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CN1257933A - 具有超细晶粒的加工用热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

具有超细晶粒的加工用热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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CN1257933A CN99127137A CN99127137A CN1257933A CN 1257933 A CN1257933 A CN 1257933A CN 99127137 A CN99127137 A CN 99127137A CN 99127137 A CN99127137 A CN 99127137A CN 1257933 A CN1257933 A CN 1257933A
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Abstract

铁素体为主相,具有主相和铁素体以外的第二相晶粒构成的组织,铁素体平均晶粒直径2μm以上,4μm不到,第二相晶粒的平均直径8μm以下,且最邻近第二相晶粒间间隔为第二相晶粒直径以上的比例80%以上的热轧钢板。第二相晶粒长宽比2.0以下,并选自珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体的一种或二种以上。将含(重量%)C:0.01(不含)－0.3%,Ti:0.03—0.3%的轧坯浇铸后,冷到1150℃以下后或1150℃以下再加热后开始热轧,奥氏体的动态再结晶温度低温区施行至少3道次以上反复轧制,轧制结束后2秒内以冷速30℃/秒以上冷却,在300—550℃卷取。

Description

具有超细晶粒的加工用 热轧钢板及其制造方法
本发明涉及适用于汽车用、家电用、机械结构用、建筑用等用途有利的热轧钢板，特别是热轧后即使不施行特别热处理等也具有超细晶粒的，塑性、韧性和强度-塑性平衡优越的，还有其性质，即机械性质各向异性小，特别是塑性各向异性小的热轧钢板。
另外，在此所谓超细晶粒组织指的是主相(通常为铁素体相)的平均晶粒直径(以下仅记为平均粒径)约4μm不到的组织。
对用于汽车用、家电用、机械结构用、建筑用等的钢材要求强度、加工性、韧性这些机械性质优越。作为综合改善这些机械性质的手段，由于细化组织是有效的，为获得细小组织的制造方法的建议有许多。
另外，关于高强度钢，近年来目标正在过渡到开发低成本与高性能特性兼有的高强度钢。还有，关于汽车用钢板，为了在冲撞时保护乘客，要求在高强度上加上优越的耐冲击性。于是，以控制伴随高强度化的塑性、韧性、耐久比等恶化为目的高强度钢组织细化成为重要的课题。
作为组织细化手段已知有大压下量轧制法、控制轧制法、控制冷却法等。
关于大压下量轧制法，例如有特开昭58-123823号公报、特公平5-65564号公报为代表的建议。这些建议中组织细化机理的要点是对奥氏体晶粒赋予大压下量，促进γ→α应变诱发相变。但是，这些方法可达到某种程度的细化，每道次压下量40％以上等，一般扁钢热轧机上存在难以实现的问题，再加上，由于大压下量轧制使晶粒度偏平，机械性能产生各向异性，并存在由于离析破坏吸收能降低的问题。
另一方面，作为适合控制轧制法、控制冷却法的例子有含Nb或Ti的析出强化型钢板。这些钢板利用Nb、Ti的析出强化作用谋求高强度化的同时，利用Nb、Ti对原奥氏晶体晶粒的再结晶抑制作用施行低温精轧，并通过由未再结晶的变形奥氏体晶粒的γ→α应变诱发的相变来细化铁素体晶粒。但是，这些钢板中存在机械性能的各向异性大的问题。例如，施行挤压成形的汽车用钢板等中，由于由成形界限塑性最差方向的特性水平决定，各向异性大的钢板中，存在作为特征的组织细化的效果完全没有表现的情况。另外，使用结构材等的情况也一样，结构用材等中重要的韧性、疲劳强度等的各向异性变大，也存在作为特征的组织细化的效果完全没有表现的情况。
另外，在特开平2-301540号公报中记载，使钢板产生至少一部分由铁素休构成的组织状态，一边将其塑性加工，一边升温到相变点(AC1点)以上的温度区域，继续升温并在AC1点以上温度区域保持一定时间，组织的一部分或全部一度奥氏体反向相变后，出现超细奥氏体晶粒，其后冷却得到平均晶粒直径5μm以下的各向同性的铁素体晶粒为主体的组织。还有特开平2-301540号公报中，将由奥氏体相变生成的铁素体晶粒叫做各向同性的铁素体晶粒，以与珠光体、贝氏体、马氏体等非各向同性的铁素体区别。但是，按这种方法，不能完全去掉各向异性。
另外，最近有利用使热轧前的奥氏体晶粒极度细化的轧制动态再结晶，接着控制冷却使组织细化的方法，例如特开平9-87798号公报、特开平9-143570号公报、特开平10-8138号公报中有记载。
特开平9-87798公报中公开了将含有Mn：1.0-2.5wt％或2.5wt％以下，Ti：0.05-0.30wt％，或者Ti：0.05-0.30wt％和Nb：0.30wt％以下的板坯在950-1100℃的温度加热，进行每道次压下率20％以上的轧制至少2次以上，进行终轧温度为Ar3相变点以上的热轧后，以20℃/s以上的冷却速度冷却，在350-550℃卷取，得到平均晶粒直径10μm不到的多边形铁素体75％(体积)以上，残余奥氏体5-20％(体积)的组织的高强度热轧钢板的制造方法。
特开平9-143570号公报中公开了将含有Ti：0.05-0.3wt％、Nb：0.10wt％以下中的一种或二种的钢在950-1100℃的温度加热，进行每道次压下率20％以上的轧制至少2次以上，以终轧温度为Ar3相变点以上热轧，使Ar3相变温度-750℃以20℃/s以上的冷却速度冷却，在750℃不到-600℃的温度范围停留5-20秒钟后，再以20℃/s以上的冷却速度冷却到550℃以下的温度，在550℃以下的温度卷取，具有铁素体80体积％以上，铁素体平均晶粒直径10μm不到的极细组织的高强度热轧钢板的制造方法。
