CN106103770B

CN106103770B - 高强度热轧钢板及其制造方法

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Publication number: CN106103770B
Application number: CN201580010847.0A
Authority: CN
Inventors: 山崎和彦; 奥田金晴
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 2014-02-27
Filing date: 2015-02-17
Publication date: 2018-04-10
Anticipated expiration: 2035-02-17
Also published as: JPWO2015129199A1; MX385708B; KR20160126050A; US11345972B2; MX2016011083A; EP3112488A1; CN106103770A; EP3112488B1; EP3112488A4; KR101910444B1; US20170009316A1; WO2015129199A1; JP5967311B2

Abstract

本发明提供一种冲裁加工性和韧性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。所述高强度热轧钢板的成分组成为：C：0.060％以上且0.140％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.30％以上且2.50％以下、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Al：0.070％以下、N：0.010％以下、Ti：0.060％以上且0.140％以下、Cr：0.10％以上且0.50％以下、B：0.0002％以上且0.0020％以下、5.0≤18C+Mn+1.3Cr+1500B≤6.0，余量由Fe及不可避免的杂质构成。所述高强度热轧钢板以面积率计含有超过90％的贝氏体相作为主相，或者进一步含有以面积率计总计小于10％的选自铁素体相、马氏体相及残留奥氏体相中的1种或2种以上，贝氏体相平均粒径为2.5μm以下，贝氏体相中在贝氏体铁素体粒内析出的Fe系碳化物的间隔为600nm以下。

Description

高强度热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度热轧钢板及其制造方法，所述高强度热轧钢板的拉伸强度为980MPa以上，适于用作汽车的结构构件、骨架构件、悬架等行走部分构件、载货汽车车架部件、以及钢管等的原材料。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点考虑，强化了汽车排气限制。另外，汽车的油耗增加成为了重要的课题。因此，对使用的材料要求进一步的高强度/薄壁化。与此相伴，作为汽车部件的原材料，积极地应用了高强度热轧钢板。该高强度热轧钢板不仅应用于汽车的结构构件、骨架构件，也应用于行走部分构件、载货汽车车架部件等。

另外，由于原油的价格高涨、能源供给多样化的要求等，在俄罗斯、加拿大、阿拉斯加等极寒地带广泛地实施了石油、天然气的开采及管线的铺设。在这种情况下，使管线的施工成本进一步降低这样的要求变得更强，且要求钢管的材料成本降低。因此，作为输送管，逐渐使用以生产性高且更廉价的卷状热轧钢板作为原材料的高强度焊接钢管来代替以厚钢板作为原材料的UOE钢管。

如上所述，作为汽车部件的原材料、钢管原材料，对具备给定强度的高强度热轧钢板的需求正在逐年增高。特别是作为能大幅提高汽车的油耗的原材料、或能大幅降低管线的施工成本的原材料，对拉伸强度为980MPa以上的高强度热轧钢板有极大的期待。

然而，随着钢板的高强度化，韧性、冲裁加工性通常会降低。特别是对于冲裁加工多、板厚厚的载货汽车车架构件而言，要求兼具优异的冲裁加工性和韧性的钢板。因此，为了对高强度热轧钢板赋予优异的冲裁加工性和韧性，进行了各种研究。

例如，在专利文献1中公开了一种热轧钢板，其组成为：以质量％计，含有C：0.04～0.12％、Si：0.5～1.2％、Mn：1.0～1.8％、P：0.03％以下、S：0.0030％以下、Al：0.005～0.20％、N：0.005％以下及Ti：0.03～0.13％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，所述热轧钢板具有贝氏体相的面积率超过95％、且该贝氏体相的平均粒径为3μm以下的组织，距表层50μm的位置的维氏硬度与板厚1/4位置的维氏硬度之差为50以下、且板厚1/4位置的维氏硬度与板厚1/2位置的维氏硬度之差为40以下，板厚为4.0mm以上且12mm以下。而且，根据专利文献1中公开的技术，使主相成为晶粒微细的贝氏体，且降低沿板厚方向的硬度分布，由此得到了拉伸强度为780MPa以上的韧性优异的高强度热轧钢板。

另外，在专利文献2中公开了一种钢板的制造方法，所述钢板以质量％计满足C：0.05～0.18％、Si：0.10～0.60％、Mn：0.90～2.0％、P：0.025％以下(不包括0％)、S：0.015％以下(不包括0％)、Al：0.001～0.1％、N：0.002～0.01％，余量由铁基不可避的杂质构成，该方法包括，将钢材加热至950℃以上且1250℃以下后开始轧制，在820℃以上结束轧制，然后以20℃/秒以上的冷却速度冷却至600～700℃，在该温度范围进行10～200秒钟的温度保持和/或缓慢冷却后，以5℃/秒以上的冷却速度冷却至300℃以下，由此，以相对于全部组织的占空因数计，使金属组织为铁素体：70～90％、马氏体或马氏体与奥氏体的混合相：3～15％、剩余部分为贝氏体(包括0％的情况)，而且使上述铁素体的平均结晶粒径为20μm以下。而且，根据专利文献2中公开的技术，通过使金属组织为含有晶粒微细的铁素体、及马氏体或马氏体与奥氏体的混合相等的组织，能够得到拉伸强度为490N/mm²以上、且屈服比为70％以下的显示出低屈服比的高韧性钢材。

