氏體的再結晶、使rC值和r30值為優選值從而實現擴孔性的改善。推測這是因為，熱粗軋後的(即熱精軋前的)奧氏體晶界作為熱精軋中的再結晶核之一起作用。
[0158]其中，熱粗軋後的奧氏體粒徑的確認如下進行:將進入熱精軋之前的板坯儘可能地驟冷，具體而言，以10°c /秒以上的冷卻速度將板坯冷卻，此後將板坯斷面的組織蝕刻，使奧氏體晶界浮起，用光學顯微鏡進行測定。此時，在50倍以上的倍率下通過圖像分析、計點法測定20個視場以上。
[0159]另外，關於軋制方向的rL以及與軋制方向成60°的方向的r60，為了滿足上述優選範圍，理想的是將屬於第一溫度區的(T1+30°C)以上且(T1+150°C)以下的溫度區的最大加工發熱量、即壓下導致的鋼板溫度上升部分(V )抑制在18°C以下。照此，為了抑制最大加工發熱量，理想的是使用機架間冷卻等。
[0160]另外，為了矯正鋼板形狀、通過導入可動位錯來提高延性，理想的是在所有工序結束後實施壓下率0.1 %以上且2%以下的輕壓下的平整軋制。另外，在所有工序結束之後，為了除去所得熱軋鋼板的表面上附著的氧化皮，可以根據需要對所得熱軋鋼板進行酸洗。此外，在酸洗後對所得熱軋鋼板在線或離線地實施壓下率10%以下的平整軋制或冷軋也無妨。
[0161]此外，根據需要可以使鋼板的表面具有鍍層，製成表面處理鋼板。鍍層可以是電鍍層，也可以是熱浸鍍層，其處理方法可以是常法。
[0162]實施例
[0163]接著，舉出本發明的實施例來說明本發明的技術內容。
[0164]作為實施例，使用具有表1所示化學組成的、鋼A~P的滿足本發明權利要求的適合鋼和鋼a~e的比較鋼來進行研究。
[0165]將這些鋼在鑄造後直接或先冷卻到室溫之後再加熱而達到900°C~1300°C的溫度範圍，然後按照表2-1和表2-2所示的條件實施熱軋，按照表2-1和表2-2所示的條件進行冷卻，製成2.3~3.4mm厚的熱軋鋼板。將這樣獲得的熱軋鋼板酸洗，此後進行壓下率為
0.5 %的平整軋制，一部分實施熱浸鍍鋅處理以及合金化處理，供於材質評價。其中，表2-1、表2-2、表3-1和表3-2中試驗編號前頭所帶的字母表示表1中的鋼種。
[0166]表1示出了各鋼的化學成分，表2-1和表2-2示出了各熱軋鋼板的製造條件。另外，表3-1和表3-2示出了各熱軋鋼板的鋼組織、粒徑和機械特性(各方向的r值、拉伸強度TS、伸長率EL、擴孔率λ、脆性延性轉變溫度vTrs)。
[0167]其中，拉伸試驗根據JIS Z2241進行，擴孔試驗根據日本鐵鋼聯盟規格JFS T1001進行。X射線隨機強度比使用上述EBSD，對於軋制方向以及與板厚方向平行的斷面，間隔
0.5 μ m地測定距鋼板表面為板厚的3/8~5/8厚度位置間的板厚中心部。另外，各方向的r值通過上述方法測定。維氏硬度使用顯微維氏硬度試驗機，在負載0.098N(1gf)下測定。夏比試驗根據JIS Z2242進行，將鋼板加工成2.5mm小尺寸試驗片來進行。
[0168]由表3-1和表3-2所示的評價結果可知，只有滿足本發明中規定的條件才具有優異的拉伸凸緣性和低溫韌性。
[0169][表 I1]
[0170]
【權利要求】
1.一種熱軋鋼板，其特徵在於，其具有: 化學組成:按質量％計C:0.01~0.2 %、S1:0.001~2.5 Mn:0.10~.4.0 P:0.10 % 以下、S:0.030 % 以下、Al:0.001 ~2.0 %、N:0.01 % 以下、T1:(0.005+48/14 [N] +48/32 [S]) % ≤ Ti ≤ 0.3 %、Nb:0 ~0.06 %、Cu:0 ~1.2 %、N1:0 ~.0.6%,Mo:0 ~1%、V:0 ~0.2%,Cr:0 ~2%、Mg:0 ~0.01%,Ca:0 ~0.01%,REM:0 ~.0.1%、B:0~0.002%、餘量由Fe和雜質組成； 織構:在板厚中心部，板面的{100}〈011>~{223}〈110>取向群的X射線隨機強度比的平均值為6.5以下，且{332}〈113>的晶體取向的X射線隨機強度比為5.0以下，所述板厚中心部是由距鋼板表面為板厚的3/8厚度的位置和5/8厚度的位置劃分的鋼板部分； 顯微組織:回火馬氏體、馬氏體和下部貝氏體的合計面積分數超過85%，且平均晶體粒徑為12.0 μ m以下。
2.根據權利要求1所述的熱軋鋼板，其特徵在於，所述化學組成按質量％計含有選自由 Nb:0.005 ~0.06%、Cu:0.02 ~1.2%、Ni:0.01 ~0.6%、Mo:0.01 ~1 %、V:0.01 ~0.2%和Cr:0.01~2%組成的組中的一種或兩種以上。
