熱軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明涉及一種熱軋鋼板，其中，｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞方位群的平均極密度為1.0～5.0，而且｛332｝＜113＞的結(jié)晶方位的極密度為1.0～4.0；金屬組織以面積率計，合計含有30%～99%的鐵素體和貝氏體，并含有1%～70%的馬氏體；當(dāng)將以單位面積%計的所述馬氏體的面積率設(shè)定為fM、將以μm為單位的所述馬氏體的平均尺寸設(shè)定為dia、將以μm為單位的所述馬氏體間的平均距離設(shè)定為dis、將以MPa為單位的所述鋼板的抗拉強度設(shè)定為TS時，滿足下述式1以及式2。dia≤13μm?（式1），TS/fM×dis/dia≥500?（式2）。
【專利說明】熱軋鋼板及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及有助于鼓凸成形性和拉深加工性等的均勻變形能力、以及有助于彎曲性、拉伸凸緣性和擴孔彎邊加工性等的局部變形能力兩者均優(yōu)良的高強度熱軋鋼板及其制造方法。特別地，本發(fā)明涉及一種具有DP (Dual Phase)組織的鋼板。
[0002]本申請基于2011年5月25日提出的日本專利申請?zhí)卦?011-117432號并主張其優(yōu)先權(quán)，這里引用其內(nèi)容。
【背景技術(shù)】
[0003]為了抑制源于汽車的二氧化碳氣體的排出量，由高強度鋼板的使用導(dǎo)致的汽車車體的輕量化正在進行。另外，從確保乘客安全性的角度考慮，汽車車體除軟鋼板以外，也已經(jīng)大量使用高強度鋼板了。但是，今后為了進一步推進汽車車體的輕量化，必須將高強度鋼板的使用強度提高到以前以上的水平。另外，例如為了將高強度鋼板用于汽車車體的行走部件，除必須改善均勻變形能力以外，也必須改善有助于擴孔彎邊加工性等的局部變形能力。
[0004]然而，一般地說，如果提高鋼板的強度，則成形性(變形能力)降低。例如，在非專利文獻I中，公開了因提高鋼板強度而使對拉深加工和鼓凸成形重要的均勻拉伸率降低的技術(shù)內(nèi)容。
[0005]與此相對照，在非專利文獻2中，公開了通過使鋼板的金屬組織復(fù)合化、從而在同一強度下也使均勻拉伸率得以確保的方法。
[0006]另一方面，在非專利文獻3中，公開了通過夾雜物的控制和使其組織單一化、進而降低組織間的硬度差而使以彎曲`性、擴孔性以及擴孔彎邊加工性為代表的局部延展性得以改善的金屬組織控制法。金屬組織控制法是通過組織控制而使鋼板成為單一組織，從而改善有助于擴孔性等的局部變形能力。但是，為了成為單一組織，正如非專利文獻4所記載的那樣，從奧氏體單相開始的熱處理成為制法的根本。
[0007]另外，在非專利文獻4中，公開了一種如下的技術(shù):通過熱軋后的冷卻控制而進行金屬組織控制，由此獲得析出物和相變組織的優(yōu)選形態(tài)、以及鐵素體和貝氏體的適當(dāng)分數(shù)，從而使鋼板的強度和延展性得以兼顧。但是，上述的無論哪一種技術(shù)都是依賴組織控制的局部變形能力的改善方法，對基底的組織形成產(chǎn)生很大的影響。
[0008]對于連續(xù)熱軋時，通過增加壓下量，使晶粒微細化而改善鋼板材質(zhì)的方法，也存在現(xiàn)有技術(shù)。例如，在非專利文獻5中，公開了一種如下的技術(shù):在奧氏體區(qū)域內(nèi)的盡可能低溫區(qū)域進行大壓下，使其從未再結(jié)晶奧氏體向鐵素體相變，由此使產(chǎn)品的主相即鐵素體的晶粒微細化，從而提高鋼板的強度和實現(xiàn)強韌化。但是，在非專利文獻5中，對于本發(fā)明所要解決的用于改善局部變形能力的手段，一點也沒有考慮。
[0009]現(xiàn)有技術(shù)文獻
[0010]非專利文獻
[0011]非專利文獻1:岸田，“新日鉄技報” (1999) N0.371, p.13[0012]非專利文獻2:0.Matsumura et al, Trans.1SIJ (1987) vol.27, p.570
[0013]非專利文獻3:加藤等，“製鉄研究”(1984) vol.312，p.41
[0014]非專利文獻4:K.Sugimoto et al, (2000) Vol.40，p.920
[0015]非專利文獻5:中山製鋼所NFG製品紹介(中山煉鋼所NFG產(chǎn)品介紹)

【發(fā)明內(nèi)容】

[0016]發(fā)明所要解決的課題
[0017]如上所述，實際情況是高強度、且同時滿足均勻變形能力以及局部變形能力兩者的特性的技術(shù)還沒有看到。例如，為了改善高強度鋼板的局部變形能力，需要進行包括夾雜物的組織控制。但是，該改善由于取決于組織控制，因而需要控制析出物、鐵素體以及貝氏體等組織的分數(shù)和形態(tài)，從而基底的金屬組織受到限制。由于基底金屬組織受到限制，因而除局部變形能力以外，難以同時提高強度和局部變形能力。
[0018]本發(fā)明的目的在于:不僅進行基底組織的控制，而且進行織構(gòu)的控制，進而控制晶粒的尺寸和形態(tài)，從而提供強度高、均勻變形能力和局部變形能力優(yōu)良、而且成形性方位依存性(各向異性)少的熱軋鋼板及其制造方法。此外，在本發(fā)明中，所謂強度，主要是指抗拉強度，另外，所謂高強度，是指抗拉強度在440MPa以上。另外，在本發(fā)明中，所謂強度高、且均勻變形能力和局部變形能力優(yōu)良，是指使用抗拉強度(TS)、均勻拉伸率(u-EL)、擴孔率(λ )以及板厚d和C方向彎曲最小半徑RmC之比即d/RmC的特性值，同時滿足TS≤440(單位:MPa)、TSXu-EL ≤7000 (單位:MPa.%)、TSX λ ≤ 30000 (單位:MPa.%)、而且 d/RmC ^ I (沒有單位)的所有條件的情況。
[0019]用于解決課題的手段
[0020]根據(jù)以前的見解，如前所述，有助于擴孔性和彎曲性等的局部變形能力的改善通過夾雜物控制、析出物微細化、組織均質(zhì)化、單一組織化以及降低組織間的硬度差等來進行。但是，單憑這些技術(shù)，不得不限定主要的組織構(gòu)成。再者，在為了高強度化而添加大大有助于強度上升的具有代表性的元素即Nb或Ti等的情況下，令人擔(dān)心的是各向異性變得極大。因此，不得不犧牲其它成形性因子，或者限定成形前的坯料排樣的方向，從而用途受到限制。另一方面，均勻變形能力可以通過使馬氏體等硬質(zhì)組織分散于金屬組織中而得以改善。
[0021]本發(fā)明人為了高強度、和提高有助于鼓凸成形性等的均勻變形能力、以及有助于擴孔性和彎曲性等的局部變形能力這兩者，最近除了著眼于鋼板的金屬組織的分數(shù)和形態(tài)的控制以外、還著眼于鋼板的織構(gòu)的影響，詳細調(diào)查研究了其作用效果。其結(jié)果表明:通過控制鋼板的化學(xué)組成、金屬組織、特定的結(jié)晶方位群的用各方位的極密度表示的織構(gòu)，可以確保高強度，而且軋制方向、與軋制方向成90°角的方向(C方向)、與軋制方向成30°角的方向、或者與軋制方向成60 °角的方向的蘭克福特值(r值)取得平衡而使局部變形能力飛躍般提高，同時通過分散馬氏體等硬質(zhì)組織也可以確保均勻變形能力。
[0022]本發(fā)明的要旨如下所述。
[0023](I)本發(fā)明的一實施方式涉及一種熱軋鋼板，其中，鋼板的化學(xué)組成以質(zhì)量％計，含有 C:0.01% ~0.4%、Si:0.001% ~2.5%, Mn:0.001% ~4.0%、Al:0.001% ~2.0%,并將 P限制在0.15%以下、將S限制在0.03%以下、將N限制在0.01%以下、將O限制在0.01%以下，剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)；在距所述鋼板的表面5/8~3/8的板厚范圍即板厚中央部，{100} < 011 >、{116} < 110 >、{114} < 110 >、{112} < 110 >、{223} < 110>的各結(jié)晶方位的極密度的以算術(shù)平均表示的極密度即{100} < 011 >~{223}< 110 >方位群的平均極密度為1.0~5.0，而且{332 }< 113 >的結(jié)晶方位的極密度為1.0~4.0 ;在所述鋼板的金屬組織中存在多個晶粒，該金屬組織以面積率計，合計含有30%~99%的鐵素體和貝氏體，并含有1%~70%的馬氏體；當(dāng)將以單位面積％計的所述馬氏體的面積率設(shè)定為fM、將以ym為單位的所述馬氏體的平均尺寸設(shè)定為dia、將以ym為單位的所述馬氏體間的平均距離設(shè)定為dis、將以MPa為單位的所述鋼板的抗拉強度設(shè)定為TS時，滿足下述式I以及式2。
[0024]dia ≤ 13 μ m(式 I)
[0025]TS/fMXdis/dia ≥ 500 (式 2)