另外，在专利文献3中公开了一种低温韧性优异的厚壁高张力钢板，其具有以下组成：以质量％计，含有C：0.02～0.25％、Si：1.0％以下、Mn：0.3～2.3％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、Nb：0.03～0.25％、Ti：0.001～0.10％，且满足(Ti+Nb/2)/C＜4，余量由残部Fe及不可避免的杂质构成，并具有以下的组织：在板厚方向距表面1mm位置的组织是由贝氏体相或贝氏体铁素体相构成的单相，且晶界渗碳体以晶界渗碳体长度相对于全部晶界长度的比率计为10％以下，所述钢板的板厚为8.7～35.4mm。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2012-062557号公报

专利文献2：日本特开2007-056294号公报

专利文献3：日本特开2013-014844号公报

发明内容

发明要解决的课题

在专利文献1公开的技术中，完全没有对贝氏体组织中的Fe系碳化物的析出状态进行研究，存在无法对钢板赋予足够的冲裁性的情况。另外，在制造热轧钢板时，为了得到希望的组织，需要对精轧后的钢板进行冷却速度不同的2步冷却，因此存在难以制造的问题。

在专利文献2公开的技术中，虽然以钢材的金属组织作为铁素体主相组织，但在拉伸强度为980MPa级时，有时铁素体相的韧性明显降低。

在专利文献3公开的技术中，虽然通过控制晶界渗碳体量实现了改善低温韧性，但热轧钢板强度不足。如说明书实施例中所示，拉伸强度最大为800MPa左右，难以稳定地获得拉伸强度为980MPa以上的高强度，存在钢板强度不足的问题。

本发明的目的在于解决上述课题，提供一种冲裁加工性和韧性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。

解决课题的方法

本发明人等为了实现上述目的，为了在保持拉伸强度为980MPa以上的高强度的状态下提高热轧钢板的冲裁加工性和韧性而进行了深入研究。具体而言，着眼于通常已知强度与韧性的平衡良好的贝氏体相，对保持强度与韧性平衡的基础上兼具良好的冲裁加工性的方法进行了深入研究。其结果发现，贝氏体粒径的微细化和贝氏体粒内析出的Fe系碳化物的间隔对于热轧钢板的高强度化和提高韧性、以及提高冲裁加工性极其有效。并且进一步进行了研究，结果获得了以下见解：通过平衡性良好地添加C、Mn、Cr、B，且以面积率计超过90％的贝氏体相作为主相，使贝氏体相的平均粒径为2.5μm以下，进而使贝氏体粒内析出的Fe系碳化物的间隔为600nm以下，可以在保持拉伸强度TS为980MPa以上的高强度的同时显著提高冲裁加工性和韧性。

本发明是基于以上见解而完成的，其要点如下。

[1]一种高强度热轧钢板，其具有以下成分组成：以质量％计，含有C：0.060％以上且0.140％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.30％以上且2.50％以下、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Al：0.070％以下、N：0.010％以下、Ti：0.060％以上且0.140％以下、Cr：0.10％以上且0.50％以下、B：0.0002％以上且0.0020％以下，并且C、Mn、Cr、B满足下述式(1)，余量由Fe及不可避免的杂质构成，

所述高强度热轧钢板的组织为：以面积率计含有超过90％的贝氏体相作为主相，或者进一步含有以面积率计总计小于10％的选自铁素体相、马氏体相及残留奥氏体相中的1种或2种以上作为第2相，所述贝氏体相的平均粒径为2.5μm以下，且所述贝氏体相中在贝氏体铁素体粒内析出的Fe系碳化物的间隔为600nm以下，拉伸强度TS为980MPa以上。

5.0≤18C+Mn+1.3Cr+1500B≤6.0(C、Mn、Cr、B表示C、Mn、Cr、B的含量(质量％)。)···(1)

[2]上述[1]所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述成分组成以外，以质量％计，进一步含有选自V：0.05％以上且0.50％以下、Nb：0.005％以上且0.100％以下、Cu：0.01％以上且0.40％以下、Ni：0.01％以上且0.40％以下、Mo：0.01％以上且0.40％以下中的1种或2种以上。

[3]上述[1]或[2]所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述成分组成以外，以质量％计，进一步含有选自Ca：0.0002％以上且0.0055％以下、REM：0.0002％以上且0.0100％以下中的1种或2种。

[4]一种高强度热轧钢板的制造方法，其是制造上述[1]～[3]中任一项所述的高强度热轧钢板的方法，该方法包括：

将钢原材料加热至1150℃以上，实施粗轧，以精轧开始温度为950℃以上且1130℃以下、精轧最终3道次的累积压下率为40％以上、精轧结束温度为830℃以上且950℃以下的条件进行精轧，在精轧结束后3.0秒钟以内开始冷却，以平均冷却速度为20℃/秒以上进行冷却，以卷取温度为350℃以上且500℃以下进行卷取。

