熱軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】一種熱軋鋼板，按質(zhì)量％計(jì)C為0.030％以上且0.120％以下、Si為1.20％以下、Mn為1.00％以上且3.00％以下、Al為0.01％以上且0.70％以下、Ti為0.05％以上且0.20％以下、Nb為0.01％以上且0.10％以下、P為0.020％以下、S為0.010％以下、N為0.005％以下、余量為Fe和雜質(zhì)、0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012，板厚1/4位置的{112}(110)極密度為5.7以下，原奧氏體粒的縱橫比(長軸/短軸)為5.3以下，尺寸20nm以下的(Ti、Nb)C的析出物密度為109個/mm3以上，拉伸強(qiáng)度與屈服應(yīng)力之比即屈服比YR為0.80以上，拉伸強(qiáng)度為590MPa以上。
【專利說明】熱軋鋼板及其制造方法

【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及成形性優(yōu)異、剪切加工端面的疲勞特性優(yōu)異的析出強(qiáng)化熱軋鋼板及其 制造方法。
[0002] 本申請要求日本專利申請第2012-004554號的優(yōu)先權(quán)，其內(nèi)容作為參照引入到本 說明書中。

【背景技術(shù)】
[0003] 近年來開展了汽車、各機(jī)械部件的輕量化。該輕量化可通過部件形狀的最佳設(shè)計(jì) 來確保剛性而實(shí)現(xiàn)。此外，對于壓制成形部件等中空成形部件，減少部件的板厚能夠直接輕 量化。然而，為了在減少板厚的同時維持靜態(tài)破壞強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的情況下，上述部件需要 使用高強(qiáng)度材料。因此，作為低成本且強(qiáng)度特性優(yōu)異的鋼鐵材料，開展了拉伸強(qiáng)度為590MPa 以上的鋼板的應(yīng)用。另一方面，高強(qiáng)度化需要兼顧高強(qiáng)度與成形斷裂極限、翻邊（burring) 成形性等成形性。此外，在上述部件為底盤部件的情況下，為了確保電弧焊接部的韌性、抑 制HAZ軟化，開發(fā)了以基于添加微合金元素的析出強(qiáng)化為主體的鋼板。另外，除此以外還開 發(fā)了各種鋼板（參照專利文獻(xiàn)1?5)。
[0004] 上述微合金元素在低于ACl的溫度下促進(jìn)數(shù)nm到數(shù)十nm左右的共格析出物的析 出。在熱軋鋼板的制造工序中，這種共格析出物雖然使強(qiáng)度大幅提升，但問題在于剪切加工 端面產(chǎn)生微小裂紋而使成形特性降低，例如非專利文獻(xiàn)1中所公開的。另外，上述剪切加工 端面的劣化使剪切端面疲勞特性顯著降低。對此，非專利文獻(xiàn)1中通過使用添加了微合金 元素的合金成分并利用組織強(qiáng)化來解決上述問題。然而，利用組織強(qiáng)化的情況下，難以達(dá)成 部件所需的高屈服強(qiáng)度，問題在于抑制析出強(qiáng)化熱軋鋼板的剪切端面的劣化。
[0005] 專利文獻(xiàn)1 :日本特開2002-161340號公報(bào)
[0006] 專利文獻(xiàn)2 :日本特開2004-27249號公報(bào)
[0007] 專利文獻(xiàn)3 :日本特開2005-314796號公報(bào)
[0008] 專利文獻(xiàn)4 :日本特開2006-161112號公報(bào)
[0009] 專利文獻(xiàn)5 :日本特開2012-1775號公報(bào)
[0010] 非專利文獻(xiàn)1 :鐵和鋼、國重等、71號、9頁、pll40-1146(1985)


【發(fā)明內(nèi)容】

[0011] 發(fā)明要解決的問是頁
[0012] 本發(fā)明解決了上述析出強(qiáng)化熱軋鋼板中的剪切加工端面的成形性和疲勞特性的 降低，提供剪切加工端面的成形性和疲勞特性優(yōu)異的、拉伸強(qiáng)度590MPa以上的熱軋鋼板及 其制造方法。
[0013] 用于解決問題的方案
[0014] 本發(fā)明人等通過將微合金元素和碳含量各自設(shè)定為適當(dāng)?shù)姆秶M(jìn)一步控制晶體 取向，從而可以抑制含有上述析出元素的鋼板的剪切加工端面的劣化。本發(fā)明的要旨如下 所述。