[0026](2)根據(jù)上述(I)所述的熱軋鋼板，其中，所述鋼板的化學(xué)組成以質(zhì)量％計，也可以進一步含有 Mo:0.001% ~1.0%、Cr:0.001% ~2.0%、Ni:0.001% ~2.0%、Cu:0.001% ~2.0%、B:0.0001% ~0.005%、Nb:0.001% ~0.2%、Ti:0.001% ~0.2%、V:0.001% ~L 0%、W:0.001% ~1.0%, Ca:0.0001% ~0.01%,Mg:0.0001% ~0.01%、Zr:0.0001% ~0.2%, RareEarth MetalCREM:稀土金屬):0.0001% ~0.l%、As:0.0001% ~0.5%、Co:0.0001% ~1.0%、Sn:0.0001% ~0.2%、Pb:0.0001% ~0.2%、Y:0.0001% ~0.2%,Hf:0.0001% ~0.2% 之中的I種以上。
[0027](3)根據(jù)上述(I)或(2)所述的熱軋鋼板，其中，所述晶粒的體積平均直徑也可以力 5 μ m ~30 μ m。
[0028](4)根據(jù)上述(I)或(2)所述的熱軋鋼板，其中，所述{100}< Oil >~{223}< 110>方位群的平均極密度也可以為1.0~4.0，所述{332}< 113 >的結(jié)晶方位的極密度也可以為1.0~3.0。
[0029](5)根據(jù)上述(I)~(4)中任一項所述的熱軋鋼板，其中，當(dāng)將所述馬氏體的長軸設(shè)定為La、以及將所述馬氏體的短軸設(shè)定為Lb時，滿足下述式3的所述馬氏體的面積率相對于所述馬氏體面積率fM也可以為50%~100%。
[0030]La/Lb ≤ 5.0 (式 3)
[0031](6)根據(jù)上述(I)~(5)中任一項所述的熱軋鋼板，其中，所述金屬組織以面積率計，也可以含有30%~99%的所述鐵素體。
[0032](7)根據(jù)上述(I)~(6)中任一項所述的熱軋鋼板，其中，所述金屬組織以面積率計，也可以含有5%~80%的所述貝氏體。
[0033](8)根據(jù)上述(I)~(7)中任一項所述的熱軋鋼板，其中，所述馬氏體也可以含有回火馬氏體。
[0034](9)根據(jù)上述(I)~(8)中任一項所述的熱軋鋼板，其中，在所述鋼板的所述金屬組織中的所述晶粒中，粒徑超過35 μ m的粗大晶粒的面積率也可以為0%~10%。
[0035](10)根據(jù)上述(I)~(9)中任一項所述的熱軋鋼板，其中，所述鐵素體的硬度H也可以滿足下述式4。
[0036]H < 200 + 30 X [Si] + 21X [Mn] + 270 X [P] + 78X [Nb]1/2 + 108 X [Ti]1/2(式4)[0037](11)根據(jù)上述(I)~(10)中任一項所述的熱軋鋼板，其中，對于作為主相的所述鐵素體或者所述貝氏體，在就100個以上的點進行硬度測定的情況下，所述硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差除以所述硬度的平均值所得到的值也可以為0.2以下。
[0038](12)本發(fā)明的一實施方式涉及一種熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，包括以下工序:對具有以下化學(xué)組成的鋼在1000°c~1200°C的溫度范圍，進行包括至少I次以上的壓下率為40%以上的道次的第I熱軋，從而將所述鋼的平均奧氏體粒徑設(shè)定為200μπι以下，其中，所述化學(xué)組成的鋼以質(zhì)量％計，含有C:0.01%~0.4%、S1:0.001%~2.5%、Mn:0.001%~4.0%、Al:0.001%~2.0%,并將P限制在0.15%以下、將S限制在0.03%以下、將N限制在0.01%以下、將O限制在0.01%以下，剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)；對所述鋼進行第2熱軋，在將以。C為單位的由下述式5算出的溫度設(shè)定為Tl、將以。C為單位的由下述式6算出的鐵素體相變溫度設(shè)定為Ar3的情況下，所述第2熱軋在Tl + 30°C~Tl +200°C的溫度范圍包含壓下率為30%以上的大壓下道次，在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍的累計壓下率為50%以上，在Ar3°C以上且低于Tl + 30°C的溫度范圍的累計壓下率被限制在30%以下，軋制結(jié)束溫度在Ar3以上；對所述鋼進行一次冷卻，在所述一次冷卻中，在將以秒為單位的從所述大壓下道次中的最終道次的結(jié)束至冷卻開始的等待時間設(shè)定為t時，該等待時間t滿足下述式7，平均冷卻速度為50°C /秒以上，冷卻開始時的鋼溫度和冷卻結(jié)束時的鋼溫度之差即冷卻溫度變化為40°C~140°C，所述冷卻結(jié)束時的鋼溫度為Tl +IOO0C以下；在所述第2熱軋結(jié)束后，以15°C /秒~300°C /秒的平均冷卻速度對所述鋼進行二次冷卻，直至600°C~800°C的溫度范圍；在6001:~800°C的溫度范圍內(nèi)保持所述鋼I秒~15秒；在所述保持后，以50°C /秒~300°C /秒的平均冷卻速度對所述鋼進行三次冷卻，直至室溫~350°C的溫度范圍；在室溫~350°C的溫度范圍對所述鋼進行卷取。
[0039]Tl = 850 + IOX ( [C] + [N] ) X [Mn] (式 5)
[0040]在此，[C]、[N]以及[Mn]分別為C、N以及Mn的質(zhì)量百分數(shù)。
[0041]Ar3 = 879.4 - 516.1 X [C] - 65.7 X [Mn] + 38.0X [Si] + 274.7 X [P](式 6)
[0042]此外，在該式6中，[C]、[Mn]、[Si]以及[P]分別為C、Mn、Si以及P的質(zhì)量百分數(shù)。
[0043]t ≤ 2.5Xtl (式 7)
[0044]在此，tl用下述式8表示。
[0045]tl = 0.0OlX ((Tf - Tl) XP1/100)2 - 0.109X ((Tf - Tl) XP1/100) + 3.1(式8)
[0046]在此，Tf為所述最終道次結(jié)束時的所述鋼的攝氏溫度，Pl為所述最終道次的壓下率的百分數(shù)。
[0047](13)根據(jù)上述(12)所述的熱軋鋼板的制造方法，其中，作為所述化學(xué)組成，所述鋼以質(zhì)量 % 計，進一步含有 Mo:0.001% ~1.0%、Cr:0.001% ~2.0%、Ni:0.001% ~2.0%、Cu:
0.001% ~2.0%、B:0.0001% ~0.005%,Nb:0.001% ~0.2%,Ti:0.001% ~0.2%、V:0.001% ~
1.0%、W:0.001% ~1.0%、Ca:0.0001% ~0.01%、Mg:0.0001% ~0.01%、Zr:0.0001% ~0.2%, Rare Earth Metal:0.0001% ~0.l%、As:0.0001% ~0.5%、Co:0.0001% ~1.0%、Sn:0.0001% ~0.2%、Pb:0.0001% ~0.2%、Y:0.0001% ~0.2%、Hf:0.0001% ~0.2% 之中的 I種以上，也可以將由下述式9算出的溫度作為所述Tl以代替由所述式5算出的溫度。[0048]Tl = 850 + IOX ([C] + [N] )X [Mn] + 350 X [Nb] + 250 X [Ti] + 40 X [B] +IOX [Cr] + IOOX [Mo] + 100X [V] (式 9)
[0049]在此，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]以及[V]分別為C、N、Mn、Nb、T1、B、Cr、Mo以及V的質(zhì)量百分數(shù)。
[0050](14)根據(jù)上述(12)或(13)所述的熱軋鋼板的制造方法，其中，所述等待時間t也可以進一步滿足下述式10。
[0051]O ≤ t < tl (式 10)
[0052](15)根據(jù)上述(12)或(13)所述的熱軋鋼板的制造方法，其中，所述等待時間t也可以進一步滿足下述式11。
[0053]tl ≤ t ≤ tlX2.5 (式 11)。
[0054](16)根據(jù)上述(12)~(15)中任一項所述的熱軋鋼板的制造方法，其中，在所述第I熱軋中，也可以將壓下率為40%以上的壓下進行至少2次以上，從而將所述平均奧氏體粒徑設(shè)定為100 μ m以下。
[0055](17)根據(jù)上述(12)~(16)中任一項所述的熱軋鋼板的制造方法，其中，也可以在所述第2熱軋結(jié)束后，在3秒以內(nèi)開始所述二次冷卻。
[0056](18)根據(jù)上述(12)~(17)中任一項所述的熱軋鋼板的制造方法，其中，也可以在所述第2熱軋中，將各道次間的所述鋼的溫度上升設(shè)定為18°C以下。
[0057](19)根據(jù)上述(12)~(18)中任一項所述的熱軋鋼板的制造方法，其中，在Tl +30°C~Tl + 200°C的溫度范圍的軋制的最終道次也可以為所述大壓下道次。
