專利名稱：加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板及其制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及適合作為汽車用部件等運輸機械材料、結構材料的原材料的加工性(延伸凸緣性)優(yōu)良的高張力熱軋鋼板及其制造方法。
背景技術：
從保護地球環(huán)境的觀點出發(fā)，為了削減CO2排放量，在維持汽車車身強度的同時實現其輕量化從而改善汽車的燃料效率，這在汽車業(yè)界常常視為重要的課題。為了在維持汽車車身強度的同時實現車身的輕量化，有效的是通過使作為汽車部件用原材料的鋼板高強度化而使鋼板薄壁化。例如，汽車的行走部件用鋼板的高強度薄壁化與汽車車身的大幅輕量化相關，因此是對提高汽車燃料效率極為有效的方法。因此，對這些部件用原材料進行高 強度化的期望非常強烈。另一方面，大部分以鋼板作為原材料的汽車部件通過沖壓加工或沖緣加工等進行成形，因此，汽車部件用鋼板要求具有優(yōu)良的延伸性和延伸凸緣性。例如，行走部件具有復雜的形狀，因此，作為行走部件用原材料的鋼板重視強度和加工性，要求延伸性和延伸凸緣性等加工性優(yōu)良的高張力鋼板。但是，一般而言，鋼鐵材料的加工性隨著高強度化而降低。因此，為了將高張力熱軋鋼板應用于行走部件等，需要開發(fā)出兼具強度和加工性的高張力熱軋鋼板，迄今為止已進行了大量的研究，并提出了各種技術。例如，專利文獻I中提出了如下的技術采用以重量％計含有C :0. 03、. 25%、Si
2.0% 以下、Mn :2. 0% 以下、P :0. 1% 以下、S :0. 007% 以下、Al :0. 07% 以下和 Cr :1. 0% 以下的
組成，米用由鐵素體和第二相(珠光體、貝氏體、馬氏體、殘余奧氏體中的一種以上)構成的復合組織，并且規(guī)定第二相的硬度、體積率和粒徑，由此，提高拉伸強度(TS)超過490N/mm2 (490MPa)的高強度熱軋鋼板的疲勞特性和延伸凸緣性。另外，專利文獻2中提出了如下的技術采用以重量％計含有C :0. OfO. 10%、Si
I.5% 以下、Mn :超過 I. 0% 2. 5%、P 0. 15% 以下、S 0. 008% 以下、Al 0. 01 O. 08%、Ti、Nb 中的一種或兩種的合計0. 1(Γ0. 60%的化學成分，并且采用鐵素體量以面積率計為95%以上且鐵素體的平均結晶粒徑為2. (Γ10. O μ m、不含有馬氏體和殘余奧氏體的組織，由此，提高拉伸強度(TS)為490MPa以上的高強度熱軋鋼板的疲勞強度、特別是延伸凸緣性。而且，在專利文獻2提出的技術中，通過使Mn含量為超過I. 09Γ2. 5%，在提高鋼板強度的同時得到微細鐵素體晶粒。另外，專利文獻3中提出了如下的技術采用以質量％計含有C :0. OfO. 1%、S 彡 O. 03%、N 彡 O. 005%、Ti 0. 05 O. 5%、Si 0. O廣2%、Mn 0. 05 2%、P 彡 O. 1%、Al O. 005 I. 0%并且以滿足Ti-48/12C-48/14N-48/32S彡0%的范圍含有Ti的組成，并且使鋼中的粒子中含有5nm以上的Ti的析出物的平均尺寸為IO1 103nm且使其最小間隔為超過IO1Iim且為104nm以下，由此，提高拉伸強度(TS)為640MPa以上的高強度熱軋鋼板的沖緣加工性和疲勞特性。
現有技術文獻專利文獻專利文獻I :日本特開平4-329848號公報專利文獻2 :日本特開2000-328186號公報專利文獻3 :日本特開2002-161340號公報

發(fā)明內容
發(fā)明所要解決的問題 但是，專利文獻I提出的技術中，存在如下問題對鋼板實施沖壓加工等而成形為期望的部件形狀時，軟質的鐵素體與硬質的第二相的界面容易成為加工時產生裂紋的起點，從而使加工性不穩(wěn)定。另外，專利文獻I提出的技術中，還發(fā)現如下問題將鋼板的拉伸強度(TS)提高到590MPa級的情況下，加工性、特別是延伸凸緣性相對于現狀的要求是不充分的(參考專利文獻I的實施例)。另外，專利文獻2提出的技術中，鋼板的Mn含量高，因此，Mn在鋼板的板厚中央部發(fā)生偏析，在鋼板的沖壓成形過程中，在進行加工時誘發(fā)裂紋，因此，難以穩(wěn)定地確保優(yōu)良的延伸凸緣性，從而不一定能夠得到充分的延伸凸緣性。