特开平10-8138号公报中公开了将含有Mn：1.0wt％以下，Ti：0.05-0.30wt％，或者取代Ti的全部或一部分，量为其2倍的Nb的钢坯在950-1100℃的温度加热，进行每道次压下率20％以上的轧制至少2次以上，进行终轧温度Ar3相变点以上的热轧后，以20℃/s以上的冷却速度冷却，在350-550℃卷取，具有由铁素体和残余奥氏体构成的超细组织的高强度热轧钢板的制造方法。
但是，特开平9-87798号公报、特开平9-143570号公报、特开平10-8138号公报中记载的技术的着眼点是晶粒的细化，用这些技术制造的钢板，得到的晶粒直径到3.6μm的程度，强度和塑性改善，机械特性各向异性，特别是从汽车用钢板的加工性的观点看，难说的是比允许的小，而且需要各向异性小。这样，目前迫切期待具有超细组织，且各向异性小，加工性优越的热轧钢板。
本发明有利地解决了上述的过去技术问题。作为目的提出用一般扁钢热轧机可很容易地制造具有超细晶粒，且机械特性，特别是塑性的各向异性小，加工性优越的热轧钢板。
本发明人为完成上述课题而反复专心研究的结果发现，过去的组织细化手段由于仅考虑主相铁素体的细化，关于第二相的分布形态没有任何考虑。由过去组织细化手段制造的钢板中第二相成带状或块状分布，本发明人发现，这样的第二相分布，例如使塑性的各向异性变大，挤压性等的加工性恶化，另外，考虑去飞边加工时易发生裂纹，使第二相细化并以岛状分散为好。
对使主相细化，第二相细化且以岛状分散的方法进行研究的结果，本发明人发现，由于热轧时在奥氏体(r)区域的动态再结晶温度低温区域反复压下，且与过去的晶粒细化技术相比，进行比较轻的压下，使铁素体晶粒与第二相晶粒细化，且第二相晶粒形成岛状分散。即：由于在r区的动态再结晶温度低温区域反复轻压，轧制后直接引起r晶粒回复再结晶，r晶粒被细化，按γ→α相变从该r晶粒形成的铁素体晶粒细化到晶粒直径：2μm以上，4μm不到，并且同时第二相晶粒细化且形成岛状分散。另外，第二相晶粒的长宽比降低。由此，强度与加工性和各向异性的相反特性可均衡改善。还有，在此，第二相晶粒指的是孤立的一群第二相晶粒。
本发明在上述发现的基础上加以研究被完成。
即，本发明是具有铁素体为主相，由主相和铁素体以外的第二相晶粒所构成组织的热轧钢板，是以上述铁素体的平均晶粒直径为2μm以上，4μm不到，上述第二相晶粒的平均晶粒直径为8μm以下，理想的长宽比2.0以下，且最邻近第二相晶粒间的间隔为该第2相晶粒直径以上的比例为80％以上为特征的具有超细晶粒的加工用钢板，另外，在本发明中，上述第二相晶粒选自珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体的一种或二种以上是理想的。
另外，在本发明中，上述热轧钢板具有(重量％)含C：0.01(不含)-0.3％，Si：2.0％以下，Mn：3.0％以下，P：0.5％以下，Ti：0.03-0.3％，余量Fe和不可避免的杂质构成的组成是理想的。
另外，在本发明中，上述热轧钢板具有(重量％)含C：0.01(不含)-0.3％，Si：2.0％以下，Mn：3.0％以下，P：0.5％以下，Ti：0.03-0.3％，还含有选自Nb：0.3％以下，V：0.3％以下的一种或二种，余量Fe和不可避免的杂质构成的组成是理想的。
另外，在本发明中，上述热轧钢板具有(重量％)含C：0.01(不含)-0.3％，Si：2.0％以下，Mn：3.0％以下，P：0.5％以下，Ti：0.03-0.3％，还含有选自Cu：1.0％以下，Mo：1.0％以下，Ni：1.0％以下，Cr：1.0％以下的一种或二种以上，余量Fe和不可避免的杂质构成的组成是理想的。
另外，在本发明中，上述热轧钢板具有(重量％)含C：0.01(不含)-0.3％，Si：2.0％以下，Mn：3.0％以下，P：0.5％以下，Ti：0.03-0.3％，还含有Ca、REM、B中的一种或二种以上，合计0.005％以下，余量Fe和不可避免的杂质构成的组成是理想的。
另外，在本发明中，上述热轧钢板具有(重量％)含C：0.01(不含)-0.3％，Si：2.0％以下，Mn：3.0％以下，P：0.5％以下，Ti：0.03-0.3％，还含有选自Nb：0.3％以下，V：0.3％以下的一种或二种和选自Cu：1.0％以下，Mo：1.0％以下，Ni：1.0％以下，Cr：1.0％以下的一种或二种以上，余量Fe和不可避免的杂质构成的组成是理想的。
另外，在本发明中，上述热轧钢板具有(重量％)含C：0.01(不含)-0.3％，Si：2.0％以下，Mn：3.0以下，P：0.5％以下，Ti：0.03-0.3％，还含有选自Nb：0.3％以下，V：0.3％以下的一种或二种和Ca、REM、B中的一种或二种以上，合计0.005％以下，余量Fe和不可避免的杂质构成的组成是理想的。
另外，在本发明中，上述热轧钢板具有(重量％)含C：0.01(不含)-0.3％，Si：2.0％以下，Mn：3.0％以下，P：0.5％以下，Ti：0.03-0.3％，还含有选自Cu：1.0％以下，Mo：1.0％以下，Ni：1.0％以下，Cr：1.0％以下的一种或二种以上，和Ca、REM、B中的一种或二种以上，合计0.005％以下，余量Fe和不可避免的杂质构成的组成是理想的。
另外，在本发明中，上述热轧钢板具有(重量％)含C：0.01(不含)-0.3％，Si：2.0％以下，Mn：3.0％以下，P：0.5％以下，Ti：0.03-0.3％，还含有选自Nb：0.3％以下，V：0.3％以下的一种或二种，选自Cu：1.0％以下，Mo：1.0％以下，Ni：1.0％以下，Cr：1.0％以下的一种或二种以上，和Ca、REM、B中的一种或二种以上，合计0.005％以下，余量Fe和不可避免的杂质构成的组成是理想的。
还有，作为本发明中的上述不可避免的杂质包括在炼钢工序等中目的脱氧等而添加的Al。Al(重量％)0.2％以下是理想的。