[0015] (1) 一種熱軋鋼板，按質(zhì)量％計(jì)(：為0.030%以上且0. 120%以下、Si為1.20%以 下、Μη為1. 00%以上且3. 00%以下、A1為0. 01 %以上且0. 70%以下、Ti為0. 05%以上且 0·20%以下、Nb為0·01%以上且0·10%以下、P為0·020%以下、S為0·010%以下、N為 0.005% 以下、余量為 Fe 和雜質(zhì)、0.106 彡（C%-Ti%*12/48-Nb%*12/93)彡 0.012,板厚 1/4位置的{112} (110)極密度為5. 7以下，原奧氏體粒的縱橫比（長軸/短軸）為5. 3以 下，尺寸20nm以下的（Ti、Nb) C的析出物密度為109個/mm3以上，拉伸強(qiáng)度與屈服應(yīng)力之比 即屈服比YR為0. 80以上，拉伸強(qiáng)度為590MPa以上。
[0016] (2)根據(jù)⑴所述的熱軋鋼板，其按質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有0.0005 %以上且 0.0015%以下的8、0.09%以下的0、0.01%以上且0.10%以下的￥、0.01%以上且0.2% 以下的Mo中的一種或兩種以上，含有V的情況下0. 106彡（C% -Ti % *12/48-Nb % *12/93-V% *12/51)彡 0. 012。
[0017] (3) -種熱軋鋼板的制造方法，將按質(zhì)量％計(jì)(：為0.030%以上且0· 120%以 下、Si為1. 20%以下、Μη為1. 00%以上且3. 00%以下、A1為0· 01 %以上且0· 70%以下、 Ti為0. 05%以上且0. 20 %以下、Nb為0. 01%以上且0. 10%以下、Ρ為0. 020 %以下、S 為 0· 010% 以下、N 為 0· 005% 以下、余量為 Fe 和雜質(zhì)、0· 106 彡（C% -Ti% *12/48-Nb% *12/93)彡0. 012的鋼加熱至1250°C以上，對于Ti含量為0. 05%彡Ti彡0. 10%的范圍來 說采用精軋時的最終軋制溫度為960°C以上且倒數(shù)2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì)為30%以上來進(jìn) 行熱軋，對于Ti含量為0. 10 % < Ti < 0. 20 %的范圍來說采用精軋時的最終軋制溫度為 980°C以上且倒數(shù)2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì)為40%以上來進(jìn)行熱軋，在450°C以上且650°C以 下卷取。
[0018] (4)根據(jù)（3)所述的熱軋鋼板的制造方法，其中，所述鋼按質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含 有0. 0005 %以上且0. 0015 %以下的B、0. 09 %以下的Cr、0. 01 %以上且0. 10%以下的V、 0. 01 %以上且0. 2%以下的Mo中的一種或兩種以上，含有V的情況下0. 106彡（C% -Ti % *12/48-Nb% *12/93-V% *12/51) ^ 0. 012〇
[0019] 發(fā)明的效果
[0020] 根據(jù)本發(fā)明，可以提供拉伸強(qiáng)度590MPa以上的、利用析出強(qiáng)化的熱軋鋼板的剪切 加工端面的微小裂紋產(chǎn)生得到抑制、剪切端面的成形性和疲勞特性優(yōu)異的熱軋鋼板。

【專利附圖】

【附圖說明】
[0021] 圖1所示為過剩C量與分離（separation)的發(fā)生比率的關(guān)系的調(diào)查結(jié)果圖。
[0022] 圖2所示為原奧氏體粒的縱橫比及板厚1/4位置的{112} (110)極密度對分離發(fā) 生的影響的調(diào)查圖。
[0023] 圖3所示為原奧氏體粒的縱橫比超過5. 3的試制鋼A的剪切端面的分離的觀察結(jié) 果圖。
[0024] 圖4所示為原奧氏體粒的縱橫比為5. 3以下、板厚1/4位置的{112} (110)極密度 為5. 7以上的試制鋼B的剪切端面的分離的觀察結(jié)果圖。
[0025] 圖5所示為滿足所有本發(fā)明金相組織的特征即C、Ti、Nb的平衡、板厚1/4位置的 {112} (110)極密度、原奧氏體粒的縱橫比、（Ti、Nb)C尺寸及其析出密度的試制鋼C的剪切 端面的分離的觀察結(jié)果圖。
[0026] 圖6所示為試制鋼A、B、C的沖切疲勞試驗(yàn)的結(jié)果圖。
[0027] 圖7是試制鋼A與試制鋼C的疲勞斷面的比較圖。
[0028] 圖8所示為Ti的含量為0. 05%以上且0. 10%以下時的精軋溫度和最終2臺軋機(jī) 的壓下率合計(jì)對{112} (110)極密度的影響的調(diào)查結(jié)果圖。