另外，專利文獻2提出的技術中，通過使Ti為預定含量而形成Ti碳化物，降低了給延伸凸緣性帶來不利影響的固溶C，但發(fā)現如下問題在含有相對于C過量的Ti時，Ti碳化物容易發(fā)生粗大化，從而無法穩(wěn)定地得到期望的強度。另外，專利文獻3提出的技術中，發(fā)現如下問題鋼板中含有的析出物的尺寸的分布大，從而無法穩(wěn)定地確保期望的強度。另外，專利文獻3提出的技術中，鋼板的延伸凸緣性不充分(參考專利文獻3的實施例)。對于大量生產的汽車部件而言，為了穩(wěn)定供給其原材料，需要工業(yè)化地大量生產熱軋鋼板，但上述的現有技術中，難以穩(wěn)定地供給拉伸強度(TS)為590MPa以上并且具有優(yōu)良的加工性(延伸凸緣性)的高張力熱軋鋼板。本發(fā)明的目的在于有利地解決上述現有技術中存在的問題，并提供適合作為汽車部件用原材料的、拉伸強度(TS)為590MPa以上且具有優(yōu)良的加工性(延伸凸緣性)、具體而言擴孔率λ為100%以上的高張力熱軋鋼板及其制造方法。用于解決問題的方法為了解決上述問題，本發(fā)明人對給熱軋鋼板的高強度化和加工性(延伸凸緣性)帶來影響的各種因素進行了深入的研究。結果，得到如下見解。I)使鋼板組織成為位錯密度低且加工性優(yōu)良的鐵素體單相組織，并且使微細碳化物分散析出而進行析出強化時，在維持熱軋鋼板的延伸凸緣性的情況下使強度提高。2)為了得到加工性優(yōu)良并且具有拉伸強度(TS)為590MPa以上的高強度的熱軋鋼板，需要使對析出強化有效的平均粒徑小于IOnm的微細碳化物以期望的體積比分散析出。3)作為有助于析出強化的微細碳化物，從確保強度等觀點出發(fā)，含Ti的碳化物是有效的。4)為了使含Ti的碳化物達到平均粒徑小于IOnm并且以期望的體積比分散析出，需要確保用于形成作為析出核的Ti碳化物的Ti量，并且需要含有相對于作為原材料的鋼中的N、S含量為預定量以上的Ti (Ti彡O. 04+(N/14X48+S/32X48)) ο5)為了使含Ti的碳化物在鐵素體相中微細(平均粒徑小于IOnm)地析出，將作為原材料的鋼中的B含量與Mn含量控制為期望的比率(B ^ O. OOlXMn)是有效的。6)含Ti的碳化物的Ti含量以原子比計超過C含量時，碳化物容易發(fā)生粗大化，從而給熱軋鋼板特性帶來不利影響。7)為了使含Ti的碳化物的Ti含量以原子比計低于C含量而抑制碳化物的粗大化，將Ti、N、S含量相對于作為原材料的鋼中的C含量控制在預定范圍(C/12 >Ti/48-N/14-S/32)內是有效的。
本發(fā)明基于上述見解而完成，其主旨如下所述。[I] 一種加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，具有以使S、N和Ti滿足下式(I)的方式以質量％計含有C :0. 005%以上且O. 050%以下、Si :0. 2% 以下、Mn :0. 8% 以下、P :0. 025% 以下、S :0. 01% 以下、N :0. 01% 以下、Al :0. 06%以下、Ti :0. 05%以上且O. 10%以下、且余量由Fe和不可避免的雜質構成的組成；鐵素體相相對于組織整體的面積率為95%以上的基體；和含有Ti且平均粒徑小于IOnm的微細碳化物分散析出、且該微細碳化物相對于組織整體的體積比為O. 0007以上的組織，并且，拉伸強度為590MPa以上， Ti 彡 O. 04+ (N/14X 48+S/32 X 48)— (I)其中，S、N、Ti為各元素的含量(質量％)。[2]如上述[I]所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎上，進一步以滿足下式(2)的方式以質量％計含有B :0. 0003%以上且O. 0035%以下，B 彡 O. OOlXMn ... (2)其中，Mn、B為各元素的含量(質量％)。[3]如上述[I]或[2]所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，上述組成滿足下式(4)，C/12 > Ti/48-N/14_S/32... (4)其中，C、S、N、Ti為各元素的含量(質量％)。[4]如上述[1] [3]中任一項所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，上述微細碳化物為以所含的C與Ti的原子比計滿足下式(3)的碳化物，C/Ti > I. O... (3)其中，C/Ti為微細碳化物中C與Ti的原子比。