另外，为了获得本发明钢板，将具有规定的化学组成，即至少含有(重量％)C：0.01(不含)-0.3％和Ti：0.03-0.3％的轧制坯料在1150℃以下再加热，或从1150℃以下施行热轧，当制造热轧钢板时，在动态再结晶温度低温区域使上述热轧轻压，理想的是每道次压下率4-20％，且在该动态再结晶温度低温区域的终轧道次压下率具有13-30％的轻压至少3道次以上时，同时使终轧温度在Ar3相变点以上进行轧制，热轧后2秒钟以内，更好是在1秒钟以内开始冷却，冷却速度30℃/秒以上，更好冷却到350-600℃的温度区域卷取是理想的。
在此，该动态再结晶温度低温区域为从动态再结晶温度下限，80℃以内，更好为60℃以内。
图1是表示适合本发明实施的被轧材或轧辊加热手段的一个例子的模式图。
其中
1、轧机机架
2、工作辊
3、支承辊
4、被轧材
5、高频感应加热装置
6、加热器加热装置
按照本发明的加工用热轧钢板，因为是软钢板，所以可适合用作汽车构造用钢板、加工用汽车高强度钢板、家电用钢板、结构用钢板等广泛领域，用途的钢板。
本发明热轧钢板是具有铁素体为主相，由主相和铁素体以外的第二相晶粒所构成组织的钢板。主相铁素体按体积率至少为50％以上，理想的为70％以上是适合的。
主相铁素体具有平均晶粒直径2μm以上，4μm不到。如果铁素体晶粒细化，比过去的高强度钢合金元素添加量少并确保目标强度是可能的，强度以外的特性恶化少，而且，其后的电镀性也良好。可是，如铁素体的平均晶粒直径不到2μm，屈服强度过高，挤压成形时容易发生弹性变形回复。另一方面，如铁素体的平均晶粒直径为4μm以上，加工性全面地显著地降低。另外，因为由晶粒细化强度的增加程度少，需要增加合金添加量。为此，铁素体的平均晶粒直径限定在2μm以上，4μm不到。
第二相晶粒为平均晶粒直径8μm以下，长宽比2.0以下的晶粒。如第二相晶粒的平均晶粒直径超过8μm，变大，由于韧性、塑性改善变少，因此第二相晶粒的平均晶粒直径限定在8μm以下。另外，如第二相晶粒的长宽比超过2.0，变大，机械特性的各向异性变大。特别是对轧制方向的45°、90°方向的特性影响大。为此，第二相晶粒的长宽比限定在2.0以下是理想的。
关于本发明，铁素体、第二相晶粒的平均晶粒直径，按照常法为在轧制方向断面，即与轧制方向平行的断面的平均晶粒直径。另外，第二相晶粒的长宽比为第二相晶粒的长径与短径之比。还有，长径约为轧制方向，短径约为板厚方向。
关于本发明，推荐的晶粒直径测定法是按JIS G 552规定的直线切割法求出平均晶粒截距，将其1.128倍的公称晶粒直径作为晶粒直径的方法。此时，晶界腐蚀处理用约5％的硝酸酒精进行约15秒钟是理想的。还有，长宽比也同样用直线切割法可求出长径方向、短径方向的晶粒直径。
另外，就上述轧制方向断面用光学显微镜或扫描电子显微镜(SEM)按400倍-1000倍从除去表面到板厚1/10以内的部分观察5个以上视野的组织，按上述直线切割法求出晶粒直径的平均值作为平均晶径。
另外，在本发明中，使最邻近第2相晶粒间的间隔为第二相晶粒的晶粒直径以上的比例80％以上。这意味着该第二相晶粒不以带状或块状，而以岛状分布。如果最邻接第二相晶粒间的间隔为第二相晶粒的晶粒直径以上(晶粒半径2倍以上)的比例不到80％，由于机械特性的各向异性变大，加工时产生不均匀变形，发生颈缩或皱纹使表面状态不良。
还有，第二相晶粒之间的间隔定义为邻近第二相晶粒的中心之间连接的线段，穿过主相中的部分的长度。还有，这时第二相晶粒的中心为大致的位置。另外，当实际测定时，可由光学显微镜或扫描电子显微镜(SEM)得到的照片，直接或由图像处理来测定，由图像处理的情况求第二相晶粒中心间的距离，也可由各自的差额求该第二相晶粒的半径。还有，图像处理的情况也可使用以黑白判断第二相晶粒与其外的2值化法。
由此测定的间隔为第二相晶粒的平均晶粒直径以上的第二相对全部第二相的面积率为80％以上时，最邻近第二相晶粒间的间隔为第二相晶粒的晶粒直径以上的比例为80％以上看作为岛状分布。
还有，在本发明中，第二相晶粒选自珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体的一种或二种以上是理想的。在此，碳化物、氮化物、硫化物等通常以某种程度存在，它们除渗碳体外原则上是杂质，不包括在第二相的定义内。
第二相晶粒的体积率为3-30％的范围是理想的。如第二相晶粒的体积率增加，容易达到要求的强度，如超过30％，机械特性，特别是塑性恶化。
接着说明本发明热轧钢板的合适的化学组成。以下化学组成为重量％。
C：0.01(不含)-0.3％
C是廉价的强化成分，含有根据希望的钢板强度的必需量。如C含量0.01％以下，晶粒粗大化，不能达到本发明目的铁素体的平均晶粒直径不到4μm。另外，如C含量超过0.3％，加工性恶化，同时焊接性也恶化。为此，C在0.01(不含)-0.3％的范围是理想的。更理想在0.05-0.2％的范围。
Si：2.0％以下
Si作为固溶强化成分。一边改善强度-延伸率平衡，一边对强度提高有效。另外，抑制铁素体生长，获得具有希望的第二相体积率的组织上是有效的，过多添加使塑性与表面性恶化。为此，希望Si为2.0％以下。还有，较好为0.01-1.0％，更好为0.03-1.0％。
Mn：3.0％以下
Mn通过降低Ar3相变点的作用使晶粒细化。另外，通过促进第二相马氏体化和残余奥氏体化的作用，具有提高强度-塑性平衡，强度-疲劳强度平衡的作用。再者，Mn具有使有害的固溶S成为MnS的无害化作用。但是，过量添加使钢硬化，反而强度-塑性平衡恶化。这样，希望Mn3.0％以下。更好0.05％以上，最好0.5-2.0％。
P：0.5％以下
P作为强化成分是有用的，可按希望的钢板强度来添加，过多添加晶界偏析成为脆化的原因。为此，希望P为0.5％以下，更好为0.001-0.2％。
Ti：0.03-0.3％
Ti以TiC存在，使在热轧加热阶段初期奥氏体晶粒细化，由于此后热轧过程中引起动态再结晶是有效的。为发挥这种作用，至少含0.03％以上是必需的。含量超过0.3％，效果饱和，不能期待与含量相称的效果。为此，希望Ti在0.03-0.3％的范围，更好为0.05-0.20％。