需要说明的是，在本说明书中，表示钢成分的％均为质量％。

另外，在本发明中，高强度热轧钢板是指拉伸强度(TS)为980MPa以上的热轧钢板。

发明的效果

根据本发明，可得到拉伸强度为980MPa以上、且冲裁加工性和韧性优异的高强度热轧钢板。而且，能够稳定地制造这样的高强度热轧钢板。

因此，如果将本发明的高强度热轧钢板应用于汽车的结构构件、骨架构件、或载货汽车车架部件等，则能够在确保汽车安全性的同时降低车身重量，减少环境负担。

另外，通过应用以本发明的高强度热轧钢板作为原材料的焊接钢管作为输送管来代替以厚钢板作为原材料的UOE钢管，能够提高生产性，可以进一步降低成本。如上所述，本发明是工业上极其有用的发明。

具体实施方式

以下，对本发明具体地进行说明。

首先，对本发明的高强度热轧钢板的成分组成的限定原因进行说明。需要说明的是，以下的表示成分组成的％只要没有特别说明，就是指质量％的意思。

C：0.060％以上且0.140％以下

C(碳)用于提高钢的强度、促进贝氏体生成、且形成提高冲裁加工性的Fe系碳化物所不可缺少的元素。因此，在本发明中需要使C含量为0.060％以上，优选为0.070％以上，更优选为0.080％以上。另一方面，C含量超过0.140％时，难以控制贝氏体的生成，硬质的马氏体的生成增加，热轧钢板的韧性降低。因此，使C含量为0.060％以上且0.140％以下。优选为0.130％以下，更优选为0.120％以下。

Si：1.00％以下

Si(硅)是有助于抑制使韧性降低的粗大氧化物、渗碳体的生成，也有助于固溶强化的元素。但是，如果其含量超过1.00％，则阻碍提高冲裁加工性的Fe系碳化物的析出，进而使热轧钢板的表面性状显著变差，导致化学转化处理性、耐腐蚀性降低。因此，使Si含量为1.00％以下，优选为0.90％以下，更优选为0.80％以下。其含量的下限值没有特别规定，但优选为0.20％以上。

Mn：1.30％以上2.50％以下

Mn(锰)通过固溶而有助于钢的强度增加，并且是提高淬火性，促进贝氏体的生成，促进Fe系碳化物在贝氏体粒内析出的元素。为了获得这样的效果，需要使Mn含量为1.30％以上。另一方面，如果Mn含量超过2.50％，则中央偏析变得明显，在板厚中心部形成硬质的马氏体相，热轧钢板的冲裁加工性和韧性降低。因此，使Mn含量为1.30％以上且2.50％以下。对于其含量的下限值而言，优选为1.50％以上，更优选为1.70％以上。对于其含量的上限值而言，优选为2.20％以下，更优选为2.00％以下。

P：0.030％以下

P(磷)是通过固溶而有助于钢的强度增加的元素。但是，其也是在晶界、特别是旧奥氏体晶界偏析而导致低温韧性、加工性降低的元素。因此，虽然优选尽量减少P含量，但可以允许含有至0.030％。因此，使P含量为0.030％以下。但是，由于过度地降低P也不能获得与精炼成本增加相符的效果，因此优选为0.003％以上且0.030％以下，更优选为0.005％以上且0.020％以下。

S：0.0050％以下

S(硫)与Ti、Mn结合而形成粗大的硫化物，使热轧钢板的冲裁加工性降低。因此，优选尽量降低S含量，但允许含有至0.0050％。因此，使S含量为0.0050％以下。从冲裁加工性的观点考虑，优选为0.0040％以下，更优选为0.0020％以下。但是，由于过度地降低S也不能获得与精炼成本增加相符的效果，因此优选为0.0003％以上，更优选为0.0005％以上。

Al：0.070％以下

Al(铝)作为脱氧剂而发挥作用，是对提高钢的纯净度有效的元素。另一方面，Al的过量添加会导致氧化物类夹杂物的增加，不仅使热轧钢板的韧性降低，还成为缺陷产生的原因。因此，使Al含量为0.070％以下。优选为0.005％以上且0.060％以下，更优选为0.010％以上且0.050％以下。

N：0.010％以下

N(氮)通过与氮化物形成元素结合而以氮化物的形式析出，有助于晶粒微细化。但是，N在高温下与Ti结合容易形成粗大的氮化物，使热轧钢板的冲裁加工性降低。因此，使N含量为0.010％以下。优选为0.001％以上且0.008％以下，更优选为0.002％以上且0.006％以下。