[0029] 圖9所示為Ti的含量為0. 05%以上且0. 10%以下時的精軋溫度和最終2臺軋機(jī) 的壓下率合計(jì)對原奧氏體粒的縱橫比的影響的調(diào)查結(jié)果圖。
[0030] 圖10所示為Ti的含量超過0. 10%且0. 20%以下時的精軋溫度和最終2臺軋機(jī) 的壓下率合計(jì)對{112} (110)極密度的影響的調(diào)查結(jié)果圖。
[0031] 圖11所示為Ti的含量超過0. 10%且0. 20%以下時的精軋溫度和最終2臺軋機(jī) 的壓下率合計(jì)對原奧氏體粒的縱橫比的影響的調(diào)查結(jié)果圖。
[0032] 圖12所示為尺寸20nm以下的析出物密度與卷取溫度的關(guān)系的調(diào)查結(jié)果圖。
[0033] 圖13所示為尺寸20nm以下的析出物密度與屈服比YR的關(guān)系的調(diào)查結(jié)果圖。
[0034] 圖14所示為根據(jù)由于滿足所有成分和金相組織的特征而抑制了分離的發(fā)明鋼以 及由于不滿足所有成分和金相組織的特征而發(fā)生了分離的比較鋼的10 5次時間強(qiáng)度σ p與 拉伸強(qiáng)度TS的關(guān)系來調(diào)查本發(fā)明的效果的結(jié)果圖。

【具體實(shí)施方式】
[0035] 以下說明本發(fā)明的細(xì)節(jié)。
[0036] 以往利用基于微合金元素的析出強(qiáng)化，問題在于剪切端面產(chǎn)生微小裂紋，成形性 和疲勞特性降低，為了改善該問題，需要制成利用基于馬氏體、下部貝氏體的組織強(qiáng)化的鋼 板。然而，發(fā)明人等分別對于析出強(qiáng)化鋼板的微合金元素的含量和碳含量摸索了適當(dāng)?shù)闹担?控制金相組織形態(tài)和晶體取向，從而發(fā)現(xiàn)可以抑制析出強(qiáng)化鋼的剪切端面的劣化，這在以 往是困難的，成功地開發(fā)了熱軋鋼板。
[0037] 以下說明作為本發(fā)明的特征的熱軋鋼板的成分的限定理由。
[0038] C的含量低于0.030%時，不能獲得目標(biāo)強(qiáng)度，此外相對于用于獲得目標(biāo)強(qiáng)度的 Ti、Nb的下限含量，C不足時，晶界析出的C也不足，因此晶界強(qiáng)度降低，剪切端面的粗糙度 顯著增高，剪切端面發(fā)生分離。
[0039] C的含量超過0. 120%時，由于滲碳體密度的增加，使延性、翻邊成形性劣化，而且 由于珠光體組織的出現(xiàn)，剪切端面發(fā)生分離。因此，C含量設(shè)定為0.030%以上且0.120% 以下。
[0040] Si是抑制滲碳體的粗大生長、體現(xiàn)固溶強(qiáng)化的有效元素。另一方面，Si的含量超 過1.20%時，剪切端面發(fā)生分離。因此，Si的含量設(shè)定為1.20%以下。另外，為了體現(xiàn)固 溶強(qiáng)化且具有作為脫氧劑的效果，優(yōu)選含有0. 01 %以上的Si。
[0041] Μη的含量設(shè)定為1. 00 %以上且3. 00 %以下。Μη是固溶強(qiáng)化元素，為了體現(xiàn)590MPa 以上的強(qiáng)度，必須含有1. 〇〇%以上。另外，Μη的含量超過3. 00 %時，在Μη偏析部形成Ti硫 化物，意味著延性顯著降低。因此，Μη的含量設(shè)定為3. 00%以下。
[0042] Α1作為脫氧元素添加，能夠減低鋼中氧，此外是促進(jìn)鐵素體的相變使延性提高的 有效元素。因此，Α1的含量設(shè)定為0.01%以上。另外，Α1的含量超過0.70%時，不僅不能 達(dá)成590MPa以上的拉伸強(qiáng)度，而且也不能達(dá)成0. 80以上的屈服比YR。因此，A1的含量設(shè) 定為0. 01 %以上且0. 70%以下。
[0043] Ti通過形成碳化物而體現(xiàn)析出強(qiáng)化。為了獲得590MPa以上的鋼板強(qiáng)度，需要含有 超過0. 05 %。尤其是在低于ACl的溫度下析出時，雖然基于共格析出體現(xiàn)微細(xì)析出強(qiáng)化，但 在C的含量少的情況下，由于固溶C量的降低，晶界強(qiáng)度降低，剪切端面的粗糙度顯著增高， 在剪切端面發(fā)生分離。
[0044] 因此，在本發(fā)明中發(fā)現(xiàn)，通過使Ti含量和C含量滿足式（1)且滿足下述金相組織 形態(tài)的特征，從而抑制剪切加工端面的劣化且抑制上述分離。其中，在下述式（1)中，表 示"χ(乘法）"。