选自Nb：0.3％以下，V：0.3％以下的一种或二种
Nb、V都形成碳氮化物，具有使热轧加热阶段初期奥氏体晶粒细化作用，如果需要，与Ti重叠含有，而且对动态再结晶的发生有效地作用。可是，超过0.3％过量地含有效果饱和，不能期待与含量相称的效果。为此，希望Nb、V在0.3％以下，希望添加Nb、V0.001％以上。
选自Cu：1.0％以下、Mo：1.0％以下，Ni：1.0％以下，Cr：1.0％以下的一种或二种以上。
Cu、Mo、Ni、Cr均为强化成分，如果需要，可以含有，过量的含有反而使强度-塑性平衡恶化。为此，希望Cu、Mo、Ni、Cr均为1.0％以下。还有，为了充分发挥上述作用效果，至少含有0.01％以上是理想的。
Ca、REM、B中的一种或二种以上，合计0.005％以下。
Ca、REM、B都具有通过控制硫化物的形状和提高晶界强度改善加工性的效果，如果需要，可以含有。可是，由于过多地含有担心对纯净度和再结晶性有恶劣影响，希望合计0.005％以下。
在本发明的热轧钢板中，除上述组成以外，由余量Fe和不可避免的杂质构成。
还有，如脱氧等需要也可添加Al。添加量0.2％以下为好，更好为0.05％以下。
然后，说明本发明热轧钢板的制造方法。
将按上述成分组成范围调整的钢水连续铸造或铸锭-初轧成轧坯，对该轧坯施行热轧成热轧钢板。
热轧对于轧坯，一旦冷却后进行再加热轧制，也可直接轧制和热装轧制。另外，如薄板坯连铸法那样，也可将连铸的板坯直接热轧。在再加热的场合，为了使初期奥氏体晶粒细化，希望在1150℃以下加热。另外，在直接轧制的场合，冷却到1150℃以下后开始轧制，由于促进动态再结晶是理想的。还有，为使终轧温度在奥氏体区域，再加热温度或直接轧制开始温度在800℃以上是理想的。
在对上述温度的轧坯施行热轧时，在本发明中，在动态再结晶温度的低温区域至少进行3道次以上的重复轧制是理想的。由于在动态再结晶温度低温区域进行重复轧制，奥氏体晶粒被细化。由于发生动态再结晶的次数越多，奥氏体晶粒细化越进行，至少3道次以上，而且连续的3道次以上轧制是理想的。如3道次不到，奥氏体晶粒细化程度小，难以达到平均铁素体晶粒直径不到4μm。还有，如过分增加道次数，细化过度进行，为了使晶粒直径不到2μm有可能性，理想的道次数为3-4道次。
另外，在动态再结晶温度低温区域的压下率，如在动态再结晶产生的范围没有特别的限定，除去在动态再结晶温度低温区域的终轧道次，每道次为4-20％是理想的。如每道次压下率不到4％，不产生动态再结晶。另一方面，如每道次压下率超过20％，机械特性的各向异性变高。还有，在动态再结晶温度低温区域的终轧道次，为了谋求第二相的细化，压下率为13-30％是理想的。如压下率不到13％，细化不充分。另一方面，超过30％，不能期望更大的效果，另外，轧机的负荷变大，同时机械特性的各向异性变大。还有，该压下率理想的为20-30％。
本发明中所称动态再结晶温度使用由温度、应变独立控制测定装置(例如，富士电波工机制「加工フォ-マスタ-」)模拟轧制条件得到的应变-应力关系预先测定的值。
具体的说，例如，将某成分的钢加热后，在规定的温度以规定的形变速度施行压缩加工，求出真实的应变-应力曲线。在该真实应变-应力曲线图中表示在某应变量下应力的最大的峰值的场合产生动态再结晶。按照加热温度、加工温度、形变速度种种变化测定，可特别指定在规定热轧条件下产生动态再结晶的温度区域。在测定时，加热温度实行预定的板坯加热温度(例如1000℃左右)，可在800℃-1100℃程度的范围内的各温度下按照轧制条件以0.01/s-10/s程度的变形速度进行5％-70％程度的压缩。
动态再结晶温度可按钢组成、加热温度、压下率、轧制分配等变化，在动态再结晶温度区域存在的场合，有启发报道在800-1100℃的温度范围内，通常以250-100℃的幅度存在。但是，在添加Ti的钢中动态再结晶温度区域从前几乎不知道。还有，动态再结晶温度区域的温度幅度，每道次的压下率越高，或者加热温度越低，越扩大。还有，由于动态再结晶区域的轧制多多少少有助于晶粒细化，因此对动态再结晶温度高温区域的轧制没有限制。可是，从组织细化观点看，在动态再结晶温度区域的低温度区域的轧制γ→α相变的相变点显著增加，是有利的。
因而，在本发明中，在动态再结晶温度区域轧制时，特别是在动态再结晶温度低温区域，轧制条件按上述规定。即，在促进奥氏体晶粒细化方面，从(动态再结晶下限温度)+80℃，理想的是(动态再结晶下限温度)+60℃，到动态再结晶下限温度的温度范围加上上述3道次以上的轧制是理想的。
为了确保在动态再结晶温度低温区域的轧制次数，应抑制轧制中的被轧材的温度降低，在轧机机架之间设置加热手段，加热被轧材或轧辊是理想的。还有，轧机也安在轧机机架之间。加热手段特别设置在温度显著降低的位置是有效的。图1示出加热手段的一个例子。图1(a)所示的加热手段是高频加热装置。由于对被轧材附加交变磁场，产生感应电流加热被轧材。另外，可取代高频加热装置，如图1(b)所示，也可使用电热器加热轧辊。另外也可直接通电来加热。
还有，在热轧时，可一边施行润滑一边进行轧制，这不用说。由于采用润滑轧制，具有热轧时对轧辊的负荷减轻等优点。此场合，润滑轧制在全机架没有必要施施。
在本发明中，在动态再结晶温度低温区域的轧制以外的轧制条件没有特别地限定，终轧温度在Ar3相变点以上。如终轧温度不到Ar3相变点，钢板的塑性、韧性恶化，由于机械特性的各向异性变大。
以上述条件热轧成的热轧钢板中，此时的奥氏体晶粒大致为等轴晶，如热轧结束后直接进行冷却，γ→α相变的相变核多，抑制铁素体晶粒生长，使组织细化。为此，轧制结束后2秒钟以内，更好1秒钟以内开始冷却是理想的。如轧制结束后超过2秒开始冷却，晶粒生长变显著。
另外，冷却速度在30℃/秒以上是理想的。如冷却速度不到30℃/秒，发生铁素体晶粒生长，不能达到细化，难以使第二相细化且呈岛状分布。