[5]如上述[1Γ[4]中任一項所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，在上述組成的基礎上，進一步以質量％計含有合計為O. 1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta中的任意一種以上。[6]如上述[1Γ[5]中任一項所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，在鋼板表面具有鍍膜。[7] 一種拉伸強度為590MPa以上的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在對鋼原材實施由粗軋和精軋構成的熱軋并在精軋結束后進行冷卻、卷取而制成熱軋鋼板時，將上述鋼原材設定為以使S、N和Ti滿足下式(I)的方式以質量％計含有C :O. 005% 以上且 O. 050% 以下、Si :0. 2% 以下、Mn :0. 8% 以下、P :0. 025% 以下、S :0. 01% 以下、N 0. 01%以下、Al 0. 06%以下、Ti 0. 05%以上且O. 10%以下、且余量由Fe和不可避免的雜質構成的組成，將上述精軋的精軋溫度設定為880°C以上，將上述冷卻的平均冷卻速度設定為10°C /s以上，將上述卷取溫度設定為550°C以上且低于800°C，Ti ≥ O. 04+ (N/14X 48+S/32 X 48)... (I)其中，S、N、Ti為各元素的含量(質量％)。[8]如上述[7]所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在上述組成的基礎上，進一步以滿足下式(2)的方式以質量％計含有B :0. 0003%以上且O. 0035% 以下，B ≥ O. OOlXMn ... (2)其中，Mn、B為各元素的含量(質量％)。[9]如上述[7]或[8]所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，上述組成滿足下式(4)，C/12 > Ti/48-N/14-S/32... (4)其中，C、S、N、Ti為各元素的含量(質量％)。[10]如上述[7Γ[9]中任一項所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在上述組成的基礎上，進一步以質量％計含有合計為O. 1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta 中的任意一種以上。發(fā)明效果根據本發(fā)明，能夠提供適合作為汽車用鋼板等的、拉伸強度(TS)為590MPa以上并且能夠充分作為沖壓時的截面形狀復雜的行走部件等的原材料應用的具有優(yōu)良加工性(延伸凸緣性)的高張力熱軋鋼板，從而在產業(yè)上發(fā)揮顯著的效果。
具體實施例方式以下，對本發(fā)明進行詳細說明。首先，對本發(fā)明鋼板的組織和碳化物的限定理由進行說明。本發(fā)明的熱軋鋼板具有鐵素體相以相對于組織整體的面積率計為95%以上的基體、和含有Ti且平均粒徑小于IOnm的微細碳化物在該基體中分散析出、且該微細碳化物相對于組織整體的體積比為O. 0007以上的組織。鐵素體相以相對于組織整體的面積率計為95%以上在本發(fā)明中，為了確保熱軋鋼板的加工性(延伸凸緣性)，需要形成鐵素體相。為了提高熱軋鋼板的延伸性和延伸凸緣性，有效的是使熱軋鋼板的組織為位錯密度低的延展性優(yōu)良的鐵素體相。特別是，為了提高延伸凸緣性，優(yōu)選使熱軋鋼板的組織為鐵素體單相組織，即使在不是完全的鐵素體單相組織的情況下，只要實質上是鐵素體單相組織、即以相對于組織整體的面積率計95%以上為鐵素體相，就能充分發(fā)揮上述效果。因此，使鐵素體相相對于組織整體的面積率為95%以上。優(yōu)選為97%以上。另外，本發(fā)明的熱軋鋼板中，作為鐵素體相以外的組織，可以列舉滲碳體、珠光體、貝氏體相、馬氏體相、殘余奧氏體相等，這些組織的合計以相對于組織整體的面積率計為約5%以下、優(yōu)選為約3%以下時是容許的。含Ti的微細碳化物