[0045] 0· 106 彡（C% -Ti% *12/48-Nb% *12/93)彡 0· 012…（1)
[0046] 圖1示出了分離的發(fā)生率與過剩C的關(guān)系。過剩C低于0. 012時或者超過0. 106 時，分離的發(fā)生率達(dá)到100%，可知過剩C的適當(dāng)范圍。另外，在適當(dāng)?shù)倪^剩C范圍內(nèi)，即使 任意其他元素的含量在規(guī)定范圍以外，分離的發(fā)生頻率也在50%以下，確認(rèn)了滿足式（1) 的過剩C量所帶來的分離抑制效果。另外，即使在本發(fā)明的成分范圍內(nèi)，也確認(rèn)分離發(fā)生率 超過〇%，可知它們是由金相組織引發(fā)的分離。以下描述細(xì)節(jié)。
[0047] 其中，過剩C表示由"（C% -Ti% *12/48-Nb% *12/93) "算出的過剩的C含量。
[0048] 分離的發(fā)生率是：將熱軋鋼板切割成lOOmmX lOOmmX板厚的坯料，使用ΙΟι?πιΦ的 圓柱沖頭，實(shí)施10次間隙10%的沖切試驗(yàn)，觀察沖切斷面而測定的值。另外，剪切端面發(fā)生 分離時，剪切端面的斷裂面性狀呈現(xiàn)齒條狀的臺階，在剪切方向用粗糙度計(jì)測定時的最大 高度為50 μ m以上，因此本發(fā)明將齒條狀剪切端面形狀且最大高度為50 μ m以上者定義為 發(fā)生分離。需要說明的是，分離的發(fā)生率是在10次沖切試驗(yàn)中分離的發(fā)生次數(shù)的比率。
[0049] Ti含量超過0.20%時，即使通過熔體化處理，Ti也不能完全固溶，含有超過 0. 20%時，在板坯階段形成未固溶的Ti與C和N的粗大的碳氮化物，由于該粗大的碳氮化 物殘留在制品板中，引起韌性的顯著劣化，上述剪切端面發(fā)生分離。因此，Ti的含量設(shè)定為 0. 05%以上且0. 20%以下。另外，為了確保熱軋板坯的韌性，Ti的含量優(yōu)選為0. 15%以下。
[0050] Nb不僅形成Nb單獨(dú)的碳化物，而且在TiC中以（Ti、Nb) C形式固溶，從而將碳化物 的尺寸微細(xì)化，發(fā)揮極高的析出強(qiáng)化能力。Nb低于0.01%時，確認(rèn)不到該析出強(qiáng)化的效果。 另外，Nb的含量超過0· 10%時，該效果飽和。因此，Nb的含量設(shè)定為0.01%以上且0· 10% 以下。
[0051] P是固溶強(qiáng)化元素。另一方面，鋼中含有超過0. 020%的P時，由于在晶界偏析，招 致晶界強(qiáng)度的降低，發(fā)生鋼板的上述分離，還助長韌性的降低和耐二次加工脆性。因此，P的 含量設(shè)定為0. 020%以下。另外，對P的含量的下限值沒有特別限制，從脫P(yáng)的成本和生產(chǎn) 率的觀點(diǎn)考慮，優(yōu)選設(shè)定為〇. 001 %。
[0052] S形成Μη的化合物而使拉伸凸緣性劣化。因此，優(yōu)選S的含量盡量少。另外，S的 含量超過0. 010%時，由于MnS帶狀偏析，上述剪切端面發(fā)生分離。因此，S的含量設(shè)定為 0. 010%以下。另外，S的含量的下限值沒有特別限制，從脫S的成本和生產(chǎn)率的觀點(diǎn)考慮， 優(yōu)選設(shè)定為0.001%。
[0053] N在熱軋前形成TiN。晶體結(jié)構(gòu)是NaCl型的，與鐵基體的界面非共格，因此在剪切 加工中發(fā)生以TiN為起點(diǎn)的龜裂、助長上述剪切端面的分離，含有超過0.005%的N時，不能 抑制剪切端面的分離。因此，N的含量設(shè)定為0.005%以下。另外，對N的含量的下限值沒 有特別限制，從脫N的成本和生產(chǎn)率的觀點(diǎn)出發(fā)，優(yōu)選設(shè)定為5ppm%。
[0054] 接著說明選擇元素。
[0055] B固溶在晶界而抑制P在晶界偏析并使晶界強(qiáng)度提高，從而減低剪切端面的粗糙 度。通過將B的含量設(shè)定為0. 0005%以上，達(dá)成了 1080MPa以上的強(qiáng)度且可以抑制上述剪 切端面的分離，因此是優(yōu)選的。另外，B的含量即使超過0.0015%，也沒有發(fā)現(xiàn)含有所伴隨 的改善效果。因此，B的含量優(yōu)選為0. 0005%以上且0. 0015%以下。
[0056] Cr與V同樣地固溶在MC中，此外形成Cr單獨(dú)的碳化物而體現(xiàn)強(qiáng)度。Cr的含量超 過0.09%時，該效果飽和。因此，Cr的含量設(shè)定為0.09%以下。另外，從確保制品強(qiáng)度的 觀點(diǎn)出發(fā)，Cr的含量優(yōu)選為0.01 %以上。