[0058](20)根據(jù)上述(12)~(19)中任一項所述的熱軋鋼板的制造方法，其中，所述保持也可以在600°C~680°C的溫度范圍內(nèi)保持3秒~15秒。
[0059](21)根據(jù)上述(12)~(20)中任一項所述的熱軋鋼板的制造方法，其中，也可以在軋制機架間進行所述一次冷卻。
[0060]發(fā)明的效果
[0061]根據(jù)本發(fā)明的上述實施方式，即使在添加Nb或Ti元素等的情況下，也可以得到對各向異性的影響較小、高強度、而且局部變形能力和均勻變形能力優(yōu)良的熱軋鋼板。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0062]圖1表示了 {100} < 011 >~{223} < 110 >方位群的平均極密度Dl與d/RmC(板厚d/最小彎曲半徑RmC)之間的關(guān)系。
[0063]圖2表示了 {332} < 113 >方位的極密度D2與d/RmC之間的關(guān)系。
【具體實施方式】
[0064]下面就本發(fā)明的一實施方式的熱軋鋼板進行詳細的說明。首先，就熱軋鋼板的結(jié)晶方位的極密度進行敘述。
[0065]結(jié)晶方位的平均極密度Dl:1.0~5.0
[0066]結(jié)晶方位的極密度D2:1.0~4.0
[0067]在本實施方式的熱軋鋼板中，作為2種結(jié)晶方位的極密度，對于5/8~3/8的板厚范圍(在鋼板的板厚方向(深度方向)距鋼板表面的距離為板厚的5/8~3/8的范圍)即板厚中央部的與軋制方向平行的(以板厚方向為法線)板厚斷面，控制{100} < 011 >~{223}
<110 >方位群的平均極密度Dl (以下有時省略為平均極密度)、和{332}< 113 >的結(jié)晶方位的極密度D2。
[0068]在本實施方式中，平均極密度Dl是特別重要的織構(gòu)(金屬組織中的晶粒的結(jié)晶方位)的特征(方位集成度、織構(gòu)的發(fā)達度)。此外，平均極密度Dl是{100} <011 >,{116}
<110 >、{114}< 110 >、{112}< 110 >、{223}< 110 >的各結(jié)晶方位的極密度的以算術(shù)平均表示的極密度。
[0069]對于5/8~3/8的板厚范圍即板厚中央部的上述斷面，進行EBSD(Electron BackScattering Diffraction:電子背散射衍射)或者X射線衍射，對隨機試樣求出各方位的電子衍射強度或者X射線衍射強度的強度比，由該各強度比可以求出{100}< 011 >~{223}
<110 >方位群的平均極密度Dl。
[0070]該{100} < 011 >~{223}< 110 >方位群的平均極密度Dl如果為5.0以下，則可以滿足在行走部件和骨架部件的加工中最低限度所需要的d/RmC (板厚d除以最小彎曲半徑RmC (C方向彎曲)所得到的指標(biāo))為1.0以上。該條件特別也是抗拉強度TS、擴孔率λ和總拉伸率EL優(yōu)選滿足汽車車體的行走構(gòu)件所需要的2個條件、即TSX λ≥ 30000以及TSXEL≥14000的一個條件。
[0071]再者，如果平均極密度Dl在4.0以下，則成形性的方位依存性(各向同性)的指標(biāo)即45°方向彎曲的最小彎曲半徑Rm45相對于C方向彎曲的最小彎曲半徑RmC的比率(Rm45/RmC)降低，可以確保不依賴于彎曲方向的高局部變形能力。因此，平均極密度Dl可以為5.0以下，優(yōu)選為4.0以下。在需要更優(yōu)良的擴孔性和較小的極限彎曲特性的情況下，平均極密度Dl更優(yōu)選為低于3.5，更進一步優(yōu)選為低于3.0。
[0072]如果{100} < 011 >~{223} < 110 >方位群的平均極密度Dl超過5.0，則鋼板的機械特性的各向異性變得極強。其結(jié)果是，雖然只是特定方向的局部變形能力得以改善，但與其方向不同的方向的局部變形能力顯著降低。因此，在此情況下，鋼板不能滿足d/RmC ≥ 1.0。
[0073]另一方面，如果平均極密度Dl低于1.0，則令人擔(dān)心局部變形能力的降低。因此，平均極密度Dl優(yōu)選為1.0以上。
[0074]再者，基于同樣的理由，將5/8~3/8的板厚范圍即板厚中央部的{332}< 113 >的結(jié)晶方位的極密度D2設(shè)定為4.0以下。該條件是鋼板滿足d/RmC≥1.0的一個條件，特別也是抗拉強度TS、擴孔率λ和總拉伸率EL優(yōu)選滿足行走構(gòu)件所需要的2個條件、SPTSX λ ^ 30000 以及 TSXEL ≥ 14000 的一個條件。
[0075]再者，如果上述極密度D2為3.0以下，則可以進一步提高TS X λ和d/RmC。因此，上述極密度D2優(yōu)選為2.5以下，更優(yōu)選為2.0以下。如果該極密度D2超過4.0，則鋼板的機械特性的各向異性變得極強。其結(jié)果是，雖然只是特定方向的局部變形能力得以改善，但與其方向不同的方向的局部變形能力顯著降低。因此，在此情況下，鋼板不能充分滿足d/RmC ≥1.0。
[0076]另一方面，如果該極密度D2低于1.0，則令人擔(dān)心局部變形能力的降低。因此，{332} < 113 >的結(jié)晶方位的極密度D2優(yōu)選為1.0以上。
[0077]極密度與X射線隨機強度比具有相同的意義。X射線隨機強度比是指在相同條件下采用X射線衍射法等測定不具有向特定方位的集成的標(biāo)準(zhǔn)試樣的衍射強度(X射線和電子)、和供試材料的衍射強度，然后用得到的供試材料的衍射強度除以標(biāo)準(zhǔn)試樣的衍射強度所得到的數(shù)值。該極密度可以使用X射線衍射、EBSD (Electron Back ScatteringDiffraction)、或者 ECP (Electron Channeling Pattern:電子通道花樣)進行測定。例如可以采用如下的方法得到:對于{100} < 011 >~{223} < 110 >方位群的極密度D1，在采用這些方法測定的{110}、{100}、{211}、{310}極圖中，由采用多個極圖并按級數(shù)展開法計算得到的 3 維織構(gòu)(ODF:Orientation Distribution Functions)求出{ 100} < 011 >、{116} < 110 >>{114} < 110 >>{112} < 110 >>{223} < 110 >的各方位的極密度，然后將這些極密度進行算術(shù)平均。
[0078]對于供給X射線衍射、EBSD、ECP的試樣，可以采用機械研磨等將鋼板減薄至規(guī)定的板厚，接著采用化學(xué)研磨和電解研磨等除去應(yīng)變，同時調(diào)整試樣，使包含板厚的5/8~3/8范圍的適當(dāng)?shù)拿娉蔀闇y定面，然后按照上述的方法對極密度進行測定。關(guān)于板寬度方向，優(yōu)選在1/4或者3/4的板厚位置(距鋼板端面的距離為鋼板的板寬度的1/4的位置)附近采集試樣。
[0079]通過不僅在板厚中央部，而且在盡可能多的板厚位置使鋼板滿足上述的極密度，局部變形能力便更進一步變得良好。然而，由于上述的板厚中央部的方位集成最強、且對鋼板的各向異性產(chǎn)生的影響較大，因而該板厚中央部的材質(zhì)大概代表了鋼板整體的材質(zhì)特性。因此，對5/8~3/8的板厚中央部的{100} <011 >~{223}< 110 >方位群的平均極密度Dl和{332} < 113 >的結(jié) 晶方位的極密度D2進行了規(guī)定。
[0080]在此，{hkl} < uvw >表示在采用上述方法采集試樣時，板面的法線方向平行于<hkl >，軋制方向與< UVW >平行。此外，結(jié)晶方位通常將垂直于板面的方位用(hkl)或者{hkl}來表示,將平行于軋制方向的方位用[uvw]或者< uvw >來表示。{hkl}<uvw>是等效的面的總稱，(hkl)[uvw]是指各個結(jié)晶面。也就是說，在本實施方式中，由于以體心立方結(jié)構(gòu)(bcc 結(jié)構(gòu))為對象，所以例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)的各面是等效的而不加區(qū)別。在這樣的情況下，將這些方位總稱為{111}面。ODF表示由于也可以用于其它對稱性較低的晶體結(jié)構(gòu)的方位表示，因而在ODF表示中通常將各個方位用(hkl) [uvw]來表示,但在本實施方式中，{hkl} < uvw >和(hkl) [uvw]具有相同的意義。
[0081]接著，就本實施方式的熱軋鋼板的金屬組織進行說明。
[0082]本實施方式的熱軋鋼板的基本的金屬組織的特征在于:含有多個晶粒，是以鐵素體和/或貝氏體為主相、以馬氏體為第二相的DP (Dual Phase)組織。通過在作為主相的變形能力優(yōu)良的鐵素體或貝氏體中分散硬質(zhì)組織即馬氏體作為第二相，便能夠使強度和均勻變形能力得以提高。該均勻變形能力的提高起因于在金屬組織中微細分散作為硬質(zhì)組織的馬氏體而使鋼板的加工硬化率上升。另外，在這里所說的鐵素體以及貝氏體包括多邊形鐵素體和貝氏體鐵素體。