含Ti的碳化物成為其平均粒徑極小的微細碳化物的傾向強。因此，通過使微細碳化物在熱軋鋼板中分散析出而實現熱軋鋼板的高強度化的本發(fā)明中，作為分散析出的微細碳化物，設定為含Ti的微細碳化物。另外，如后所述，在本發(fā)明中優(yōu)選設定為微細碳化物中的C與Ti的原子比滿足預定條件的微細碳化物。微細碳化物的平均粒徑小于IOnm為了對熱軋鋼板賦予期望的強度(拉伸強度590MPa以上)，微細碳化物的平均粒徑是極其重要的，在本發(fā)明中，使含Ti的微細碳化物的平均粒徑小于10nm。微細碳化物在基體中析出時，該微細碳化物作為相對于向鋼板施加變形時產生的位錯移動的阻力發(fā)揮作用，由此使熱軋鋼板得到強化，在使微細碳化物的平均粒徑小于IOnm時，上述作用變得更顯著。因此，使含Ti的微細碳化物的平均粒徑小于10nm。更優(yōu)選為5nm以下。 微細碳化物相對于組織整體的體積比0. 0007以上為了對熱軋鋼板賦予期望的強度(拉伸強度590MPa以上)，含Ti的微細碳化物的分散析出狀態(tài)也是極其重要的，在本發(fā)明中，使含有Ti且平均粒徑小于IOnm的微細碳化物以相對于組織整體的體積比為O. 0007以上的方式分散析出。該體積比低于O. 0007時，即使含Ti的微細碳化物的平均粒徑小于10nm，該微細碳化物的量也少，因此，難以可靠地確保期望的熱軋鋼板強度(拉伸強度590MPa以上)。因此，使上述體積比為O. 0007以上。另外，上述體積比超過O. 004時，強度變得過高，可能會使延伸凸緣性降低。因此，優(yōu)選使上述體積比為O. 0007以上且O. 004以下。另外，本發(fā)明中，作為含Ti的微細碳化物的析出形態(tài)，除了作為主要析出形態(tài)的列狀析出以外，即使混合存在有無序析出的微細碳化物，也不會給特性帶來任何影響，因而不考慮析出形態(tài)而將各種析出形態(tài)合并稱為分散析出。接下來，對本發(fā)明熱軋鋼板的成分組成的限定理由進行說明。需要說明的是，表示以下的成分組成的％在沒有特別說明的情況下表示質量％。C 0. 005% 以上且 O. 050% 以下C是用于形成微細碳化物而使熱軋鋼板強化所需的元素。C含量低于O. 005%時，無法確保期望的體積比的微細碳化物，從而無法得到590MPa以上的拉伸強度。另一方面，C含量超過O. 050%時，強度上升并且容易在鋼板中形成珠光體，從而容易變得難以得到優(yōu)良的延伸凸緣性。因此，使C含量為O. 005%以上且O. 050%以下。優(yōu)選為O. 020%以上且O. 035%以下。更優(yōu)選為O. 020%以上且O. 030%以下。Si 0. 2% 以下Si是固溶強化元素，并且是對鋼的高強度化有效的元素。但是，Si含量超過O. 2%時，會促進來自鐵素體相的C析出，容易在晶界處析出粗大的Fe碳化物，從而使延伸凸緣性降低。另外，過量的Si會給鍍覆性帶來不利影響。因此，使Si含量為O. 2%以下。優(yōu)選為O. 05%以下。Mn 0. 8% 以下Mn是固溶強化元素，并且是對鋼的高強度化有效的元素，因此，從對熱軋鋼板進行強化的觀點出發(fā)，優(yōu)選使Mn含量提高。但是，Mn含量超過O. 8%時，容易發(fā)生偏析，并且形成鐵素體相以外的相、即硬質相，從而使延伸凸緣性降低。因此，使Mn含量為O. 8%以下。優(yōu)選為O. 35%以下。更優(yōu)選為O. 3%以下。
P 0. 025% 以下P是固溶強化元素，并且是對鋼的高強度化有效的元素，但P含量超過O. 025%時，偏析變得顯著，從而使延伸凸緣性降低。因此，使P含量為O. 025%以下。優(yōu)選為O. 02%以下。S 0. 01% 以下S是使熱加工性(熱軋性)降低的元素，除了使鋼坯的熱裂紋敏感性增高以外，還會在鋼中以MnS的形式存在而使熱軋鋼板的延伸凸緣性變差。因此，本發(fā)明中優(yōu)選盡量減少S，使其為O. 01%以下。優(yōu)選為O. 005%以下。N 0. 01% 以下N在本發(fā)明中是有害的元素，優(yōu)選盡量減少。特別是N含量超過O. 01%時，會導致 在鋼中生成粗大氮化物，從而使延伸凸緣性降低。因此，使N含量為0.01%以下。優(yōu)選為O. 006% 以下。Al 0. 06% 以下Al是作為脫氧劑發(fā)揮作用的元素。為了得到這樣的效果，優(yōu)選含有O. 001%以上，但含量超過O. 06%時，使延伸性和延伸凸緣性降低。