以30℃/秒以上的冷却速度，理想的冷却到350-600℃的温度区域的热轧钢板直接卷取成卷是适合的。卷取温度和卷取后的冷却速度没有特别限定，按照这样制造的钢板适当确定。可是，如卷取温度高，第二相为珠光体主体组织，铁素体晶粒的生长易于发生。另一方面，如卷取温度过低，第二相为马氏体主体组织，成为扩孔性降低的主要原因。这样，卷取温度在350-600℃的范围内是希望的。实施例
将具有表1所示组成的钢水以连铸法制成板坯(轧坯)。将这些板坯以表2所示的各种条件进行加热、热轧、轧后冷却制成热轧钢板(板厚1.8-3.5mm)。还有，钢板No.3施行润滑轧制。另外，钢板No.9是在轧制途中一度空冷到600℃，接着再加热到850℃后施行轧制，利用逆相变使组织细化的方法的过去例子。另外，钢板No.21在奥氏体非再结晶区域施行加强压下的控制轧制。
接着对这些钢板进行组织、机械特性调查，结果示于表3。
用光学显微镜或电子显微镜观察钢板轧制方向断面组织，测定铁素体体积率、晶粒直径和第二相的晶粒直径，第二相晶粒的长宽比和第二相晶粒的分布状态。另外，测定最邻近第二相晶粒之间的间隔，求出其间隔为第二相晶粒直径以上的比例，得到第二相的分布状态。
上述各组织状态的调查以光学显微镜观察结果为基础，按照已述的适合条件实行。用2值法图像处理，由测定的横切铁素体相的长度求出邻近第二相晶粒之间的间隔。还有，用电子显微镜观察确认主相。
另外，关于机械特性，在钢板轧制方向，与轧制方向成直角的方向，与轧制方向成45°的方向，用JIS 5号试片测定拉伸特性(屈服点YS、拉伸强度TS、延伸率El)。从延伸率测定值，以ΔEl＝1/2·(El0+El90)-El45来计算定义各钢板延伸率的各向异性ΔEl。在此，El0表示轧制方向的延伸率值，El90表示与轧制方向成直角的方向的延伸率值，El45表示与轧制方向成45°方向的延伸率值。
另外，用热轧钢板原厚的2mmV形缺口冲击试片，调查延性-脆性转变温度vTrs(℃)。
其结果示于表3。[表1]
  钢No     化学成分(wt％)     Ar3℃     备注
    C   Si     Mn   P   S   Ti   Al 其他
  A   0.11   0.8     1.8   0.011   0.003   0.25   0.020     760    本发明例
  B   0.14   0.5     1.3   0.011   0.003   0.11   0.022 Nb：0.05     780    本发明例
  C   0.08   0.6     2.0   0.010   0.002   0.19   0.021 V：0.04，Mo：0.03     820    本发明例
  D   0.12   0.7     1.0   0.012   0.004   0.15   0.020 Cr：0.04，REM：0.003     780    本发明例
  E   0.16   1.2     1.5   0.010   0.003   0.20   0.022     750    本发明例
  F   0.05   0.3     1.4   0.011   0.003   0.08   0.024 Nb：0.06，B：0.004     830    本发明例
  G   0.19   0.5     2.3   0.010   0.002   0.24   0.023     750    本发明例
  H   0.05   0.3     3.0   0.012   0.003   0.005   0.022     780    比较例
  I   0.19   1.4     3.0   0.012   0.003   0.64   0.022     720    比较例
  J   0.30   2.0     3.5   0.011   0.002   0.12   0.021 Cr：1.51     720    比较例
  K   0.12   0.6     1.4   0.015   0.003   0.25   0.020 Nb：0.08，Ni：0.1，Ca：0.002     790    本发明例
  L   0.10   0.5     1.5   0.009   0.002   0.16   0.035 Cu：0.08     760    本发明例
  M   0.12   0.4     1.3   0.008   0.002   0.16   0.040 B：0.0015     770    本发明例
[表2]
钢板No 钢No 板坯加热温度℃                                                    热轧        冷却条件   卷取温度℃
  动态再结晶温度区域           在动态再结晶低温区域的压下   终轧温度℃ 最终板厚mm   冷却开始时间Sec     冷却速度℃/s
道次数 压下率％ 最终道次压下率％   温度差**ΔTd℃
  1     A   1050   950-1050     4     10-15     25     60     830     2.3     0.3     40   580
  2   1250      -     0       -     -     -     850     2.3     2.3     30   600
  3   1000   850-1000     2     10-15     26     80     820     2.3     0.3     40   500
  4     B   1050   850-1050     4     10-15     24     60     870     2.3     0.3     40   450
  5   1250      -     0       -     -     -     900     2.3     0.1     80   350