Ti：0.060％以上且0.140％以下

Ti(钛)通过形成碳氮化物使晶粒微细化而提高热轧钢板的韧性。另外，通过析出强化而有助于钢的强度增加。为了获得这些效果，需要使Ti含量为0.060％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.140％，则上述效果饱和，且导致粗大析出物的增加，引起热轧钢板的韧性降低。因此，使Ti含量为0.060％以上且0.140％以下。对于其含量的下限值而言，优选为0.080％以上，更优选为0.090％以上。对于其含量的上限值而言，优选为0.130％以下，更优选为0.120％以下。

Cr：0.10％以上且0.50％以下

Cr(铬)形成碳化物而有助于热轧钢板的高强度化，并且使淬火性提高而促进贝氏体的生成，是促进Fe系碳化物在贝氏体粒内析出的元素。为了获得这些效果，使Cr含量为0.10％以上。另一方面，Cr含量超过0.50％时，不仅韧性降低，而且有热轧钢板的耐腐蚀性降低的隐患。因此，使Cr含量为0.10％以上且0.50％以下。对于其含量的下限值而言，优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上。对于其含量的上限值而言，优选为0.45％以下，更优选为0.40％以下。

B：0.0002％以上且0.0020％以下

B(硼)是在奥氏体晶界偏析而抑制铁素体的生成/生长的元素。另外，B使淬火性提高而有助于贝氏体相的形成和微细化，是促进Fe系碳化物在贝氏体粒内析出的元素。为了获得这些效果，使B含量为0.0002％以上。但是，B含量超过0.0020％时，由于促进马氏体相的生成，因此使热轧钢板的冲裁加工性和韧性大幅降低。因此，使B含量为0.0002％以上且0.0020％以下。对于其含量的下限值而言，优选为0.0004％以上，更优选为0.0006％以上。对于其含量的上限值而言，优选为0.0016％以下，更优选为0.0014％以下。

在本发明中，对C、Mn、Cr、B的含量进行调整，使它们在上述的范围内、且满足下述式(1)。

5.0≤18C+Mn+1.3Cr+1500B≤6.0(C、Mn、Cr、B表示C、Mn、Cr、B的含量(质量％))···(1)

如上所述，C、Mn、Cr、B是使淬火性提高并促进贝氏体生成，从而促进Fe系碳化物在贝氏体粒内析出的元素。但是，如果不能平衡性良好地含有这些元素，则不能获得所希望的组织。如果(18C+Mn+1.3Cr+1500B)小于5.0，则不能获得足够的淬火性，无法使提高冲裁加工性的贝氏体粒内的Fe系碳化物充分地析出。另外，如果(18C+Mn+1.3Cr+1500B)超过6.0，则淬火性过大，促进马氏体相的生成，使热轧钢板的冲裁加工性和韧性大幅降低。因此，在本发明中，调整含有C、Mn、Cr、B以使它们满足式(1)。由此，能够获得兼具优异的冲裁加工性和高韧性的热轧钢板。

在本发明中，上述以外的余量为Fe及不可避免的杂质。作为不可避的杂质，可以列举Sb(锑)、Sn(锡)、Zn(锌)等，它们的含量可以允许为Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下。

以上为本发明的高强度热轧钢板的基本成分，但本发明的高强度热轧钢板为了例如提高韧性、高强度化，根据需要可以含有选自V：0.05％以上且0.50％以下、Nb：0.005％以上且0.100％以下、Cu：0.01％以上且0.40％以下、Ni：0.01％以上且0.40％以下、Mo：0.01％以上且0.40％以下中的1种或2种以上。

V：0.05％以上且0.50％以下

V(钒)通过形成碳氮化物使晶粒微细化而提高热轧钢板的韧性。另外，通过析出强化而有助于钢的强度增加。为了获得这些效果，优选使V含量为0.05％以上。另一方面，如果V含量超过0.50％，则有时上述效果饱和而使成本增高。因此，在含有的情况下，使V含量为0.05％以上且0.50％以下。优选为0.08％以上且0.40％以下，更优选为0.10％以上且0.30％以下。

Nb：0.005％以上且0.100％以下

Nb(铌)是通过形成碳氮化物而有助于钢的强度增加的元素。为了获得这些效果，优选使Nb含量为0.005％以上。另一方面，Nb含量超过0.100％时，变形阻力增加，因此在热轧钢板制造时，热轧的轧制负载增加，存在对轧机的负担过大而使轧制操作本身变得困难的隐患。另外，Nb含量超过0.100％时，具有形成粗大的析出物而使热轧钢板的韧性降低的倾向。因此，在含有的情况下，使Nb含量为0.005％以上且0.100％以下。优选为0.010％以上且0.080％以下，更优选为0.020％以上且0.060％以下。

Cu：0.01％以上且0.40％以下

Cu(铜)是通过固溶而有助于钢的强度增加的元素。另外，Cu具有提高淬火性的作用，特别是使贝氏体相变温度降低，有助于贝氏体相的微细化，是促进Fe系碳化物在贝氏体粒内析出的元素。为了获得这些效果，优选使Cu含量为0.01％以上，但其含量超过0.40％时会导致热轧钢板的表面性状降低。因此，在含有的情况下，使Cu含量为0.01％以上且0.40％以下，优选为0.02％以上且0.30％以下。