[0083]在本實施方式的熱軋鋼板中，作為鐵素體、貝氏體以及馬氏體以外的組織，還包括殘余奧氏體、珠光體、滲碳體以及多種夾雜物等。這些鐵素體、貝氏體以及馬氏體以外的組織以面積率計，優(yōu)選限制在0%~10%。另外，如果在組織中殘存有奧氏體，則2次加工脆性和延遲斷裂特性惡化。因此，除了不可避免地存在的以面積率計為5%左右的殘余奧氏體以外，優(yōu)選實質(zhì)上不含有殘余奧氏體。
[0084]作為主相的鐵素體和貝氏體的面積率:30%以上且低于99%
[0085]作為主相的鐵素體以及貝氏體是比較軟質(zhì)的，具有較高的變形能力。在鐵素體和貝氏體合計的面積率為30%以上的情況下，本實施方式的熱軋鋼板的均勻變形能力和局部變形能力兩者的特性都可以得到滿足。鐵素體和貝氏體的合計更優(yōu)選的是以面積率計設(shè)定為50%以上。另一方面，如果鐵素體和貝氏體的合計的面積率為99%以上，則鋼板的強度和均勻變形能力降低。
[0086]作為主相，優(yōu)選的是將鐵素體的面積率設(shè)定為30%~99%。通過將變形能力更為優(yōu)良的鐵素體的面積率設(shè)定為30%~99%，便在鋼板的強度和延展性(變形能力)的平衡中，可以更令人滿意地提高延展性(變形能力)。特別地，鐵素體有助于均勻變形能力的提高。
[0087]或者，作為主相，也可以將貝氏體的面積率設(shè)定為5%~80%。通過將強度更為優(yōu)良的貝氏體的面積率設(shè)定為5%~80%，便在鋼板的強度和延展性(變形能力)的平衡中，可以更令人滿意地提高強度。通過提高硬度比鐵素體硬的組織即貝氏體的面積率，從而使鋼板的強度得以提高。另外，與馬氏體的硬度差比鐵素體小的貝氏體可以抑制在軟質(zhì)相和硬質(zhì)相的界面的孔隙的發(fā)生，從而使擴孔性得以提高。
[0088]馬氏體的面積率fM: 1%~70%
[0089]通過使作為第二相的硬質(zhì)組織的馬氏體分散在金屬組織中，便可以提高強度和均勻變形能力。在馬氏體的面積率低于1%的情況下，硬質(zhì)組織的分散減少，加工硬化率下降，從而均勻變形能力降低。馬氏體的面積率優(yōu)選為3%以上。另一方面，在以面積率計含有超過70%的馬氏體的情況下，由于 硬質(zhì)組織的面積率過高，因而鋼板的變形能力大幅度減少。也可以根據(jù)強度和變形能力的平衡，將馬氏體的面積率設(shè)定為50%以下。馬氏體的面積率也可以優(yōu)選為30%以下。馬氏體的面積率也可以更優(yōu)選為20%以下。
[0090]馬氏體晶粒的平均尺寸dia:13 μ m以下
[0091]在馬氏體的平均尺寸超過13 μ m的情況下，鋼板的均勻變形能力下降，而且局部變形能力也降低?？梢哉J為當(dāng)馬氏體的平均尺寸粗大時，對加工硬化的貢獻減小，因而均勻拉伸率降低，另外，由于在粗大的馬氏體的周圍容易產(chǎn)生孔隙，因而局部變形能力降低。馬氏體的平均尺寸優(yōu)選為10 μ m以下。馬氏體的平均尺寸更優(yōu)選為7μπι以下。
[0092]TS/fMXdis/dia 的關(guān)系:500 以上
[0093]另外，本發(fā)明人進行了潛心的研究，結(jié)果在將以MPa為單位的抗拉強度設(shè)定為TS (Tensile Strength)、將以％為單位的馬氏體的面積率設(shè)定為fM (fraction ofMartensite)、將以μ m為單位的馬氏體晶粒間的平均距離設(shè)定為dis(distance)、將以μ m為單位的馬氏體晶粒的平均尺寸設(shè)定為dia (diameter)時,在TS、fM、dis、dia的關(guān)系滿足下述式I的情況下，鋼板的均勻變形能力顯然得以提高。
[0094]TS/fMXdis/dia ^ 500 (式 I)
[0095]在TS/fMXdis/dia的關(guān)系小于500的情況下,鋼板的均勻變形能力有可能大大降低。該式I的物理含義尚不清楚。但是，可以認為其原因在于:馬氏體晶粒間的平均距離dis越小，而且馬氏體晶粒的平均尺寸dia越大，就越可以高效地進行加工硬化。另外，在TS/fMXdis/dia的關(guān)系中，并沒有特別的上限值。只是在實際操作方面，由于TS/fMXdis/dia的關(guān)系很少超過10000，因而將上限設(shè)定為10000以下。[0096]長軸短軸比為5.0以下的馬氏體的比例:50%以上
[0097]再者，在將以μπι為單位的馬氏體晶粒的長軸設(shè)定為La、將以Pm為單位的短軸設(shè)定為Lb時，在滿足下述式2的馬氏體晶粒相對于上述馬氏體面積率fM以面積率計為50%~100%的情況下，由于局部變形能力得以提高，因而是優(yōu)選的。
[0098]La/Lb ≤ 5.0 (式 2)
[0099]能夠得到該效果的詳細理由尚不清楚。但是，由于馬氏體的形態(tài)比針狀更接近于球狀，因而可以認為向馬氏體周圍的鐵素體和貝氏體的過度的應(yīng)力集中得以緩和，從而局部變形能力得以提高。優(yōu)選的是La/Lb為3.0以下的馬氏體的晶粒相對于fM以面積率計為50%以上。更優(yōu)選的是La/Lb為2.0以下的馬氏體的晶粒相對于fM以面積率計為50%以上。另外，在等軸的馬氏體的比例相對于fM低于50%時，局部變形能力有可能劣化。另外，上述的式2的下限值為1.0。
[0100]另外，上述馬氏體的一部分或者全部也可以為回火馬氏體。通過設(shè)定為回火馬氏體，鋼板的強度減少，但主相和第二相之間的硬度差減少，從而鋼板的擴孔性得以提高?？梢愿鶕?jù)必要的強度和變形能力的平衡，控制回火馬氏體相對于馬氏體面積率fM的面積率。
[0101]上述的鐵素體、貝氏體以及馬氏體等金屬組織可以采用場致發(fā)射型掃描電子顯微鏡(FE-SEM:Field Emission Scanning Electron Microscope)對 1/8 ~3/8 的板厚范圍(即1/4的板厚位置成為中心的板厚范圍)進行觀察?？梢詮耐ㄟ^該觀察而得到的圖像中決定上述的特性值?；蛘撸部梢酝ㄟ^后述的EBSD來決定。在該FE-SEM觀察中，以鋼板的平行于軋制方向的(以板厚方向為法線)板厚斷面成為觀察面的方式采集試樣，然后對該觀察面進行研磨以及硝酸乙醇侵蝕。此外，關(guān)于板厚方向，在鋼板表面附近以及鋼板中心附近，鋼板的各自的金屬組織(構(gòu)成要素)往往因脫碳以及Mn偏析而與其它部分大為不同。因此，在本實施方式中，進行了以1/4的板厚位置為基準(zhǔn)的金屬組織的觀察。
[0102]晶粒的體積平均直徑:5 μ m~30 μ m
[0103]此外，在進一步提高變形能力的情況下，可以使金屬組織中的晶粒的尺寸、特別是體積平均直徑微細化。再者，通過使體積平均直徑微細化，汽車用鋼板等所要求的疲勞特性(疲勞極限比)也得以提高。與細晶粒相比，粗大晶粒的數(shù)量對變形能力的影響度較高，因而與個數(shù)平均直徑相比，變形能力更與以體積的加權(quán)平均算出的體積平均直徑強烈相關(guān)。因此，在得到上述效果的情況下，體積平均直徑可以為5 μ m~30 μ m,優(yōu)選為5 μ m~20 μ m,進一步優(yōu)選為5 μ m~10 μ m。
[0104]此外，如果體積平均直徑減小，則可以認為在微米`級別產(chǎn)生的局部的應(yīng)變集中受到抑制，從而可以分散局部變形時的應(yīng)變，拉伸率特別是均勻拉伸率得以提高。另外，如果體積平均直徑減小，則可以適當(dāng)?shù)乜刂瞥蔀槲诲e運動的障礙的晶界，該晶界對由位錯運動產(chǎn)生的反復(fù)塑性變形(疲勞現(xiàn)象)產(chǎn)生作用，從而使疲勞特性得以提高。
[0105]另外，可以如以下那樣對各個晶粒(晶粒單元)的直徑進行決定。珠光體采用通過光學(xué)顯微鏡進行的組織觀察來特別規(guī)定。另外，鐵素體、奧氏體、貝氏體、馬氏體的晶粒單元采用EBSD來特別規(guī)定。采用EBSD判定的區(qū)域的晶體結(jié)構(gòu)如果為面心立方結(jié)構(gòu)(fee結(jié)構(gòu))，則將該區(qū)域判定為奧氏體。另外，采用EBSD判定的區(qū)域的晶體結(jié)構(gòu)如果為體心立方結(jié)構(gòu)(bcc結(jié)構(gòu))，則將該區(qū)域判定為鐵素體、貝氏體、馬氏體中的任一種。鐵素體、貝氏體、馬氏體可以采用在EBSP-OIM (注冊商標(biāo):Electron Back ScatterDiffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)上裝備的 KAM (Kernel AverageMisorientation)法來進行識別。KAM法是對于使用測定數(shù)據(jù)中的某一個正六邊形的像素(中心像素)和與該像素相鄰的6個像素的第一近似(總計7個像素)、或者還使用上述6個像素的更外側(cè)的12個像素的第二近似(總計19個像素)、或者還使用上述12個像素的更外側(cè)的18個像素的第三近似(總計37個像素)，將各像素間的方位差進行平均，然后將得到的平均值決定為其中心像素的值，并對整個像素進行這樣的操作。以不超過晶界的方式進行采用該KAM法的計算，由此可以作出表現(xiàn)晶粒內(nèi)的方位變化的圖。該圖表示以晶粒內(nèi)的局部的方位變化為基礎(chǔ)的應(yīng)變的分布。