[0057] V置換到TiC中以（Ti、V)C形式析出，從而可以制成高強(qiáng)度的鋼板。V的含量 低于0. 01%時，體現(xiàn)不出該效果。另外，V的含量超過0. 10%時，助長熱軋鋼板的表面開 裂。因此，V的含量設(shè)定為0.01 %以上且0.10%以下。另外，不滿足0.106彡（C%-Ti % *12/48-Nb% *12/93-V% *12/51)彡0. 012時，由于固溶C量降低，晶界強(qiáng)度降低，剪切端面 的粗糙度顯著增高，剪切端面發(fā)生分離。
[0058] Mo也是析出元素，其含量低于0. 01 %時，體現(xiàn)不出其效果，含有超過0. 2%時，延 性降低。因此，Mo的含量設(shè)定為0. 01%以上且0. 2%以下。
[0059] 接著說明作為本發(fā)明特征的顯微組織和織構(gòu)。
[0060] 本發(fā)明的鋼板滿足上述成分范圍，且通過將板厚1/4位置的{112} (110)極密度設(shè) 定為5. 7以下，可以抑制上述剪切端面的分離。
[0061] {112} (110)是軋制時發(fā)展起來的晶體取向，是對于試樣由利用25kV以上的加速 電壓產(chǎn)生的電子的背散射電子圖像（利用EBSP法的背散射電子圖像）測定得到的晶體取 向，所述試樣通過用5%高氯酸將鋼板的軋制方向的斷面電解研磨而除去了測定面的表面 變形的試樣所。其中，測定優(yōu)選是以軋制方向?yàn)?000 μ m以上、板厚方向?yàn)?00 μ m的范圍、 測定間隔為3 μ m以上且5 μ m以下地進(jìn)行測定。此外，通過使用TEM的衍射圖樣、X射線衍 射的鑒定方法無法指定測定位置，因而它們不適合作為測定方法。
[0062] 關(guān)于原奧氏體粒的形態(tài)，發(fā)現(xiàn)其縱橫比（長軸/短軸）為5. 3以下時可抑制上述 剪切端面的分離。因此，將上述縱橫比設(shè)定為5. 3以下。
[0063] 圖2中示出了縱橫比和{112} (110)極密度與分離的發(fā)生的關(guān)系。圖中的"〇"表 示在上述分離的判定方法中分離的發(fā)生率為0%，"x"表示超過0%。各成分的含量在適 當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)而縱橫比超過5. 3時，分離在任意極密度下發(fā)生。另外，關(guān)于各成分的含量在適 當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)、縱橫比為5. 3以下、極密度為5. 7以下，確認(rèn)不發(fā)生分離。另外，原奧氏體粒的 顯露方法優(yōu)選使用十二烷基苯磺酸、苦味酸或草酸。
[0064] 圖3示出了原奧氏體粒的縱橫比超過5. 3的試制鋼板A通過上述原奧氏體粒的顯 露方法來觀察剪切端面的分離而獲得的結(jié)果。剪切端面的分離在與剪切方向交叉的方向呈 現(xiàn)齒條狀的龜裂面，從具體觀察的結(jié)果可以看出，龜裂沿著舊奧氏體晶界伸展。另外，關(guān)于 原奧氏體粒的縱橫比為5. 3以下、板厚1/4位置的{112} (110)極密度為5. 7以上的試制鋼 板B，如圖4所示，雖然分離的面積與縱橫比對應(yīng)地減低，但達(dá)不到抑制。然而，關(guān)于滿足所 有本發(fā)明的金相組織的特征的C、Ti、Nb的平衡、板厚1/4位置的{112} (110)極密度、原奧 氏體粒的縱橫比、（Ti、Nb)C尺寸及其析出物密度的試制鋼板C，如圖5所示，可以看出分離 被抑制，此外確認(rèn)不到特定晶界處的龜裂的傳播。
[0065] 圖6示出了試制鋼板A、B、C的沖切疲勞試驗(yàn)的結(jié)果。疲勞試驗(yàn)使用申克式疲勞試 驗(yàn)機(jī)，利用根據(jù)JISZ2275、在平滑試驗(yàn)片中央部實(shí)施單側(cè)間隙10%、10πιπιΦ的沖切剪切加 工而成的試驗(yàn)片來進(jìn)行評價(jià)。試制鋼板Α、Β和C的拉伸強(qiáng)度均為980MPa左右，相對于分離 被抑制的試制鋼板C，發(fā)現(xiàn)試制鋼板A和B的10 5次時間強(qiáng)度降低約50MPa左右。圖7中示 出了試制鋼板A的疲勞斷面與試制鋼板C的疲勞斷面的比較。試制鋼板C中，從分離部發(fā) 生疲勞龜裂，可知時間強(qiáng)度的降低是由分離的發(fā)生導(dǎo)致的。剪切加工時，自沖頭和沖模的端 部起產(chǎn)生的龜裂隨著沖頭的沖程沿板厚方向傳播，連為一體從而形成剪切端面。由于被以 Ti為主體的共格性析出物（coherent precipitates)強(qiáng)化了的鋼板中韌性降低，認(rèn)為不能 抑制分離的發(fā)生，而在本發(fā)明中明確了分離的詳細(xì)觀察和發(fā)生機(jī)制，進(jìn)而發(fā)現(xiàn)通過設(shè)定適 當(dāng)?shù)某煞纸M成、形成晶體取向和晶粒形態(tài)適當(dāng)?shù)慕鹣嘟M織，從而能夠抑制剪切端面的分離 并提高剪切端面的疲勞強(qiáng)度。