因此，使Al含量為O. 06%以下。Ti 0. 05% 以上且 O. 10% 以下Ti在本發(fā)明中是最重要的元素。Ti是通過形成碳化物而維持優(yōu)良的延伸凸緣性并且有助于鋼板的高強度化的元素。Ti含量低于O. 05%時，無法確保期望的熱軋鋼板強度(拉伸強度590MPa以上)。另一方面，Ti含量超過O. 10%時，存在延伸凸緣性降低的傾向。因此，使Ti含量為O. 05%以上且O. 10%以下。優(yōu)選為O. 065%以上且O. 095%以下。本發(fā)明的熱軋鋼板以上述范圍并且以滿足⑴式的方式含有S、N、Ti。Ti 彡 O. 04+ (N/14X 48+S/32 X 48)... (I)其中，S、N、Ti為各元素的含量(質量％)。上述⑴式是為了使含Ti的微細碳化物達到上述期望的析出狀態(tài)而應當滿足的必要條件，在本發(fā)明中是極其重要的指標。Ti 彡 O. 04+ (N/14X 48+S/32 X 48)... (I)如前所述，在本發(fā)明中，使含Ti的微細碳化物在熱軋鋼板中分散析出，在熱軋前的加熱中使鋼原材中的碳化物溶解，并主要在熱軋后的卷取時使該微細碳化物析出。在此，為了使上述微細碳化物以使其尺寸為平均粒徑小于IOnm的方式穩(wěn)定地析出并且使其以相對于組織整體的體積比為O. 0007以上的方式分散析出，需要充分確保作為微細碳化物的析出核的Ti量。但是,在高溫范圍內，Ti更容易形成氮化物或硫化物而不容易形成碳化物。因此，Ti含量相對于鋼原材的N、S含量不充分時，隨著上述氮化物或硫化物的析出，作為微細碳化物的析出核的Ti量減少，從而難以使含Ti的微細碳化物以期望的體積比(O. 0007以上)析出。因此，在本發(fā)明中，以使Ti、N、S含量滿足(I)式Ti彡0.04+(N/14X48+S/32X48)的方式進行控制。由此，能夠充分確保作為微細碳化物的析出核的Ti量，從而能夠使上述微細碳化物以使其尺寸為平均粒徑小于IOnm的方式穩(wěn)定地析出并且使其以相對于組織整體的體積比為O. 0007以上的方式分散析出。另外，在本發(fā)明中，在熱軋前將鋼原材加熱至奧氏體區(qū)而使鋼原材中的碳化物溶解，在之后的奧氏體一鐵素體相變的同時析出含Ti的碳化物。但是，奧氏體一鐵素體相變的溫度高時，析出的含Ti的碳化物成為粗大的碳化物。因此，在本發(fā)明中，優(yōu)選通過將奧氏體一鐵素體相變的溫度(Ar3相變點)調節(jié)至卷取溫度范圍而使含Ti的碳化物在卷取時析出。由此，能夠抑制含Ti的碳化物發(fā)生粗大化，從而能夠得到平均粒徑小于IOnm的碳化物。為了將奧氏體一鐵素體相變的溫度(Ar3相變點)調節(jié)至卷取溫度范圍，優(yōu)選在上述組成的基礎上進一步以滿足下式(2)的方式含有B :0. 0003%以上且O. 0035%以下。B 彡 O. 001 XMn…(2)B 0. 0003% 以上且 O. 0035% 以下B是使鋼的Ar3相變點降低的元素，在本發(fā)明中，通過添加B而使鋼的Ar3相變點降低，能夠實現含Ti的碳化物的微細化。B含量低于O. 0003%時，Ar3相變點不怎么降低， 從而無法充分表現出使含Ti的碳化物微細化的效果。另一方面，含量超過O. 0035%時，上述效果飽和。因此，優(yōu)選使B含量為O. 0003%以上且O. 0035%以下。更優(yōu)選為O. 0005%以上且O. 0020%以下。B 彡 O. 001 XMn…(2)本發(fā)明中，在含有B的情況下，將鋼中的B含量與Mn含量的比率控制在適當范圍也是重要的。本發(fā)明人對于使含Ti的碳化物在鐵素體相相對于組織整體的面積率為95%以上的基體中微細(平均粒徑小于IOnm)地分散析出的方法進行了研究。結果新發(fā)現，將熱軋過程中的奧氏體一鐵素體相變的溫度(Ar3相變點)調節(jié)至后述的卷取溫度范圍是將含Ti的碳化物微細化至平均粒徑小于IOnm的極其有效的方法。另外，本發(fā)明人進行了進一步的研究，結果發(fā)現，對于本發(fā)明的鋼組成而言，通過將鋼原材的B含量與Mn含量以滿足期望關系的方式進行控制，能夠將鋼的Ar3相變點調節(jié)至目標范圍。B低于(O. OOlXMn)時，鋼的Ar3相變點增高，含Ti的碳化物無法充分微細化。因此,含有B時設定為B彡O. 001 XMn。需要說明的是，在本發(fā)明中，作為固溶強化元素的Mn的含量超過O. 