[0106]本實施方式在EBSP-OM (注冊商標(biāo))中，采用第三近似計算鄰接的像素間的方位差。鐵素體、貝氏體、馬氏體以及奧氏體的粒徑例如采用以下的方法來得到:用1500倍的放大倍數(shù)，以0.5μm以下的測定步長進行上述的方位測定，并將相鄰的測定點的方位差超過15°的位置規(guī)定為晶粒邊界(該晶粒邊界未必局限于一般的晶界)，然后算出其當(dāng)量圓直徑。在金屬組織中含有珠光體的情況下，對于采用光學(xué)顯微鏡得到的圖像，可以通過使用二值化處理、切斷法等圖像處理法而算出珠光體的結(jié)晶粒徑。
[0107]這樣定義的晶粒(晶粒單元)在將當(dāng)量圓半徑(當(dāng)量圓直徑的半值)設(shè)定為r的情況下，各個晶粒的體積由4X Xr3/3而得到，通過該體積的加權(quán)平均便可以求出體積平均直徑。另外，下述的粗大晶粒的面積率可以通過將采用該方法得到的粗大晶粒的面積率除以測定對象的面積而得到。此外，除上述的體積平均直徑以外，例如上述的馬氏體晶粒的平均尺寸dia等可以使用上述的當(dāng)量圓直徑、或者采用二值化處理以及切斷法等求出的結(jié)晶粒徑。
[0108]上述的馬氏體晶粒間的平均距離dis除了上述的FE-SEM觀察法以外，也可以使用由該EBSD法(其中，能夠進行EBSD的FE-SEM)得到的、馬氏體和馬氏體以外的晶粒之間的邊界來決定。
[0109]粒徑超過35μm的粗大晶粒的面積率:0%~10%
[0110]再者，在更加改善局部變形能力的情況下，關(guān)于金屬組織的整個構(gòu)成要素，可以將粒徑超過35 μ m的晶粒(粗大晶粒)在每單位面積中所占的面積的比例(粗大晶粒的面積率)限制在0%~10%。如果粒徑較大的晶粒增加，則抗拉強度減小，局部變形能力也降低。因此，優(yōu)選盡可能地使晶粒成為細晶粒。除此以外，所有的晶粒通過均勻且等效地接受應(yīng)變而改善局部變形能力，因而通過限制粗大晶粒的量，可以抑制晶粒局部的應(yīng)變。
[0111]馬氏體晶粒間的平均距離dis的標(biāo)準(zhǔn)偏差:5μπι以下
[0112]另外，為了進一步提高彎曲性、拉伸凸緣性、擴孔彎邊加工性、擴孔性等局部變形能力，優(yōu)選的是作為硬質(zhì)組織的馬氏體分散在金屬組織中。因此，馬氏體晶粒間的平均距離dis的標(biāo)準(zhǔn)偏差優(yōu)選為0μm~5 μ m。在此情況下，對至少100個馬氏體晶粒測定了晶粒間的距離，從而可以得到平均距離dis及其標(biāo)準(zhǔn)偏差。
[0113]鐵素體的硬度H:優(yōu)選滿足下述式3。
[0114]作為主相的軟質(zhì)的鐵素體有助于鋼板變形能力的提高。因此，鐵素體的硬度H的平均值優(yōu)選滿足下述式3。如果存在下述式3以上的硬質(zhì)的鐵素體，則有可能不能得到鋼板變形能力的提高效果。此外，鐵素體的硬度H的平均值通過采用納米試驗壓頭、并以ImN的載荷測定鐵素體硬度100點以上而求出。[0115]H < 200 + 30 X [Si] + 21 X [Mn] + 270 X [P] + 78 X [Nb]1/2 + 108 X [Ti]1/2(式3)
[0116]在此，[Si]、[Mn]、[P]、[Nb]以及[Ti]分別為S1、Mn、P、Nb以及Ti的質(zhì)量百分數(shù)。
[0117]鐵素體或者貝氏體的硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差/平均值:0.2以下
[0118]本發(fā)明人進行了著眼于作為主相的鐵素體或者貝氏體的均質(zhì)性的研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn):如果為該主相的均質(zhì)性較高的組織，則可以令人滿意地改善均勻變形能力和局部變形能力的平衡。具體地說，如果鐵素體硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差除以鐵素體硬度的平均值所得到的值在0.2以下，則可以得到上述效果，因而是優(yōu)選的?；蛘撸绻愂象w硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差除以貝氏體硬度的平均值所得到的值在0.2以下，則可以得到上述效果，因而是優(yōu)選的。該均質(zhì)性可以對于作為主相的鐵素體或者貝氏體，采用納米試驗壓頭并以ImN的載荷對硬度測定100點以上，然后使用其平均值和標(biāo)準(zhǔn)偏差來定義。也就是說，硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差/硬度的平均值的數(shù)值越低，均質(zhì)性越高，在0.2以下時可以得到其效果。在納米試驗壓頭(例如CSIRO公司生產(chǎn)的UMIS-2000)中，使用比結(jié)晶粒徑更小的壓頭，由此可以測定不包含晶界的單一晶粒的硬度。
[0119]接著，就本實施方式的熱軋鋼板的化學(xué)組成進行說明。
[0120]下面，就本實施方 式的熱軋鋼板的基本成分、數(shù)值限定范圍及其限定理由進行說明。這里記載的％為質(zhì)量％。
[0121]C:0.01% ~0.4%
[0122]C (碳)是提高鋼板強度的元素，而且是為了確保馬氏體的面積率所必須的元素。之所以將C含量的下限設(shè)定為0.01%，是因為以面積率計可以得到1%以上的馬氏體。另一方面，如果C含量超過0.40%，則鋼板的變形能力降低，而且鋼板的焊接性也惡化。優(yōu)先將C含量設(shè)定為0.30%以下。
[0123]S1:0.001% ~2.5%
[0124]Si (硅)是鋼的脫氧元素，是對提高鋼板的機械強度有效的元素。另外，Si還是這樣的一種元素，它在熱軋后的溫度控制時使鐵素體穩(wěn)定化，而且在貝氏體相變時抑制滲碳體析出。但是，如果Si含量超過2.5%，則鋼板的變形能力降低，而且容易在鋼板上發(fā)生表面缺陷。另一方面，如果Si含量低于0.001%，則難以得到上述的效果。
[0125]Mn:0.001% ~4.0%
[0126]Mn (錳)是對提高鋼板的機械強度有效的元素。但是，如果Mn含量超過4.0%，則鋼板的變形能力降低。優(yōu)選將Mn含量設(shè)定為3.5%以下。進一步優(yōu)選將Mn含量設(shè)定為3.0%以下。另一方面，如果Mn含量低于0.001%，則難以得到上述的效果。另外，Mn也是通過將鋼中的S (硫)固定化而防止熱軋時的開裂的元素。在除Mn以外、并沒有充分添加能夠抑制因S引起的熱軋時開裂的發(fā)生的Ti等元素的情況下，Mn含量和S含量以質(zhì)量％計，優(yōu)選滿足Mn/S≥20。
[0127]Al:0.001% ~2.0%
[0128]Al (鋁)是鋼的脫氧元素。另外，Al還是這樣的一種元素，它在熱軋后的溫度控制時使鐵素體穩(wěn)定化，而且在貝氏體相變時抑制滲碳體析出。為了獲得該效果，將Al含量設(shè)定為0.001%以上。但是，如果Al含量超過2.0%，則焊接性低劣。另外，雖然難以定量地表示其效果，但Al是鋼冷卻時使Y (奧氏體)開始向α (鐵素體)相變的溫度Ar3M著上升的元素。因此，也可以通過Al含量來控制鋼的Aiv
[0129]本實施方式的熱軋鋼板除上述的基本成分以外，還含有不可避免的雜質(zhì)。這里，所謂不可避免的雜質(zhì)，是指從廢料等輔助原料或制造工序中不可避免地混入的P、S、N、O、Cd、Zn、Sb等元素。其中，P、S、N以及O為了優(yōu)選發(fā)揮上述的效果，對其進行如下的限制。另外，P、S、N以及O以外的上述不可避免的雜質(zhì)分別優(yōu)選限制在0.02%以下。不過，這些雜質(zhì)即使含有0.02%以下，也不會失去上述的效果。雜質(zhì)含量的限制范圍包含0%，但在工業(yè)上穩(wěn)定地成為0%是困難的。這里記載的％為質(zhì)量％。
[0130]P:0.15% 以下
[0131]P (磷)為雜質(zhì)，是在鋼中過剩地含有時，助長熱軋或者冷軋時的開裂的元素，而且是損害鋼板的延展性和焊接性的元素。因此，將P含量限制在0.15%以下。優(yōu)選將P含量限制在0.05%以下。此外，P作為固溶強化元素發(fā)揮作用，而且不可避免地在鋼中含有，因而沒有必要特別地限制P含量的下限。P含量的下限也可以為0%。另外，考慮到現(xiàn)行的一般的精煉(包括二次精煉)，P含量的下限也可以為0.0005%。
[0132]S:0.03% 以下