[0066] 金相組織中的尺寸為20nm以下的（Ti、Nb)C的析出物密度需要為109個/mm 3以 上。這是因?yàn)?，析出物的尺寸?0nm以下的析出物密度低于109個/mm3時，不能達(dá)成拉伸 強(qiáng)度與屈服應(yīng)力的屈服比YR為〇. 80以上。另一方面，析出物密度優(yōu)選為1012個/mm3以下。 析出物的測定優(yōu)選采用通過日本特開2004-317203的方法制作的復(fù)型（replica)試樣，使 用透射電子顯微鏡在10000倍以上的高倍率下觀察5個視場以上。需要說明的是，析出物 的尺寸是析出物的當(dāng)量圓直徑。另外，作為析出物密度的測定對象的析出物為尺寸lnm以 上且20nm以上的析出物。
[0067] 接著說明本發(fā)明的鋼板的制造方法的特性。在本發(fā)明的熱軋鋼板的制造方法中， 優(yōu)選將板坯加熱溫度設(shè)定為1250°C以上。這是為了使含有的析出元素充分熔體化。另一方 面，加熱溫度超過1300°C時，奧氏體晶界粗大化，因此加熱溫度優(yōu)選為1300°C以下。本發(fā)明 中發(fā)現(xiàn)精軋條件存在與Ti量對應(yīng)的適當(dāng)范圍。對于Ti含量為0. 05%< Ti < 0. 10%的范 圍來說所需的是精軋時的最終軋制溫度為960°C以上且倒數(shù)2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì)為30% 以上。另外，對于Ti含量為0. 10%< Ti < 0. 20%的范圍來說所需的是精軋時的最終軋制 溫度為980°C以上且倒數(shù)2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì)為40%以上。任何一個偏離條件范圍時，不 能利用軋制促進(jìn)奧氏體再結(jié)晶，不滿足板厚1/4位置的{112} (110)極密度為5. 7以下且原 奧氏體粒的縱橫比（長軸/短軸）為5. 3以下的必要條件。該精軋時的最終軋制溫度（有 時稱為精軋溫度）是由設(shè)置在精軋機(jī)的最終軋機(jī)的出口側(cè)15m以內(nèi)的溫度計(jì)測定的溫度。 另外，該倒數(shù)2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì)（有時將倒數(shù)2臺軋機(jī)稱為最終2臺軋機(jī)、而將壓下率 合計(jì)稱為合計(jì)壓下率）是最終軋機(jī)自身的壓下率的值與最終軋機(jī)之前的一臺軋機(jī)自身的 壓下率的值相加而獲得的合計(jì)值（簡單相加）。將Ti含量在0.05%<Ti <0. 10%范圍內(nèi) 的精軋條件與板厚1/4位置的{112} (110)極密度的關(guān)系以及與原奧氏體?？v橫比的關(guān)系 分別示于圖8和圖9。Ti含量在0.05%彡Ti彡0. 10%的范圍內(nèi)，可知精軋溫度或倒數(shù)2臺 軋機(jī)的合計(jì)壓下率偏離本發(fā)明的條件時，原奧氏體?？v橫比超過5. 3。接著，將對于0. 10% < Ti彡0. 20%進(jìn)行的同樣的調(diào)查結(jié)果示于圖10和圖11。在0. 10% < Ti彡0. 20%的范 圍內(nèi)，精軋溫度為960°C以上時也會出現(xiàn)板厚1/4位置的{112} (110)極密度超過5. 7的情 況，通過將精軋溫度設(shè)定為980°C以上，板厚1/4位置的{112} (110)極密度達(dá)到5.7以下。 另外可知，最終軋制溫度為980°C以上且倒數(shù)2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì)為40%以上時，同時滿 足與極密度和縱橫比有關(guān)的條件。這歸結(jié)于Ti的奧氏體再結(jié)晶抑制效果，顯示根據(jù)Ti量 存在能夠體現(xiàn)效果的最佳精軋條件，從以上的調(diào)查明確了在本發(fā)明的成分范圍內(nèi)的最佳精 軋條件。另外，對于Ti含量為0. 05%彡Ti彡0. 10%的范圍和0. 10%< Ti彡0. 20%的范 圍的任一范圍均優(yōu)選精軋時的最終軋制溫度為1080°C以下且倒數(shù)2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì) 為70%以下。