  6     C   1150   900-1100     4     10-15     25     60     850     2.3     0.3     40   420
  7     D   1050   850-1000     4     10-15     28     80     870     2.3     0.3     40   400
  8     E   950   850-950     3     10-15     24     60     830     2.3     0.3     40   600
  9   1000   850-1000     *       -     20     60     860     2.3     0.3     40   400
  10     F   1050   900-1050     3     10-15     28     60     820     2.3     0.3     40   540
  11     G   1000   820-1000     4     10-15     24     40     860     2.3     0.3     40   400
  12     H   1050      -     0       -     -     -     820     2.3     0.2     60   400
  13     I   1100   950-1100     4     10-15     20     60     850     2.3     2.5     50   440
  14     J   1000   850-1000     4     10-15     20     80     900     2.3     0.3     40   580
  15     K   1050   830-1040     4     10-15     25     40     830     2.3     0.3     40   540
*)1000℃加热-在800℃压下80％-冷却到600℃-升温到850℃-在850℃压下90％-冷却
**)ΔTd：(在动态再结晶温区域的初轧道次的入口侧温度)-(动态再结晶温度区域的下限温度)[表3]
  钢板No   钢No   板坯加热温度℃                                                热轧        冷却条件   卷取温度℃
动态再结晶温度区域℃     在动态再结晶低温区域的压下 终轧温度   最终板厚mm   冷却开始时间sec     冷却速度℃/s
道次数    压下率％ 最终道次压下率％   温度差**ΔTd℃
  16     L   1050   850-1000     4     5-12     20     60   820   3.5     0.3     40   550
  17     M   1050   850-1000     4     12-18     30     60   830   1.8     0.3     40   550
  18     A   1050   950-1050     4     10-15     10     60   850   2.3     0.5     30   500
  19   1050   950-1050     10     8-12     22     80   800   2.0     0.2     50   350
  20   1050   950-1050     4     25-30     30     60   830   2.0     0.5     40   400
  21     B   1250      -     0      -     -     -   900   2.0     0.8     10   470
*)1000℃加热-在800℃压下80％-冷却到600℃-升温到850℃-在850℃压下90％-冷却
**)ΔTd：(在动态再结晶温区域的初轧道次的入口侧温度)-(动态再结晶温度区域的下限温度)[表4]
  钢板No                         钢板组织     拉伸特性   韧性   备注
      铁素体                      第二相晶粒 屈服点YSMPa     抗拉强度TSMPa 延伸率El％ 屈服比YR％ TS×ElMPa％   各向异性ΔEl   冲击值转变温度VTrs℃
平均晶粒直径μm 体积率％   种类   平均晶粒直径μm 长宽比 最邻近间隔为晶粒直径以上的比例％*
  1   3.5   85  P+B   6.5  1.8     85   452   556     39.7     79.5     22073     -4.2   ＜-140   本发明
  2   7.5   85  P+B   9.8  1.8     80   420   520     31.5     80.8     16380     -6.5     -70   比较例
  3   4.6   80  B   12.3  3.5     80   505   650     21.0     77.7     13650     -12.5     -40   比较例
  4   2.5   85  M+γ   5.5  1.7     88   541   675     32.5     80.1     21938     -4.1   ＜-140   本发明例
  5   3.8   80  B+M   7.7  1.9     25   545   680     28.3     80.1     19244     -7.7     -90   比较例