[0133]S (硫)為雜質(zhì)，是在鋼中過剩地含有時，生成因熱軋而伸長的MnS，從而使鋼板的變形能力降低的元素。因此，將S含量限制在0.03%以下。此外，S不可避免地在鋼中含有，因而沒有必要特別地限制S含量的下限。S含量的下限也可以為0%。另外，考慮到現(xiàn)行的一般的精煉(包括二次精煉)，P含量的下限也可以為0.0005%。
[0134]N:0.01% 以下
[0135]N (氮)為雜質(zhì)，是使鋼板的變形能力降低的元素。因此，將N含量限制在0.01%以下。此外，N不可避免地在鋼中含有，因而沒有必要特別地限制N含量的下限。N含量的下限也可以為0%。另外，考慮到現(xiàn)行的一般的精煉(包括二次精煉)，N含量的下限也可以為0.0005%。
[0136]0:0.01% 以下
[0137]O (氧)為雜質(zhì)，是使鋼板的變形能力降低的元素。因此，將O含量限制在0.01%以下。此外，O不可避免地在鋼中含有，因而沒有必要特別地限制O含量的下限。O含量的下限也可以為0%。另外，考慮到現(xiàn)行的一般的精煉(包括二次精煉)，O含量的下限也可以為0.0005%。
[0138]以上的化學(xué)元素是本實施方式的鋼的基本成分(基本元素)，該基本元素受到控制(含有或者限制)、且剩 余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)的化學(xué)組成為本實施方式的基本組成。然而，除該基本成分以外(代替剩余部分的Fe的一部分)，在本實施方式中，也可以根據(jù)需要進一步在鋼中含有以下的化學(xué)元素(選擇元素)。此外，這些選擇元素即使不可避免地(例如，各選擇元素的量低于下限的量)混入鋼中，也不會損害本實施方式的效果。
[0139]也就是說，除上述的基本成分以及雜質(zhì)元素以外，本實施方式的熱軋鋼板也可以進一步含有 Mo、Cr、N1、Cu、B、Nb、T1、V、W、Ca、Mg、Zr、REM、As、Co、Sn、Pb、Y、Hf 之中的至少I種作為任選成分。下面就任選成分的數(shù)值限定范圍及其限定理由進行說明。這里記載的％為質(zhì)量％。
[0140]T1:0.001% ~0.2%[0141]Nb:0.001% ~0.2%
[0142]B:0.0001% ~0.005%
[0143]Ti (鈦)、Nb (銀)、B (硼)固定鋼中的碳和氮而生成微細的碳氮化物，因而是給鋼帶來析出強化、組織控制、細晶粒強化等效果的選擇元素。因此，也可以根據(jù)需要在鋼中添加T1、Nb、B之中的任I種以上。為了獲得上述效果，優(yōu)選的是將Ti含量設(shè)定為0.001%以上，將Nb含量設(shè)定為0.001%以上，將B含量設(shè)定為0.0001%以上。但是，這些選擇元素即使在鋼中過度地添加，也使上述含量飽和，除此以外，還有可能抑制熱軋后的再結(jié)晶而使結(jié)晶方位的控制變得困難，從而使鋼板的加工性(變形能力)劣化。因此，優(yōu)選的是將Ti含量設(shè)定為0.2%以下，將Nb含量設(shè)定為0.2%以下，將B含量設(shè)定為0.005%以下。此外，即使在鋼中含有數(shù)量低于下限的這些選擇元素，也不會損害本實施方式的效果。另外，為了降低合金成本，不需要有意在鋼中添加這些選擇元素，因而這些選擇元素含量的下限均為0%。
[0144]Mg:0.0001% ~0.01%
[0145]REM:0.0001% ~0.1%
[0146]Ca:0.0001% ~0.01%
[0147]Mg (鎂)、REM (Rare Earth Metal)、Ca (鈣)是對于將夾雜物控制為無害的形態(tài)、從而提高鋼板的局部變形能力重要的選擇元素。因此，也可以根據(jù)需要在鋼中添加Mg、REM、Ca之中的任I種以上。為了獲得上述效果，優(yōu)選的是將Mg含量設(shè)定為0.0001%以上，將REM含量設(shè)定為0.0001%以上，將Ca含量設(shè)定為0.0001%以上。另一方面，如果在鋼中過剩地添加這些選擇元素，則有 可能形成延伸形狀的夾雜物，從而使鋼板的變形能力降低。因此，優(yōu)選的是將Mg含量設(shè)定為0.01%以下，將REM含量設(shè)定為0.1%以下，將Ca含量設(shè)定為0.01%以下。此外，即使在鋼中含有數(shù)量低于下限的這些選擇元素，也不會損害本實施方式的效果。另外，為了降低合金成本，不需要有意在鋼中添加這些選擇元素，因而這些選擇元素含量的下限均為0%。
[0148]此外，在此將REM設(shè)定為從原子序數(shù)57的鑭到71的镥這15個元素、加上原子序數(shù)21的鈧總計16個元素的總稱。通常以這些元素的混合物即混合稀土的形式進行供給，從而添加于鋼中。
[0149]Mo:0.001% ~1.0%
[0150]Cr:0.001% ~2.0%
[0151]N1:0.001% ~2.0%
[0152]W:0.001% ~1.0%
[0153]Zr:0.0001% ~0.2%
[0154]As:0.0001% ~0.5%
[0155]Mo (鑰)、Cr (鉻)、Ni (鎳)、W (鎢)、Zr (鋯)、As (砷)是用于提高鋼板的機械強度的選擇元素。因此,也可以根據(jù)需要在鋼中添加Mo、Cr、N1、W、Zr、As之中的任I種以上。為了獲得上述效果，優(yōu)選的是將Mo含量設(shè)定為0.001%以上，將Cr含量設(shè)定為0.001%以上，將Ni含量設(shè)定為0.001%以上，將W含量設(shè)定為0.001%以上，將Zr含量設(shè)定為0.0001%以上，將As含量設(shè)定為0.0001%以上。但是，如果在鋼中過剩地添加這些選擇元素，則有可能使鋼板的變形能力降低。因此，優(yōu)選的是將Mo含量設(shè)定為1.0%以下，將Cr含量設(shè)定為
2.0%以下，將Ni含量設(shè)定為2.0%以下，將W含量設(shè)定為1.0%以下，將Zr含量設(shè)定為0.2%以下，將As含量設(shè)定為0.5%以下。此外，即使在鋼中含有數(shù)量低于下限的這些選擇元素，也不會損害本實施方式的效果。另外，為了降低合金成本，不需要有意在鋼中添加這些選擇元素，因而這些選擇元素含量的下限均為0%。
[0156]V:0.001% ~1.0%
[0157]Cu:0.001% ~2.0%
[0158]V (釩)和Cu (銅)與Nb和Ti等同樣，是具有析出強化效果的選擇元素。另外，V和Cu的添加與因Nb和Ti等的添加所產(chǎn)生的局部變形能力的降低相比較，其降低的程度較小。因此，在高強度、而且欲更加提高擴孔性和彎曲性等局部變形能力的情況下，V和Cu是比Nb和Ti等更有效的選擇元素。因此，也可以根據(jù)需要在鋼中添加V以及Cu之中的任I種以上。為了獲得上述效果，優(yōu)選的是將V含量設(shè)定為0.001%以下，將Cu含量設(shè)定為0.001%以下。但是，如果在鋼中過剩地添加這些選擇元素，則有可能使鋼板的變形能力降低。因此，優(yōu)選的是將V含量設(shè)定為1.0%以下，將Cu含量設(shè)定為2.0%以下。此外，即使在鋼中含有數(shù)量低于下限的這些選擇元素，也不會損害本實施方式的效果。另外，為了降低合金成本，不需要有意在鋼中添加這些選擇元素，因而這些選擇元素含量的下限均為0%。
[0159]Co:0.0001% ~1.0%
[0160]Co (鈷)雖然難以定量地表示其效果，但它是鋼冷卻時使Y (奧氏體)開始向α(鐵素體)相變的溫度Ar3顯著上升的選擇元素。因此，也可以通過Co含量來控制鋼的Aiv另外，Co還是提高鋼板強度的選擇元素。為了獲得上述效果，優(yōu)選將Co含量設(shè)定為0.0001%以上。但是，如果在鋼中過剩地添加Co，則鋼板的焊接性有可能劣化，而且有可能使鋼板的變形能力降低。因此，優(yōu)選將Co含量設(shè)定為1.0%以下。此外，即使在鋼中含有數(shù)量低于下限的該選擇元素，也不會損害本實施方式的效果。另外，為了降低合金成本，不需要有意在鋼中添加該選擇元素，因而該選擇元素含量的下限為0%。
[0161]Sn:0.0001% ~0.2%
[0162]Pb:0.0001% ~0.2%
[0163]Sn (錫)以及Pb (鉛)是對提高鍍層潤濕性和鍍層附著力有效的選擇元素。因此，也可以根據(jù)需要在鋼中添加Sn以及Pb之中的任I種以上。為了獲得上述效果，優(yōu)選將Sn含量設(shè)定為0.0001%以上，將Pb含量設(shè)定為0.0001%以上。但是，如果在鋼中過度地添加這些選擇元素，則有可能發(fā)生熱的脆化而在熱加工中產(chǎn)生裂紋，從而容易在鋼板上發(fā)生表面缺陷。因此，優(yōu)選的是將Sn含量設(shè)定為0.2%以下，將Pb含量設(shè)定為0.2%以下。此外，即使在鋼中含有數(shù)量低于下限的這些選擇元素，也不會損害本實施方式的效果。另外，為了降低合金成本，不需要有意在鋼中添加這些選擇元素，因而這些選擇元素含量的下限為0%。
[0164]Y:0.0001% ~0.2%
[0165]Hf:0.0001% ~0.2%