Ni：0.01％以上且0.40％以下

Ni(镍)是通过固溶而有助于钢的强度增加的元素。另外，Ni具有提高淬火性的作用，容易形成贝氏体相，是促进Fe系碳化物在贝氏体粒内析出的元素。为了获得这些效果，优选使Ni含量为0.01％以上。但是，Ni含量超过0.40％时，容易生成马氏体相，存在热轧钢板的冲裁加工性和韧性大幅降低的隐患。因此，在含有的情况下，使Ni含量为0.01％以上且0.40％以下，优选为0.02％以上且0.30％以下。

Mo：0.01％以上且0.40％以下

Mo(钼)通过提高淬火性而促进贝氏体相的形成，是促进Fe系碳化物在贝氏体粒内析出的元素。为了获得这样的效果，优选使Mo含量为0.01％以上。但是，Mo含量超过0.40％时，容易生成马氏体相，存在热轧钢板的冲裁加工性和韧性降低的隐患。因此，在含有的情况下，使Mo含量为0.01％以上且0.40％以下，优选为0.02％以上且0.30％以下。

另外，本发明的高强度热轧钢板可以根据需要含有选自Ca：0.0002％以上且0.0055％以下、REM：0.0002％以上且0.0100％以下中的1种或2种。

Ca：0.0002％以上且0.0055％以下

Ca(钙)对于控制硫化物类夹杂物的形状而提高热轧钢板的冲裁加工性和韧性是有效的。为了获得这些效果，优选使Ca含量为0.0002％以上。但是，Ca含量超过0.0055％时，存在导致热轧钢板的表面缺陷的隐患。因此，在含有的情况下，使Ca含量为0.0002％以上且0.0055％以下，优选为0.0002％以上且0.0050％以下，更优选为0.0004％以上且0.0030％以下。

REM：0.0002％以上且0.0100％以下

REM(稀土元素)与Ca相同，可控制硫化物类夹杂物的形状，改善硫化物类夹杂物对热轧钢板的冲裁加工性和韧性的不良影响。为了获得这些效果，优选使REM含量为0.0002％以上。但是，REM含量超过0.0100％而过量时，钢的纯净度变差，存在热轧钢板的韧性降低的倾向。因此，在含有的情况下，使REM含量为0.0002％以上且0.0100％以下，优选为0.0004％以上且0.0050％以下。

接下来，对本发明的高强度热轧钢板组织的限定理由进行说明。

本发明的高强度热轧钢板以面积率计含有超过90％的贝氏体相作为主相。另外，以面积率计还含有总计小于100％的选自铁素体相、马氏体相和残留奥氏体相中的1种或2种以上作为第2相。另外，上述贝氏体相的平均粒径为2.5μm以下，且上述贝氏体相中在贝氏体铁素体粒内析出的Fe系碳化物的间隔为600nm以下。

贝氏体相：以面积率计超过90％，贝氏体相的平均粒径：2.5μm以下

本发明的高强度热轧钢板以贝氏体相作为主相。贝氏体相是指板条状的贝氏体铁素体、以及在贝氏体铁素体之间和/或内部具有Fe系碳化物的组织(包括完全没有Fe系碳化物的析出的情况)。贝氏体铁素体与多边形铁素体不同，形状为板条状且内部有较高的位错密度，因此使用SEM(扫描电子显微镜)、TEM(透射电子显微镜)可以容易地加以区别。贝氏体相超过90％、且贝氏体相的平均粒径为2.5μm以下时，能够获得所希望的韧性。贝氏体相为90％以下、或平均粒径超过2.5μm时，不能得到所希望的韧性。因此，使贝氏体相以面积率计超过90％，优选为92％以上，更优选为95％以上。进一步优选以面积率计使贝氏体相为100％，成为贝氏体单相组织。使贝氏体的平均粒径为2.5μm以下，优选为2.3μm以下，更优选为2.0μm以下。

铁素体相、马氏体相和残留奥氏体相中的1种或2种以上(第2相)：以面积率计小于10％

对于本发明的高强度热轧钢板而言，作为主相贝氏体相以外的组织，还可以含有作为第2相的铁素体相、马氏体相和残留奥氏体相中的1种或2种以上。为了得到具有所希望的强度和韧性的热轧钢板，优选使其组织为贝氏体单相组织。但是，即使在含有铁素体相、马氏体相和残留奥氏体相中的1种或2种以上作为第2相的情况下，只要它们的总计以面积率计小于10％就是允许的。因此，使上述第2相以面积率计总计小于10％，优选为8％以下，更优选为5％以下。

贝氏体铁素体粒内析出的Fe系碳化物间隔：600nm以下

作为主相的贝氏体相中在贝氏体铁素体粒内析出的Fe系碳化物的控制对于冲裁加工性的提高是重要的。贝氏体铁素体粒内析出的Fe系碳化物间隔超过600nm时，无法获得所希望的优异的冲裁加工性。因此，使贝氏体铁素体粒内析出的Fe系碳化物间隔为600nm以下，优选为500nm以下，更优选为400nm以下。