  6   2.3   80  M+B+γ   5.2  1.7     89   431   535     39.5     80.6     21133     -3.8   ＜-140   本发明例
  7   2.2   80  B+M   5.1  1.9     94   485   584     36.8     83.0     21491     -4.6   ＜-140   本发明例
  8   3.2   75  P   6.5  1.5     85   489   640     34.8     76.4     22272     -4.0   ＜-140   本发明例
  9   3.5   75  M   7.2  5.5     40   547   640     27.0     85.5     17280     -11.2     -90   从来例
  10   2.5   80  P+B   6.4  1.8     85   503   600     35.7     76.2     21420     -4.3   ＜-140   本发明例
  11   2.1   85  M+γ   4.5  1.8     80   629   763     28.3     82.4     21593     -3.7   ＜-140   本发明例
  12   7.8   80  P+B   12.3  4.8     25   328   430     30.4     76.3     13072     -8.5     -70   比较例
  13   3.0   70  M+B+γ   8.6  1.8     75   596   665     25.4     89.6     16891     -6.6     -90   比较例
  14   3.2   75  B   8.7  1.6     70   645   725     22.5     89.0     16313     -9.3     -90   比较例
  15   3.4   85  P+B   6.4  1.7     80   491   655     32.8     75.0     21484     -3.5   ＜-140   本发明例
*)最邻近第二相晶粒间隔为第二相晶粒平均直径以上的比例[表5]
  钢板No                                钢板组织     拉伸特性   韧性   备注
       铁素体                   第二相晶粒 屈服点YSMPa  抗拉强TSMPa 延伸率El％ 屈服比YR％ TS×ElMPa％   各向异性ΔEl   冲击值转变温度VTrs℃
平均晶粒直径μm  体积率％   种类   平均晶粒直径μm 长宽比 最邻近间隔为晶粒直径以上的比例％*
  16   2.6  85   M     5.8   1.6     85     521     687     32.8     75.8     22534     -4.0   ＜-140 本发明例
  17   3.2  85   P+B     5.8   1.6     85     489     650     35.1     75.2     22815     -4.0   ＜-140 本发明例
  18   3.8  80   P+B     8.8   1.8     75     455     570     35.6     79.8     20292     -6.6     -90 比较例
  19   1.6  80   B     3.8   1.8     90     670     720     31.8     93.1     22895     -4.1   ＜-140 比较例
  20   3.5  80   P+B     7.2   3.3     70     460     575     35.5     80.0     20412     -6.8     -90 比较例
  21   3.0  80   B+M     7.7   5.8     25     555     670     27.9     82.8     18693     -10.6     -70 比较例
本发明例的钢板均是铁素体平均晶粒直径在2μm以上，4μm不到，且第二相晶粒的平均晶粒直径在8μm以下，长宽比2.0以下，且最邻近第二相晶粒间隔为第二相晶粒平均晶粒直径以上的比例为80％以上，具有28％以上的延伸率值和400MPa以上的屈服点，TS×El在20000MPa·％以上，而且延伸率的各向异性绝对值小于5％(不含)，加工性优越的热轧钢板。
与此相反，板坯加热温度高，不发生动态再结晶，铁素体平均晶粒直径变大，偏离本发明范围的钢板No.2，TS×El值低，各向异性变大。另外，偏离本发明范围的钢板No.3，动态再结晶区域轧制道次数少，第二相晶粒粗大化，长宽比大于3.5，延伸率的各向异性变大。轧制结束后仅直接进行冷却的方法来晶粒细化的钢板No.5和按非再结晶区域强压下的钢板No.21，第二相晶粒带状分布，且第二相晶粒的长宽比变大，TS×El值低，各向异性变大。另外，利用逆相变的钢板No.9，第二相晶粒带状分布，且第二相晶粒的长宽比变大，TS×El值低，各向异性也变大。另外，组成范围偏离本发明范围的钢板No.12不发生动态再结晶，第二相晶粒的直径，长宽比变大。Ti或Mn含量偏离本发明范围的钢板No.13、No.14材质显著恶化。这些比较例的钢板塑性-脆性转变温度都高，韧性恶化。另外，在动态再结晶温度低温区域轧制，压下全超过20％的钢板No.20，第二相长宽比变大，在动态再结晶温度低温区域最终道次不足13％的钢板No.18，第二相没有细化。这些钢板延伸率各向异性都变大。还有在动态再结晶温度低温区域施行许多道次轧制的钢板No.19，晶粒直径不到2.0μm，材质全面优良，YS和YR高。