[0166]Y (釔)以及Hf (鉿)是對提高鋼板的耐蝕性有效的選擇元素。因此，也可以根據(jù)需要在鋼中添加Y以及Hf之中的任I種以上。為了獲得上述效果，優(yōu)選將Y含量設(shè)定為0.0001%以上，將Hf含量設(shè)定為0.0001%以上。但是，如果在鋼中過剩地添加這些選擇元素，則有可能使擴孔 性等局部變形能力降低。因此，優(yōu)選的是將Y含量設(shè)定為0.20%以下，將Hf含量設(shè)定為0.20%以下。另外，Y在鋼中形成氧化物，具有吸附鋼中氫的效果。因此，也可以期待使鋼中的擴散性氫降低，從而提高鋼板的耐氫脆特性。該效果也可以在上述Y含量的范圍內(nèi)得到。此外，即使在鋼中含有數(shù)量低于下限的這些選擇元素，也不會損害本實施方式的效果。另外，為了降低合金成本，不需要有意在鋼中添加這些選擇元素，因而這些選擇元素含量的下限為0%。
[0167]如上所述，本實施方式的熱軋鋼板具有如下的化學(xué)組成:含有上述的基本元素，且剩余部分包括Fe和不可避免的雜質(zhì)；或者含有上述的基本元素和選自上述的選擇元素之中的至少I種，且剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)。
[0168]此外，也可以對本實施方式的熱軋鋼板進行表面處理。例如，也可以通過適用電鍍、熱浸鍍、蒸鍍、鍍覆后的合金化處理、有機皮膜形成、薄膜層疊、有機鹽類以及無機鹽類處理、無鉻處理(無鉻酸鹽處理)等表面處理，使熱軋鋼板具有各種覆蓋膜(薄膜或涂層)。作為這樣的例子，熱軋鋼板在其表面也可以具有熱浸鍍鋅層或者合金化熱浸鍍鋅層。熱軋鋼板即使具有上述的覆蓋膜，也可以充分維持高強度、以及均勻變形能力和局部變形能力。
[0169]此外，在本實施方式中，熱軋鋼板的板厚并沒有特別的限制，例如可以為1.5~10mm，也可以為2.0~10mm。另外，熱軋鋼板的強度也沒有特別的限制，例如抗拉強度也可以為 440 ~1500MPa。
[0170]本實施方式的熱軋鋼板可以適用于高強度鋼板的所有用途，均勻變形能力優(yōu)良，而且高強度鋼板的彎曲加工性和擴孔性等局部變形能力得以飛躍般提高。
[0171]另外，對熱軋鋼板實施彎曲加工的方向因加工部件的不同而不同，因而并沒有特別的限定。在本實施方式的熱軋鋼板中，在任何彎曲方向均可以得到同樣的特性，可以將熱軋鋼板適用于包含彎曲加工、鼓凸成形、拉深加工等加工模式的復(fù)合成形。
[0172]接著，就本發(fā)明的一實施方式的熱軋鋼板的制造方法進行說明。為了制造高強度、而且具有優(yōu)良的均勻變形能力以及局部變形能力的熱軋鋼板，重要的是對鋼的化學(xué)組成、金屬組織、特定的結(jié)晶方位群的用各 方位的極密度表示的織構(gòu)進行控制。詳細情況如下所述。
[0173]熱軋之前的制造方法并沒有特別的限定。例如，接著采用高爐、電爐、轉(zhuǎn)爐等進行的冶煉以及精煉，進行各種二次精煉，便熔煉出滿足上述化學(xué)組成的鋼，從而得到鋼(鋼水)。接著，為了由該鋼得到鋼錠或者板坯，例如可以采用通常的連續(xù)鑄造法、鑄錠法、薄板坯鑄造法等鑄造方法對鋼進行鑄造。在連續(xù)鑄造的情況下，可以將鋼一次冷卻至低溫(例如室溫)，在再加熱后，對該鋼進行熱軋，也可以對剛鑄造的鋼(鑄造板坯)連續(xù)地進行熱軋。此外，鋼(鋼水)的原料即便使用廢料也沒關(guān)系。
[0174]為了得到高強度、且均勻變形能力和局部變形能力優(yōu)良的高強度鋼板，最好滿足以下的要件。下面，以同樣的含義使用“鋼”以及“鋼板”。
[0175]第I熱軋工序
[0176]作為第I熱軋工序，使用上述熔煉以及鑄造而成的鋼錠，在1000°C~1200°C(優(yōu)選為1000°C~1150°C)的溫度范圍，進行至少I次以上的壓下率為40%以上的軋制道次。通過在這些條件下進行第I熱軋，第I熱軋工序后的鋼板的平均奧氏體粒徑便達到200 μ m以下，從而有助于最終得到的熱軋鋼板的均勻變形能力和局部變形能力的提高。
[0177]壓下率越大且壓下的次數(shù)越多，越能成為更微細的奧氏體晶粒。例如在第I熱軋工序中，通過進行2次(2道次)以上的I個道次的壓下率為40%以上的軋制，鋼板的平均奧氏體粒徑便達到100 μ m以下，因而是優(yōu)選的。但是，在第I熱軋中，通過將I個道次的壓下率限制在70%以下，或者將壓下次數(shù)(道次數(shù))限制在10次以下，便能夠使鋼板溫度下降和氧化皮過剩生成的可能性降低。因此，在粗軋制中，I個道次的壓下率也可以為70%以下，壓下次數(shù)(道次數(shù))也可以為10次以下。
[0178]這樣，通過使第I熱軋工序后的奧氏體晶粒變得微細，在后續(xù)工序中便可以使奧氏體晶粒進一步微細，而且在后續(xù)工序中可以使由奧氏體相變而成的鐵素體、貝氏體以及馬氏體微細且均勻地分散，因而是優(yōu)選的。其結(jié)果是，由于可以控制織構(gòu)，因而鋼板的各向異性和局部變形能力得以改善，而且可以使金屬組織微細化，因而鋼板的均勻變形能力和局部變形能力(特別是均勻變形能力)得以改善。另外，可以推測在后續(xù)工序的第2熱軋工序中，因第I熱軋工序而微細化的奧氏體的晶界作為I個再結(jié)晶核而發(fā)揮作用。
[0179]為了確認第I熱軋工序后的平均奧氏體粒徑，優(yōu)選對第I熱軋工序后的鋼板以盡可能大的冷卻速度進行驟冷。例如，以10°c/秒以上的平均冷卻速度對鋼板進行冷卻。再者，將由冷卻得到的該鋼板采集的板片的斷面侵蝕，使顯微組織中的奧氏體晶界浮現(xiàn)，之后用光學(xué)顯微鏡進行測定。此時，以50倍以上的放大倍數(shù)對20個以上的視場，采用圖像解析和切斷法就奧氏體的粒徑進行測定，然后將在各視場中測得的奧氏體粒徑進行平均，從而得到平均奧氏體粒徑。
[0180]也可以在第I熱軋工序后，將薄板坯(sheet bar)接合，然后連續(xù)地進行作為后續(xù)工序的第2熱軋工序。此時，也可以將粗棒暫且卷繞成卷材狀，然后根據(jù)需要收藏在具有保溫功能的罩內(nèi)，在再次退卷后進行接合。
[0181]第2熱軋工序
[0182]作為第2熱軋工序，是對第I熱軋工序后的鋼板進行軋制，該車L制在將以。C為單位的由下述式4算出的溫度設(shè)定為Tl時，在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍包含壓下率為30%以上的大壓下道次，在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍的累計壓下率為50%，在Ar3°C以上且低于Tl + 30°C的溫度范圍的累計壓下率被限制在30%以下，軋制結(jié)束溫度在Ar3°C以上。
[0183]作為用于將5/8~3/8的板厚范圍即板厚中央部的{ 100}< Oil >~{223}< 110>方位群的平均極密度Dl和{332}< 113 >的結(jié)晶方位的極密度D2控制在前述范圍的一個條件，是在第2熱軋工序中，以如下述式4那樣由鋼的化學(xué)組成(單位:質(zhì)量％)決定的溫度Tl (單位:°C)為基準(zhǔn)而對軋制進行控制。
[0184]Tl = 850 + IOX ([C] + [N] )X [Mn] + 350 X [Nb] + 250 X [Ti] + 40X [B] +IOX [Cr] + 100X [Mo] + 100X [V] (式 4)
[0185]此外，在該式4 中，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]以及[V]分別為
C、N、Mn、Nb、T1、B、Cr、Mo以及V的質(zhì)量百分數(shù)。
[0186]雖然包含在該式4中，但鋼中未含有的化學(xué)元素將其含量作為0%而進行計算。因此，在鋼的化學(xué)組成只包含上述基本成分的情況下，也可以使用下述式5以代替上述式4。
[0187]Tl = 850 + IOX ( [C] + [N] ) X [Mn] (式 5)
[0188]另外，在鋼的化學(xué)組成含有上述選擇元素的情況下，需要將由式4算出的溫度設(shè)定為Tl (單位:°C)以代替由式5算出的溫度。
[0189]在第2熱軋工序中，以由上述式4或者式5得到的溫度Tl (單位:°C)為基準(zhǔn)，在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍(優(yōu)選為Tl + 50°C~Tl + 100°C的溫度范圍)，確保較大的壓下率，而在Ar3°C以上且低于Tl + 30°C的溫度范圍，將壓下率限制在較小的范圍(包括0%)。除了上述的第I熱軋工序外，還進行這樣的第2熱軋工序，由此可以使鋼板的均勻變形能力和局部變形能力令人滿意地得以提高。特別地，在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍確保較大的壓下率，而且在Ar3°C以上且低于Tl + 30°C的溫度范圍限制壓下率，由此可以充分地控制5/8~3/8的板厚范圍即板厚中央部的{100} < 011 >~{223} < 110>方位群的平均極密度Dl和{332} < 113 >的結(jié)晶方位的極密度D2，因而其結(jié)果是，鋼板的各向異性和局部變形能力得以飛躍般改善。