需要说明的是，上述贝氏体相、铁素体相、马氏体相和残留奥氏体相的面积率、贝氏体相的平均粒径、Fe系碳化物的间隔可以按照后面叙述的实施例所记载的方法来测定。

接下来，对本发明的高强度热轧钢板的制造方法进行说明。

在本发明中，将上述组成的钢原材料加热至1150℃以上，实施粗轧，以精轧开始温度为950℃以上且1130℃以下、精轧最终3道次的累积压下率为40％以上、精轧结束温度为830℃以上且950℃以下的条件进行精轧，在精轧结束后3.0秒钟以内开始冷却，再以平均冷却速度为20℃/秒以上进行冷却，在卷取温度为350℃以上且500℃以下进行卷取。

以下，详细地进行说明。

钢原材料的制造方法无需特别限定，可以任意使用将具有上述组成的钢液用转炉等熔炼，并用连续铸造等铸造方法制成钢坯等钢原材料的常用方法。需要说明的是，可以使用铸锭-开坯方法。

钢原材料的加热温度：1150℃以上

在钢坯等钢原材料中，Ti等碳氮化物形成元素的大部分以粗大的碳氮化物的形式存在。该粗大且不均匀地分布于钢原材料中的析出物会使热轧钢板的各种特性(例如，强度、冲裁加工性、韧性等)变差。因此，对热轧前的钢原材料进行加热，使粗大的析出物固溶。为了使该粗大的析出物在热轧前充分固溶，需要使钢原材料的加热温度为1150℃以上。另外，钢原材料的加热温度过高时，会导致产生钢坯缺陷、以及因氧化皮去除(scale off)而引起的成品率降低，因此优选使钢原材料的加热温度为1350℃以下。更优选为1180℃以上且1300℃以下，进一步优选为1200℃以上且1280℃以下。需要说明的是，在本发明中，钢原材料的温度为表面温度。

需要说明的是，对于将钢原材料加热至1150℃以上的加热温度并保持给定时间而言，如果保持时间超过7200秒钟，则锈产生量增多，其结果是在接下来的热轧工序中容易发生锈的混入等，具有使热轧钢板的表面品质变差的倾向。因此，1150℃以上的温度范围的钢原材料的保持时间优选为7200秒钟以下。更优选为5400秒钟以下。保持时间的下限没有特别限定，为了均匀地加热钢原材料，保持时间的下限优选为1800秒钟以上。

钢原材料的加热后，实施热轧。对钢原材料实施粗轧，制成板料。通过对上述板料进行精轧，制造热轧钢板。粗轧只要能得到所希望的板料尺寸即可，对其条件无需特别限定。粗轧后实施精轧。需要说明的是，优选在精轧之前或在试验台之间的轧制过程中进行除锈。精轧的条件如下所述。在950℃以上且1130℃以下的精轧开始温度开始精轧，将精轧最终3道次的累积压下率设为40％以上，将精轧结束温度设为830℃以上且950℃以下来进行。

精轧开始温度：950℃以上且1130℃以下

精轧开始温度超过1130℃时，奥氏体不能充分地细粒化，相变时无法获得所希望的贝氏体相的粒径。另外，精轧开始温度低于950℃时，精轧的轧制负载增加、对轧机的负担过大而使轧制操作本身变得困难。因此，使精轧开始温度为950℃以上且1130℃以下，优选为970℃以上且1100℃，更优选为1000℃以上且1080℃以下。这里，精轧开始温度表示钢板的表面温度。

精轧最终3道次的累积压下率：40％以上

为了得到所希望的贝氏体铁素体粒内的Fe系碳化物间隔，需要使充分地蓄积了应变的奥氏体进行贝氏体相变。因此，在本发明中，使精轧最终3道次的累积压下率为40％以上。精轧的最终3道次累积压下率小于40％时，对奥氏体的应变蓄积不足，在相变后不能得到所希望的贝氏体铁素体粒内的Fe系碳化物间隔。优选为45％以上，更优选为50％以上。

精轧结束温度：830℃以上且950℃以下

精轧结束温度低于830℃时，由于轧制在铁素体+奥氏体的二相区域温度进行，因此不能得到所希望的贝氏体相分率，热轧钢板的冲裁加工性和韧性降低。另一方面，如果精轧结束温度变高至超过950℃，则导致奥氏体的应变恢复，应变蓄积不足，使相变后得到的热轧钢板的贝氏体相粗大化。其结果是难以得到所希望的组织，热轧钢板的韧性降低。因此，使精轧结束温度为830℃以上且950℃以下，优选为850℃以上且930℃以下，更优选为870℃以上且910℃以下。这里，精轧结束温度表示钢板的表面温度。