按照本发明，具有超细晶粒，具备良好的机械特性，且机械特性的各向异性小，加工性优越的热轧钢板可以通常的轧制设备容易的制造，在工业上具有特别的效果。

Claims (16)

1、一种具有超细晶粒的加工用热轧钢板，其特征在于是以铁素体为主相，具有主相和第二相所构成组织的热轧钢板，上述铁素体的平均晶粒直径为2μm以上，4μm不到，上述第二相的平均晶粒直径为8μm以下，且最邻近的第二相晶粒之间的间隔为该第二相晶粒直径以上的比例为80％以上。
2、权利要求1记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板，其特征在于上述第二相的长宽比为2.0以下。
3、权利要求1或2记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板，其特征在于上述第二相选自珠光体、贝氏体、马氏体、残余奥氏体的一种或二种以上。
4、权利要求1-3任一项记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板，其特征在于上述热轧钢板(重量％)含有C：0.01(不含)-0.3％，Si：2.0％以下，
    Mn：3.0％以下，    P：0.5％以下，
    Ti：0.03-0.3％，   余量Fe和不可避免的杂质。
5、权利要求1-3任一项记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板，其特征在于上述热轧钢板(重量％)含有C：0.01(不含)-0.3％，
    Si：2.0％以下，    Mn：3.0％以下，
    P：0.5％以下，     Ti：0.03-0.3％，还含有选自下述A组、B组、C组中至少一组的一种以上，
    A组：Nb：0.3％以下、V：0.3％以下；
    B组：Cu：1.0％以下，Mo：1.0％以下，Ni：1.0％以下，Cr：1.0％以下；
    C组：Ca、REM、B中的一种以上：合计0.005％以下，
    余量Fe和不可避免的杂质。
6、权利要求1-5任一项记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板，其特征在于在上述组成中含有增加的Al：0.2％以下。
7、一种具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于将含有(重量％)C：0.01(不含)-0.3％，Ti：0.03-0.3％的钢水浇注，冷却到1150℃以下后或者在1150℃以下再加热后开始热轧，而且在上述热轧中，在奥氏体的动态再结晶温度的低温侧区域施行至少三道次以上的轻轧，而且在轧制结束后2秒钟以内施行冷却速度30℃/s以上的冷却，在350-550℃卷取。
8、权利要求7记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于在上述动态再结晶温度的低温侧区域的上述轻轧，如该轻轧最终道次压下率为13-30％，则其他道次压下率为20％以下。
9、权利要求7或8记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于在上述动态再结晶温度的低温侧区域的上述轻轧由3道次或4道次构成。
10、权利要求7-9任一项记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述动态再结晶温度的低温侧区域为预先求出动态再结晶下限温度和该下限温度+80℃之间的区域。
11、权利要求7-9任一项记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述动态再结晶温度的低温侧区域为预先求出动态再结晶下限温度和该下限温度+60℃之间的区域。
12、权利要求7-11任一项记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于上述热轧钢板(重量％)含有
    C：0.01(不含)-0.3％，    Si：2.0％以下，
    Mn：3.0％以下，          P：0.5％以下，
    Ti：0.03-0.3％，         余量Fe和不可避免的杂质。
13、权利要求7-11任一项记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于上述热轧钢板(重量％)含有
    C：0.01(不含)-0.3％，    Si：2.0％以下，
    Mn：3.0％以下，          P：0.5％以下，
    Ti：0.03-0.3％，还含有选自下述A组、B组、C组中至少一组的一种以上，
    A组：Nb：0.3％以下，    V：0.3％以下；
    B组：Cu：1.0％以下，    Mo：1.0％以下，Ni：1.0％以下，Cr：1.0％以下；
    C组：Ca、REM、B中的一种以上，合计0.005％以下，
余量Fe和不可避免的杂质。
14、权利要求7-13任一项记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于在上述动态再结晶温度的低温侧区域进行上述轻轧时，在轧机机架和轧机机架之间加热被轧钢材。
15、权利要求7-13任一项记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于在上述动态再结晶温度的低温侧区域进行上述轻轧时，加热轧辊。
16、权利要求7-15任一项记载的具有超细晶粒的加工用热轧钢板的制造方法，其特征在于上述热轧时施行润滑轧制。
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