35%時，能夠在不利用上述B的效果的情況下確保期望的鋼板強度(拉伸強度590MPa以上)。但是，Mn的含量為O. 35%以下時，有時難以在不利用上述B的效果的情況下確保期望的鋼板強度。因此，Mn的含量為O. 35%以下的情況下，為了使含Ti的碳化物進一步微細化而優(yōu)選含有B。另外，在本發(fā)明中，優(yōu)選以上述范圍并且滿足(4)式的方式調節(jié)C、S、N、Ti的含量。C/12 > Ti/48-N/14_S/32... (4)其中，C、S、N、Ti為各元素的含量(質量％)。如前所述，含Ti的碳化物成為其平均粒徑極小的微細碳化物的傾向強。但是，與C結合的Ti以原子比計達到C以上時，碳化物容易發(fā)生粗大化。而且，隨著碳化物的粗大化，由碳化物帶來的析出強化量降低，從而難以確保期望的熱軋鋼板強度(拉伸強度590MPa以上)。因此，在本發(fā)明中，優(yōu)選以(4)式的方式對C、Ti、N、S含量進行規(guī)定。S卩，在本發(fā)明中，對于鋼原材中含有的C和Ti，優(yōu)選使C的原子％(C/12)大于有助于碳化物生成的Ti的原子％(Ti/48-N/14-S/32)。由此，能夠抑制含Ti的微細碳化物的粗大化。另外，在本發(fā)明中，也可以以(3)式的方式規(guī)定含Ti的微細碳化物的C與Ti的原子比來代替以⑷式的方式規(guī)定C、Ti、N、S含量。
C/Ti > I. 0... (3)其中，C/Ti為微細碳化物中的C與Ti的原子比。另外認為，碳化物中的Ti為C以上時碳化物容易發(fā)生粗大化是因為碳化物的粗大化受到擴散慢的Ti的擴散的限制。本發(fā)明的鋼板中，也可以含有合計為O. 1%以下、優(yōu)選為O. 03%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta中的任意一種以上。另外，上述以外的成分為Fe和不可避免的雜質。另外，本發(fā)明的鋼板可以在表面具有鍍膜。通過在鋼板表面形成鍍膜，使熱軋鋼板的耐腐蝕性提高，從而能夠得到適合作為暴露于嚴酷的腐蝕環(huán)境的部件、例如汽車的行走部件的原材料的熱軋鋼板。另外，作為鍍膜，可以列舉例如熱鍍鋅膜或合金化熱鍍鋅膜等。
接下來，對本發(fā)明的熱軋鋼板的制造方法進行說明。本發(fā)明的特征在于，對鋼原材實施由粗軋和精軋構成的熱軋并在精軋結束后進行冷卻、卷取而制成熱軋鋼板。此時，將精軋的精軋溫度設定為880°C以上，將平均冷卻速度設定為10°C /s以上，將卷取溫度設定為550°C以上且低于800°C。本發(fā)明中，鋼原材的熔煉方法沒有特別限定，可以使用轉爐、電爐等公知的熔煉方法。另外，考慮到偏析等問題，優(yōu)選在熔煉后通過連鑄法制成鋼坯(鋼原材)，也可以通過鑄錠-開坯軋制法、薄板坯連鑄法等公知的鑄造方法制成鋼坯。另外，在鑄造后對鋼坯進行熱軋時，可以在利用加熱爐對鋼坯進行再加熱后進行軋制，也可以在保持預定溫度以上的溫度的情況下直接進行軋制而不對鋼坯進行加熱。對如上得到的鋼原材實施粗軋和精軋，但在本發(fā)明中，需要在粗軋前使鋼原材中的碳化物溶解。在含有作為碳化物形成元素的Ti的本發(fā)明中，優(yōu)選將鋼原材的加熱溫度設定為1150°C以上。但是，鋼原材的加熱溫度過高時，表面被過度氧化而生成TiO2，從而使Ti被消耗，在制成鋼板的情況下，其表面附近的硬度變得容易降低，因此，優(yōu)選將上述加熱溫度設定為1300°C以下。另外，如前所述，在將粗軋前的鋼原材保持預定溫度以上的溫度、使鋼原材中的碳化物溶解的情況下，可以省略對粗軋前的鋼原材進行加熱的工序。另外，粗軋條件不需要特別進行限定。精軋溫度880°C以上精軋溫度的優(yōu)化在確保熱軋鋼板的延伸性和延伸凸緣性并且降低精軋的軋制載荷的方面是重要的。精軋溫度低于880°C時，熱軋鋼板表層的晶粒成為粗大晶粒，從而損害延伸凸緣性。另外，由于在未再結晶溫度范圍內進行軋制，因此，粗大的Ti碳化物在原奧氏體晶界處析出，從而使延伸凸緣性降低。因此，將精軋溫度設定為880°C以上。優(yōu)選為900°C以上。另外，精軋溫度變得過高時，晶粒發(fā)生粗大化而給期望的鋼板強度(拉伸強度590MPa以上)的確保帶來不利影響，因此，優(yōu)選將精軋溫度設定為1000°C以下。平均冷卻速度10°C /s以上精軋結束后，從880°C以上的溫度開始至卷取溫度為止的平均冷卻速度低于IO0C /s時，Ar3相變點增高，從而使含Ti的碳化物不能充分微細化。