强制冷却开始：在精轧结束后3.0秒钟以内开始强制冷却

结束精轧之后在3.0秒钟以内开始强制冷却，在卷取温度停止冷却，卷成卷状。从精轧结束至开始强制冷却的时间如果超过3.0秒钟，则奥氏体所蓄积的应变发生恢复，使贝氏体相粗大化。与此同时，贝氏体铁素体粒内的Fe系碳化物间隔也变远，不能得到所希望的组织。因此，无法获得所希望的冲裁加工性和韧性。因此，强制冷却开始时间限定于精轧结束后3.0秒钟以内，优选为2.0秒钟以内，更优选为1.0秒钟以内。

需要说明的是，作为冷却方式，可以适当选择水冷、自然冷却等。

平均冷却速度：20℃/秒以上

从精轧结束温度至卷取温度的平均冷却速度小于20℃/秒时，会在贝氏体相变之前发生铁素体相变，无法获得所希望面积率的贝氏体相。另外，存在贝氏体相的平均粒径粗大化的隐患。因此，使平均冷却速度为20℃/秒以上。优选为30℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限定，但平均冷却速度过大时，表面温度过度降低，容易在钢板表面生成马氏体，无法得到所希望的韧性，因此优选使平均冷却速度为120℃/秒以下。需要说明的是，平均冷却速度为钢板表面的平均冷却速度。

卷取温度：350℃以上且500℃以下

卷取温度低于350℃时，钢板内部的组织形成硬质的马氏体相。其结果是不能使热轧钢板成为所希望的组织，无法获得所希望的冲裁加工性和韧性。另一方面，卷取温度超过500℃时，在钢板内部的组织中，铁素体增加。而且，贝氏体相变的驱动力不足，无法获得所希望的贝氏体铁素体粒内的碳化物间隔，使热轧钢板的韧性和冲裁加工性降低。因此，使卷取温度为350℃以上且500℃以下，优选为370℃以上且470℃以下，更优选为390℃以上且450℃以下。这里，卷取温度表示钢板的表面温度。

需要说明的是，在本发明中，为了降低连续铸造时的钢成分偏析，可以应用电磁搅拌(EMS)、轻压下铸造(IBSR)等。通过实施电磁搅拌处理，在板厚中心部形成等轴晶，可以降低偏析。另外，在实施轻压下铸造的情况下，通过防止连续铸造钢坯未凝固部的钢液流动，可以降低板厚中心部的偏析。通过应用这些降低偏析处理中的至少1种，可以使后面叙述的冲裁性、韧性达到更优的水平。

在卷取之后，可以按照通常方法实施调质轧制，另外还可以实施酸洗来除去形成于表面的锈。或者可以进一步实施熔融镀锌、电镀锌等镀敷处理、化学转化处理。

实施例

用转炉熔炼表1所示组成的钢液，通过连续铸造法制成钢坯(钢原材料)。在连续铸造时，为了进行成分偏析降低处理，对于后面叙述的表1～3中的热轧钢板No.6’(钢F)以外的钢板进行了电磁搅拌(EMS)。接着，将这些钢原材料按表2所示的条件进行加热，并实施了包括粗轧和表2所示条件的精轧的热轧。在精轧结束之后，在表2所示的条件下进行冷却、卷取，制成了表2所示板厚的热轧钢板。从以上所得到的热轧钢板上采取试验片，实施了组织观察、拉伸试验、夏比冲击试验、冲裁加工试验。组织观察方法和各种试验方法如下所述。

(i)组织观察

各组织的面积率

从热轧钢板上采取扫描电子显微镜(SEM)用试验片，对与轧制方向平行的板厚剖面进行研磨，然后用腐蚀液(3％硝酸乙醇溶液)使组织露出，在板厚1/4位置和板厚1/2位置(板厚中央位置)使用扫描电子显微镜(SEM)以3000倍的倍率对各位置分别拍摄3个视野，通过图像处理对各相的面积率进行了定量。

贝氏体相的平均粒径

从热轧钢板采集利用使用了SEM的电子背散射衍射(Electron BackscatterDiffraction Patterns：EBSD)法的粒径测定用试验片，将与轧制方向平行的面作为观察面，利用EBSD测定装置及结晶取向分析软件(OIMData Analysis Ver.6.2)如下所述地测定了贝氏体相的粒径。对粒径测定用试验片进行研磨，然后使用胶体二氧化硅溶液进行了精磨。然后，使用EBSD测定装置和结晶取向分析软件，以电子束的加速电压20kV、测定间隔0.1μm，在2500μm²以上的测定面积内对板厚1/4位置和板厚1/2位置(板厚中央位置)的各3处进行了各晶粒的取向差分析。利用分析软件对各测定点的CI值(Confidence Index)进行计算，根据结晶粒径的分析，将CI值为0.1以下的试样除去。对于结晶晶界而言，二维剖面观察的结果是，以相邻的2个结晶间的取向差为15°以上的测定点之间作为大角度晶界，制成结晶晶界图，按照JIS H 0501的切断法(cutting method)对结晶晶界图以给定长度各划横、竖5条线，对完全切断的晶粒数进行计数，将其切断长度的平均值作为贝氏体相的平均粒径。