[0068] 精軋后的卷取溫度必須為450°C以上。低于450°C時，難以制造析出強(qiáng)化了的均質(zhì) 組織的熱軋鋼板，且難以實(shí)現(xiàn)0.80以上的屈服比YR。熱軋鋼板大多主要應(yīng)用于懸掛部件， 因此，有必要提高部件的斷裂應(yīng)力，且減低部件的永久變形。本發(fā)明的熱軋鋼板通過（Ti、 Nb)C的析出提高屈服比YR。另外，在超過650°C下卷取時，析出物粗大化進(jìn)行，不能獲得與 Ti含量對應(yīng)的鋼板強(qiáng)度。此外，在超過650°C的卷取溫度下，由于（Ti、Nb)C的粗大化，奧羅 萬（Orowan)機(jī)制變?nèi)酰?yīng)力降低，不能實(shí)現(xiàn)目標(biāo)的屈服比0.80以上。
[0069] 圖12示出了 Ti量為0.05%以上且0.20%以下的熱軋鋼板的卷取溫度與20nm以 下的析出物密度的關(guān)系。卷取溫度低于450°C或超過650°C時，析出物密度低于10 9個/mm3。 結(jié)果，如圖13所示，可知上述屈服比YR不能達(dá)成0. 80以上，不能制造高屈服應(yīng)力的熱軋鋼 板。
[0070] 另外，在本發(fā)明的熱軋鋼板中：
[0071] 作為C的含量，可列舉出0.36%以上且0.100%以下的范圍；
[0072] 作為Si的含量，可列舉出0. 01%以上且1. 19%以下的范圍；
[0073] 作為Μη的含量，可列舉出1.01%以上且2. 53%以下的范圍；
[0074] 作為Α1的含量，可列舉出0.03%以上且0.43%以下的范圍；
[0075] 作為Ti的含量，可列舉出0.05%以上且0. 17%以下的范圍；
[0076] 作為Nb的含量，可列舉出0.01 %以上且0.04%以下的范圍；
[0077] 作為P的含量，可列舉出0. 008%以下的范圍；
[0078] 作為S的含量，可列舉出0. 003%以下的范圍；
[0079] 作為N的含量，可列舉出0. 003%以下的范圍；
[0080] 作為"（C% -Ti% *12/48-Nb% *12/93) "，可列舉出 0· 061 以上且 0· 014 以下的范 圍；
[0081] 作為極密度，可列舉出1. 39以上且5. 64以下的范圍；
[0082] 作為原奧氏體粒的縱橫比，可列舉出1. 42以上且5. 25以下的范圍；
[0083] 作為析出物密度，可列舉出1.55 X 109個/mm3以上且3. 10 X1011個/mm3以下的范 圍。
[0084] 另外，對于本發(fā)明的熱軋鋼板：
[0085] 作為Ti含量為0.05%彡Ti彡0. 10%的范圍的精軋時的最終軋制溫度，可列舉出 963°C以上且985°C以下的范圍；
[0086] 作為Ti含量為0. 05% < Ti < 0. 10%的范圍的倒數(shù)2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì)，可列 舉出32. 5%以上且43. 2%以下的范圍；
[0087] 作為Ti含量為0. 10% <Ti彡0.20%的范圍的精軋時的最終軋制溫度，可列舉出 981°C以上且1055°C以下的范圍；
[0088] 作為Ti含量為0. 10%< Ti彡0. 20%的范圍的倒數(shù)2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì)，可列 舉出40. 0%以上且45. 3%以下的范圍；
[0089] 作為卷取溫度，可列舉出480°C以上且630°C的范圍。
[0090] 實(shí)施例
[0091] 以下顯示本發(fā)明的實(shí)施例。
[0092] 將具有表1所示的化學(xué)成分的鋼熔煉，獲得板坯。將板坯加熱至1250°C以上，在表 2所示的精軋溫度下進(jìn)行6道次的精軋之后，在冷卻帶的平均冷卻速度5°C /s下進(jìn)行冷卻， 在卷取模擬爐溫度450°C?630°C下保持1小時，此后進(jìn)行空氣冷卻而制造2. 9mmt的鋼板， 用7%鹽酸水溶液除去表面的氧化皮而制成熱軋鋼板。另外，在表2中的壓下率合計(jì)中，作 為上述熱軋鋼板的制造工序中倒數(shù)2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì)值，示出了 5道次、6道次的壓下 率的合計(jì)。