因此，將上述平均冷卻速度設定為10°C /s以上。優(yōu)選為30°C /s以上。卷取溫度550°C以上且低于800°C卷取溫度的優(yōu)化在使熱軋鋼板的組織在熱軋鋼板的整個寬度方向上成為期望的組織、即鐵素體相以相對于組織整體的面積率計為95%以上的基體和含有Ti且平均粒徑小于IOnm的微細碳化物分散析出且該微細碳化物相對于組織整體的體積比為O. 0007以上的組織的方面是極其重要的。卷取溫度低于550°C時，在容易形成過度冷卻狀態(tài)的軋制材料寬度方向的端部，微細碳化物的析出變得不充分，從而難以賦予期望的鋼板強度(拉伸強度590MPa以上)。另夕卜，產生難以確保輸出輥道上的運行穩(wěn)定性的問題。另一方面，卷取溫度為800°C以上時，產生珠光體，從而難以形成鐵素體相以相對于組織整體的面積率計為95%以上的基體。因此，將卷取溫度設定為550°C以上且低于800°C。優(yōu)選為550°C以上且低于700°C，更優(yōu)選為580°C以上且低于700°C。如上所述，為了制造拉伸強度(TS)為590MPa以上并且能夠作為截面形狀復雜的行走部件等的原材料應用的具有優(yōu)良加工性(延伸凸緣性)的高張力熱軋鋼板，需要使平均粒徑小于IOnm的微細碳化物以期望的體積比(O. 0007以上)在鋼板的整個寬度方向上 分散析出。但是，在本發(fā)明中，通過含有相對于作為熱軋鋼板的原材料的鋼中的N、S含量為預定量以上的Ti (Ti彡O. 04+(N/14X48+S/32X48))、或者進一步以使作為熱軋鋼板的原材料的鋼中的B、Mn含量滿足預定關系(B ^ O. OOlXMn)的方式含有B、Mn而控制為平均粒徑小于IOnm的微細碳化物充分地分散析出的組成。因此，根據本發(fā)明，即使不那么嚴格地規(guī)定熱軋鋼板的制造條件，也能夠使平均粒徑小于IOnm的微細碳化物以期望的體積比(O. 0007以上)在整個寬度方向上分散析出，從而在熱軋鋼板的整個寬度方向上賦予均勻且良好的特性(拉伸強度、延伸凸緣性)。另外，在本發(fā)明中，通過對如上制造的熱軋鋼板實施鍍覆處理，可以在鋼板表面形成鍍膜。例如，可以實施作為鍍覆處理的熱鍍鋅處理而形成熱鍍鋅膜，或者可以在熱鍍鋅處理后進一步實施合金化處理，由此在鋼板表面形成合金化熱鍍鋅膜。實施例(實施例I)通過通常公知的方法對表I所示組成的鋼水進行熔煉、連鑄，制成壁厚為250mm的鋼坯(鋼原材)。將這些鋼坯加熱至1250°C后，進行粗軋，實施設定為表2所示的精軋溫度的精軋，精軋結束后，在從880°C的溫度開始至卷取溫度為止的溫度范圍內以表2所示的平均冷卻速度進行冷卻，并在表2所示的卷取溫度下進行卷取，制成板厚為2. 3mm的熱軋鋼板。另外，對于一部分熱軋鋼板(鋼No. A的熱軋編號2)，將它們浸潰到480°C的鍍鋅浴(O. 1%A1-Zn)中，形成附著量45g/m2的熱鍍鋅膜后，在520°C下進行合金化處理，制成合金化熱鍍鋅鋼板。[表 I]
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權利要求
1.一種加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于， 具有以使S、N和Ti滿足下式(I)的方式以質量％計含有C :0. 005%以上且O. 050%以下、Si :0. 2% 以下、Mn :0. 8% 以下、P :0. 025% 以下、S :0. 01% 以下、N :0. 01% 以下、Al :0. 06%以下、Ti :0. 05%以上且O. 10%以下、且余量由Fe和不可避免的雜質構成的組成；鐵素體相相對于組織整體的面積率為95%以上的基體；和含有Ti且平均粒徑小于IOnm的微細碳化物分散析出、且該微細碳化物相對于組織整體的體積比為O. 0007以上的組織， 并且，拉伸強度為590MPa以上，Ti ≥ O. 04+ (N/14X48+S/32X48)…(I) 其中，S、N、Ti為各元素的含量(質量％)。
2.如權利要求I所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎上，進一步以滿足下式(2)的方式以質量％計含有B :0. 0003%以上且O. 0035%以下， B ≥ O. OOlXMn …(2) 其中，Mn、B為各元素的含量(質量％)。