贝氏体铁素体粒内的Fe系碳化物间隔

另外，从得到的热轧钢板的板厚1/4位置采取复制品采取用试验片(尺寸：10mm×15mm)，通过2步复制法制作复制膜，提取Fe系碳化物。接着，使用透射电子显微镜(TEM)对采取提取出的Fe系碳化物进行观察，对5个视野进行了拍撮(倍率：50000倍)。使用得到的组织照片测定贝氏体铁素体粒内的Fe系碳化物的平均粒子半径(r)，通过图像分析求出体积率(f)，根据式(2)求出Fe系碳化物间隔(L)。

L＝r(2π/3f)^(1/2)－r···(2)

需要说明的是，Fe系碳化物的鉴定在组织照片拍撮时通过能量色散X射线分光法(EDX)来进行。

(ii)拉伸试验

从热轧钢板以拉伸方向与轧制方向成直角方向的方式采取JIS5号试验片(GL：50mm)，按照JIS Z 2241(2011)的规定进行拉伸试验，求出了屈服强度(屈服点、YP)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。

(iii)冲裁加工试验

从热轧钢板采集坯料板(30mm×30mm)。然后，使冲裁冲头为10mmφ的平底型，以冲裁间隙为10％、15％、20％、25％、30％的方式确定冲模侧的孔径，从上方用压板进行固定，并对冲孔进行了冲裁。在冲裁后，使用显微镜(倍率：50倍)在冲孔的整个圆周对冲裁端面的断口情况进行观察，观察了有无破裂、缺损、脆性断口、2次剪切面等。对上述5个冲孔评价了冲裁加工性，将没有破裂、缺损、脆性断口、2次剪切面等的冲孔为5个的试样评价为◎(合格)，将没有破裂、缺损、脆性断口、2次剪切面等的冲孔为3～4个的试样评价为○(合格)，将除此以外的(没有破裂、缺损、脆性断口、2次剪切面等的冲孔为2～0个)的试样评价为×(不合格)。

(iV)夏比冲击试验

从热轧钢板以试验片的长度方向与轧制方向成直角的方式采取以热轧板的板厚作为试验片厚度的小尺寸试验片(V切口)，按照JIS Z 2242的规定进行夏比冲击试验，测定延展性-脆性转变温度(vTrs)，对韧性进行了评价。将测得的vTrs为-60℃以下的情况评价为韧性良好。

将以上得到的结果示于表3。

[表2]

※下划线表示在本发明范围以外

1)精轧结束后至开始强制冷却的时间

可知，在本发明例中能够得到兼具所希望的强度(TS：980MPa以上)、优异的冲裁加工性和优异的韧性(vTrs≤-60℃)的热轧钢板。另外，发明例的热轧钢板在整个厚度上能够获得所希望的强度和优异的韧性，成为在板厚方向全部区域均具备良好特性的热轧钢板。

另一方面，脱离本发明范围的比较例无法获得给定的强度，或者无法获得足够的冲裁加工性，或者无法获得足够的韧性。

Claims

1.一种高强度热轧钢板，其具有以下成分组成：以质量％计，含有C：0.060％以上且0.140％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.30％以上且2.50％以下、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Al：0.070％以下、N：0.010％以下、Ti：0.060％以上且0.140％以下、Cr：0.10％以上且0.50％以下、B：0.0002％以上且0.0020％以下，并且C、Mn、Cr、B满足下述式(1)，余量由Fe及不可避免的杂质构成，

所述高强度热轧钢板的组织为：以面积率计含有超过90％的贝氏体相作为主相，或者进一步含有以面积率计总计小于10％的选自铁素体相、马氏体相及残留奥氏体相中的1种或2种以上作为第2相，

所述贝氏体相的平均粒径为2.5μm以下，且所述贝氏体相中在贝氏体铁素体粒内析出的Fe系碳化物的间隔为600nm以下，

拉伸强度TS为980MPa以上，

5.0≤18C+Mn+1.3Cr+1500B≤6.0(C、Mn、Cr、B表示C、Mn、Cr、B的含量(质量％))···(1)。

2.根据权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述成分组成以外，以质量％计，进一步含有选自V：0.05％以上且0.50％以下、Nb：0.005％以上且0.100％以下、Cu：0.01％以上且0.40％以下、Ni：0.01％以上且0.40％以下、Mo：0.01％以上且0.40％以下中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述成分组成以外，以质量％计，进一步含有选自Ca：0.0002％以上且0.0055％以下、REM：0.0002％以上且0.0100％以下中的1种或2种。

4.一种高强度热轧钢板的制造方法，其是制造权利要求1～3中任一项所述的高强度热轧钢板的方法，该方法包括：

将钢原材料加热至1150℃以上，实施粗轧，

以精轧开始温度为950℃以上且1130℃以下、精轧最终3道次的累积压下率为40％以上、精轧结束温度为830℃以上且950℃以下的条件进行精轧，在精轧结束后3.0秒钟以内开始冷却，以平均冷却速度为20℃/秒以上进行冷却，以卷取温度为350℃以上且500℃以下进行卷取。