關(guān)于各個熱軋鋼板的拉伸強(qiáng)度TS、延性E1，制作JIS-Z2201記載的5號試驗(yàn)片， 按照J(rèn)IS-Z2241記載的試驗(yàn)方法評價(jià)。另外，翻邊成形性λ按照J(rèn)IS-Z2256記載的試驗(yàn)方 法評價(jià)。翻邊成形性λ按照J(rèn)IS-Z2256記載的試驗(yàn)方法評價(jià)。另外，剪切端面的性狀調(diào)查 如下進(jìn)行：使用1〇_Φ的圓柱沖頭和間隙10%的沖模，實(shí)施沖切剪切加工后，目視觀察圓 周方向，調(diào)查有無剪切分離的發(fā)生。剪切分離的發(fā)生率的定義、測定如上所述。對于所有試 驗(yàn)編號的鋼板，為了調(diào)查鋼板剪切端面的疲勞特性而加工成平面試驗(yàn)片，采用上述沖切條 件加工成剪切端疲勞評價(jià)試驗(yàn)片，使用申克式平面彎曲疲勞試驗(yàn)機(jī)，進(jìn)行1〇 5次下斷裂的時 間強(qiáng)度σ ρ的評價(jià)。
[0093] 另外，鋼板編號10的鋼板由于不滿足式（1)(參照表2)，相當(dāng)于比較鋼板。
[0094] [表 1]
[0095]

【權(quán)利要求】
1. 一種熱軋鋼板，按質(zhì)量％計(jì)(：為0.030%以上且0. 120%以下、Si為1.20%以下、Μη 為1.00%以上且3.00%以下41為0.01%以上且0.70%以下、11為0.05%以上且0.20% 以下、恥為0.01%以上且0.10%以下、？為0.020%以下、5為0.010%以下州為0.005% 以下、余量為 Fe 和雜質(zhì)、0.106 彡（C%-Ti%*12/48-Nb%*12/93)彡 0.012,板厚 1/4 位 置的{112} (110)極密度為5. 7以下，原奧氏體粒的縱橫比（長軸/短軸）為5. 3以下，尺 寸20nm以下的（Ti、Nb)C的析出物密度為109個/mm3以上，拉伸強(qiáng)度與屈服應(yīng)力之比即屈 服比YR為0. 80以上，拉伸強(qiáng)度為590MPa以上。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板，其按質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含有B :0.0005%以上且 0. 0015% 以下、Cr :0. 09% 以下、V :0. 01% 以上且 0. 10% 以下、Mo :0. 01% 以上且 0. 2% 以 下中的一種或兩種以上，含有V的情況下0. 106彡（C% -Ti% *12/48-Nb% *12/93-V% *12/51)彡 0·012。
3. -種熱軋鋼板的制造方法，將按質(zhì)量％計(jì)(：為0.030%以上且0. 120%以下、Si為 1. 20%以下、Μη為1. 00%以上且3. 00%以下、A1為0· 01 %以上且0· 70%以下、Ti為0· 05% 以上且0. 20%以下、Nb為0. 01 %以上且0. 10%以下、P為0. 020%以下、S為0. 010%以下、 N 為 0· 005% 以下、余量為 Fe 和雜質(zhì)、0· 106 彡（C% -Ti% *12/48-Nb% *12/93)彡 0· 012 的鋼加熱至12501：以上，對于11含量為0.05%彡11彡0.10%的范圍來說采用精軋時的 最終軋制溫度為960°C以上且倒數(shù)2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì)為30%以上來進(jìn)行熱軋，對于Ti 含量為0. 10% < Ti彡0. 20%的范圍來說采用精軋時的最終軋制溫度為980°C以上且倒數(shù) 2臺軋機(jī)的壓下率合計(jì)為40%以上來進(jìn)行熱軋，在450°C以上且650°C以下卷取。
4. 根據(jù)權(quán)利要求3所述的熱軋鋼板的制造方法，其中，所述鋼按質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一步含 有 B :0. 0005% 以上且 0. 0015% 以下、Cr :0. 09% 以下、V :0. 01% 以上且 0. 10% 以下、Mo : 0.01%以上且0.2%以下中的一種或兩種以上，含有￥的情況下（(：％-11%*12/48-他％ *12/93-V% *12/51)彡 0.012。
【文檔編號】C22C38/38GK104066861SQ201380005377
【公開日】2014年9月24日 申請日期:2013年1月8日 優(yōu)先權(quán)日:2012年1月13日
【發(fā)明者】櫻田榮作, 林邦夫, 佐藤浩一, 樋渡俊二 申請人:新日鐵住金株式會社