3.根據權利要求1或2所述的熱軋鋼板，其特徵在於，所述化學組成按質量％計含有選自由 Mg:0.0005 ~0.01%, Ca:0.0005 ~0.01%和 REM:0.0005 ~0.1%組成的組中的一種或兩種以上。
4.根據權利要求1~3的任一項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，所述化學組成按質量％計含有 B:0.0002 ~0.002 %。
5.根據權利要求1~4的任一項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，其具有如下的顯微組織:將測定100個點以上的負載0.098N的維氏硬度時的硬度的平均值表示為E(HV0.01)、將標準偏差表示為σ (HV0.01)時，σ (HV0.01)/E(HV0.01)為0.08以下。
6.根據權利要求1~5的任一項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，其具有如下的機械特性:與軋制方向成直角的方向的r值(rC)為0.70以上以及與軋制方向成30°的方向的r值(r30)為1.10以下。
7.根據權利要求1~6的任一項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，其具有如下的機械特性:軋制方向的r值(rL)為0.70以上以及與軋制方向成60°的方向的r值(r60)為1.10以下。
8.根據權利要求1~7的任一項所述的熱軋鋼板，其特徵在於，在鋼板的表面具有鍍層。
9.一種熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，其通過對具有權利要求1~7的任一項所述的化學組成的板坯依次實施熱粗軋、熱精軋、一次冷卻和二次冷卻後卷取，從而製成熱軋鋼板， 其中，所述熱精軋為:相對於由下述式⑴規定的溫度Tl，在(T1+30)°C以上且(T1+200)°C以下的第一溫度區的每一道次的最大壓下率為30%以上，所述第一溫度區的合計壓下率為50%以上，在TrC以上且低於(T1+30) 1:的第二溫度區的合計壓下率為O~.30 %，並且在所述第一溫度區或所述第二溫度區結束軋制， 所述一次冷卻是滿足下式(2)、並且冷卻量為40°C以上且140°C以下的水冷卻， 所述二次冷卻是在所述一次冷卻後3秒以內開始冷卻、以30°C /秒以上的平均冷卻速度進行冷卻的水冷卻， 所述卷取在滿足下述式(3)的溫度CT下卷取， Tl ( 0C ) = 850+10 X (C+N) XMn+350XNb+250XTi+40XB+10XCr+100XMo+100XV...(I) I ( t/tl 0..(2)
CT (°C ) ( max [Ms, 350]...(3)
tl = 0.0OlX {(Tf-Tl) ΧΡ1/100}2-0.109X {(Tf-Tl) XPl/100}+3.1...(4)
Ms (°C ) = 561-474XC-33XMn-17XN1-21XM0...(5) 其中， 式(I)和式(5)中的各元素符號是各元素在鋼中的含量(質量％ )， 式(2)中的t是從所述第一溫度區的一道次30%以上的壓下中的最終壓下到一次冷卻開始的時間(秒)，tl是由所述式⑷確定的時間(秒)， 式(3)中的max口是取自變量中最大值的函數，Ms是由所述式(5)確定的溫度， 式(4)中的Tf和Pl分別是所述第一溫度區的一道次30%以上的壓下中的最終壓下時的鋼板溫度和壓下率(％ ) 。
10.根據權利要求9所述的熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，所述熱粗軋是:100(TC以上且1200°C以下的溫度區的每一道次的最大壓下率為40%以上，並使奧氏體的平均粒徑為200 μ m以下。
11.根據權利要求9或10所述的熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，所述熱精軋的(Tl+300C )以上且(T1+150°C )以下的溫度區的最大加工發熱量為18°C以下。
12.—種熱軋鋼板的製造方法，其特徵在於，在由權利要求9~11的任一項所述的熱軋鋼板的製造方法獲得的熱軋鋼板的表面實施鍍敷處理。
【文檔編號】C22C38/58GK104040009SQ201280065876
【公開日】2014年9月10日 申請日期:2012年12月27日 優先權日:2012年1月5日
【發明者】首藤洋志, 橫井龍雄, 神澤佑樹, 藤田展弘, 二井矢亮太, 齋藤伸也 申請人:新日鐵住金株式會社