3.如權利要求I或2所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，所述組成滿足下式⑷，C/12 > Ti/48-N/14-S/32... (4) 其中，C、S、N、Ti為各元素的含量(質量％)。
4.如權利要求Γ3中任一項所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，所述微細碳化物為以所含的C與Ti的原子比計滿足下式(3)的碳化物， C/Ti > I. O... (3) 其中，C/Ti為微細碳化物中C與Ti的原子比。
5.如權利要求廣4中任一項所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，在所述組成的基礎上，進一步以質量％計含有合計為O. 1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta中的任意一種以上。
6.如權利要求Γ5中任一項所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板，其特征在于，在鋼板表面具有鍍膜。
7.—種拉伸強度為590MPa以上的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在對鋼原材實施由粗軋和精軋構成的熱軋并在精軋結束后進行冷卻、卷取而制成熱軋鋼板時，將所述鋼原材設定為以使S、N和Ti滿足下式(I)的方式以質量％計含有C :O.005% 以上且 O. 050% 以下、Si :0. 2% 以下、Mn :0. 8% 以下、P :0. 025% 以下、S :0. 01% 以下、N :0. 01%以下、Al :0. 06%以下、Ti :0. 05%以上且O. 10%以下、且余量由Fe和不可避免的雜質構成的組成，將所述精軋的精軋溫度設定為880°C以上，將所述冷卻的平均冷卻速度設定為10°C /s以上，將所述卷取溫度設定為550°C以上且低于800°C，Ti ≥ O. 04+ (N/14X48+S/32X48)…(I) 其中，S、N、Ti為各元素的含量(質量％)。
8.如權利要求7所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎上，進一步以滿足下式⑵的方式以質量％計含有B :0. 0003%以上且O. 0035%以下，B ≥ O. OOlXMn... (2)其中，Mn、B為各元素的含量(質量％)。
9.如權利要求7或8所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述組成滿足下式(4)，C/12 > Ti/48-N/14-S/32... (4) 其中，C、S、N、Ti為各元素的含量(質量％)。
10.如權利要求7、中任一項所述的加工性優(yōu)良的高張力熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在所述組成的基礎上，進一步以質量％計含有合計為O. 1%以下的Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Pb、Ta 中的任意一種以上。
全文摘要
本發(fā)明提供兼具強度和加工性(延伸凸緣性)的高張力熱軋鋼板及其制造方法。一種高張力熱軋鋼板，具有以使S、N和Ti滿足Ti≥0.04+(N/14×48+S/32×48)的方式以質量%計含有C0.005%以上且0.050%以下、Si0.2%以下、Mn0.8%以下、P0.025%以下、S0.01%以下、N0.01%以下、Al0.06%以下、Ti0.05%以上且0.10%以下、且余量由Fe和不可避免的雜質構成的組成；鐵素體相以相對于組織整體的面積率計為95%以上的基體；和含有Ti且平均粒徑小于10nm的微細碳化物分散析出、且該微細碳化物相對于組織整體的體積比為0.0007以上的組織，拉伸強度為590MPa以上，并且加工性優(yōu)良。
文檔編號C22C38/14GK102959117SQ20118003116
公開日2013年3月6日 申請日期2011年6月24日 優(yōu)先權日2010年6月25日
發(fā)明者有賀珠子, 中島勝己, 船川義正, 森安永明, 村田貴幸 申請人:杰富意鋼鐵株式會社