[0190]該溫度Tl自身是通過經(jīng)驗求出的。發(fā)明人通過實驗經(jīng)驗獲得了如下的見解:以溫度Tl為基準(zhǔn)，可以決定各鋼在奧氏體區(qū)域的再結(jié)晶得以促進的溫度范圍。為了獲得良好的均勻變形能力和局部變形能力，重要的是通過壓下蓄積大量的應(yīng)變，從而得到更細晶粒的再結(jié)晶粒子，因此，在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍進行多個道次的軋制，并將其累計壓下率設(shè)定為50%以上。再者，從通過蓄積應(yīng)變而促進再結(jié)晶的角度考慮，該累計壓下率優(yōu)選為70%以上。另外，通過限制累計壓下率的上限，可以更充分地確保軋制溫度，從而可以進一步抑制軋制負荷。因此，累計壓下率也可以為90%以下。
[0191]如果在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍進行多個道次的軋制，則通過軋制而蓄積應(yīng)變，然后在軋制道次間以該蓄積的應(yīng)變?yōu)轵?qū)動力而產(chǎn)生奧氏體的再結(jié)晶。也就是說，通過在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍進行多個道次的軋制，便在每一次壓下中產(chǎn)生反復(fù)再結(jié)晶。因此，可以得到均勻且微細、等軸的再結(jié)晶奧氏體組織。如果在該溫度范圍，則軋制時不產(chǎn)生動態(tài)再結(jié)晶而在結(jié)晶中蓄積應(yīng)變，然后在軋制道次間以該蓄積的應(yīng)變?yōu)轵?qū)動力而產(chǎn)生靜態(tài)再結(jié)晶。一般地說，動態(tài)再結(jié)晶組織將在加工中接受的應(yīng)變蓄積在其結(jié)晶中，而且再結(jié)晶區(qū)域和未再結(jié)晶區(qū)域局部地混在一起。因此，織構(gòu)比較發(fā)達，而且具有各向異性。另外，金屬組織往往成為混合晶粒。本實施方式的熱軋鋼板的制造方法的特征在于:通過靜態(tài)再結(jié)晶使奧氏體再結(jié)晶，因而能夠得到均勻、微細、而且等軸、織構(gòu)的發(fā)達受到抑制的再結(jié)晶奧氏體組織。
[0192]為了提高鋼板的均質(zhì)性，而且進一步令人滿意地提高鋼板的均勻變形能力和局部變形能力，在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍對第2熱軋進行控制，從而使其包含至少I次以上的在I個道次的壓下率為30%以上的大壓下道次。這樣，在第2熱軋中，于Tl +30°C~Tl + 200°C的溫度范圍，進行至少I次以上的在I個道次的壓下率為30%以上的壓下。特別地，考慮到后述的冷卻工序，該溫度范圍的最終道次的壓下率優(yōu)選為25%以上，進一步優(yōu)選為30%以上。也就是說，該溫度范圍的最終道次優(yōu)選為大壓下道次(壓下率為30%以上的軋制道次)。在鋼板要求更高的變形能力的情況下，進一步優(yōu)選的是將前一半道次的壓下率都設(shè)定為低于30%，而且將最終的2個道次的壓下率分別設(shè)定為30%以上。為了更令人滿意地提高鋼板的均質(zhì)性，可以進行在I個道次的壓下率為40%以上的大壓下道次。另外，為了獲得更良好的鋼板形狀，進行在I個道次的壓下率為70%以下的大壓下道次。
[0193]此外，在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍的軋制中，將軋制的各道次間的鋼板的溫度上升例如抑制在18°C以下，由此可以得到更均勻的再結(jié)晶奧氏體。
`[0194]為了抑制織構(gòu)的發(fā)達、從而保持等軸的再結(jié)晶組織，在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍的軋制后，將Ar3°C以上且低于Tl + 300C (優(yōu)選為Tl以上且低于Tl + 30°C )的溫度范圍的加工量抑制在盡量少的水平。因此，將Ar3°C以上且低于Tl + 30°C的溫度范圍的累計壓下率限制在30%以下。在該溫度范圍內(nèi)，當(dāng)欲確保優(yōu)良的鋼板形狀時，優(yōu)選為10%以上的累計壓下率，但在欲更加改善各向異性和局部變形能力時，累計壓下率優(yōu)選為10%以下，更優(yōu)選為0%。也就是說，也可以在Ar3°C以上且低于Tl + 30°C的溫度范圍不進行壓下，即使在進行壓下時，也將累計壓下率設(shè)定為30%以下。
[0195]如果在Ar3°C以上且低于Tl + 30°C的溫度范圍的累計壓下率較大，則在Tl +30°C~Tl + 200°C的溫度范圍再結(jié)晶的奧氏體在該軋制的作用下伸展，從而晶粒的形狀變得不是等軸，另外，在該軋制的作用下蓄積應(yīng)變，從而再次使織構(gòu)發(fā)達。也就是說，在本實施方式的制造條件下，第2熱軋工序通過在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍、以及Ar3°C以上且低于Tl + 30°C的溫度范圍這兩個范圍對軋制進行控制，便使奧氏體均勻、微細、且等軸地再結(jié)晶，并對鋼板的織構(gòu)、金屬組織、各向異性進行控制，從而可以改善均勻變形能力和局部變形能力。另外，使奧氏體均勻、微細、而且等軸地再結(jié)晶，由此可以控制最終得到的熱軋鋼板的馬氏體的長軸短軸比、馬氏體的平均尺寸以及馬氏體間的平均距離等。
[0196]在第2熱軋工序中，如果在低于Ar3°C的溫度范圍進行軋制，或者在Ar3°C以上且低于Tl + 30°C的溫度范圍的累計壓下率過大，則奧氏體的織構(gòu)發(fā)達。其結(jié)果是，最終得到的熱軋鋼板在其板厚中央部，不會滿足{100} < 011 >~{223}< 110 >方位群的平均極密度Dl為1.0~5.0的條件、以及{332} < 113 >的結(jié)晶方位的極密度D2為1.0~4.0的條件之中的至少一個。另一方面，在第2熱軋工序中，如果在高于Tl + 2000C的溫度范圍進行軋制，或者在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍的累計壓下率過小，則不會產(chǎn)生均勻而且微細的再結(jié)晶，金屬組織含有粗大晶?；蚧旌暇Я＃蛘呓饘俳M織成為混合晶粒。因此，超過35 μ m的晶粒的面積率或體積平均直徑增大。
[0197]另外，如果在低于 Ar3 (單位:V )的溫度結(jié)束第2熱軋，則在低于Ar3 (單位:V )且軋制結(jié)束溫度以上的溫度范圍，鋼在奧氏體和鐵素體的2相區(qū)域(2相溫度區(qū)域)進行軋制。因此，鋼板的織構(gòu)發(fā)達，鋼板的各向異性和局部變形能力顯著劣化。在此，如果第2熱軋的軋制結(jié)束溫度在Tl以上，則可以減少低于Tl的溫度范圍的應(yīng)變量，從而各向異性更為降低，其結(jié)果是，可以更加提高局部變形能力。因此，第2熱軋的軋制結(jié)束溫度也可以為Tl以上。
[0198]在此，壓下率可從軋制載荷、板厚測定等通過實測或者計算而求出。另外，關(guān)于軋制溫度(例如上述各溫度范圍)，可以采用如下的方法得到:通過機架間溫度計進行實測，或者由生產(chǎn)線速度和壓下率等通過考慮了加工發(fā)熱的計算機模擬進行計算，或者進行這兩者(實測和計算)。另外，上述I個道次的壓下率是I個道次的壓下量(軋制機架通過前的入口板厚和軋制機架通過后的出口板厚之差)相對于軋制機架通過前的入口板厚的百分數(shù)。累計壓下率是以上述各溫度范圍的軋制的最初道次前的入口板厚為基準(zhǔn)，累計壓下量(上述各溫度范圍的軋制的最初道次前的入口板厚和上述各溫度范圍的軋制的最終道次后的出口板厚之差)相對于該基準(zhǔn)的百分數(shù)。再者，冷卻中從奧氏體向鐵素體相變的溫度即Ar3以。C為單位，由以下的式6求出。此外，如上所述，難以定量地表示其效果，但Al以及Co也對Ar3產(chǎn)生影響。
[0199]Ar3 = 879.4 - 516.1 X [C] - 65.7 X [Mn] + 38.0X [Si] + 274.7 X [P](式 6)
[0200]此外，在該式6中，[C]、[Mn]、[Si]以及[P]分別為C、Mn、Si以及P的質(zhì)量百分數(shù)。[0201]一次冷卻工序
[0202]作為一次冷卻工序，在上述Tl + 30°C~Tl + 200°C溫度范圍的、I個道次的壓下率為30%以上的大壓下道次中的最終道次結(jié)束后，當(dāng)將從該最終道次結(jié)束到冷卻開始的等待時間以秒為單位而設(shè)定為t時，以使該等待時間t滿足下述式7的方式對鋼板進行冷卻。在此，式7中的tl可以通過下述式8求出。式8中的Tf為大壓下道次中的最終道次結(jié)束時的鋼板溫度(單位:°C)，Pl為大壓下道次中的最終道次的壓下率(單位:％)。
[0203]t ≤ 2.5Xtl (式 7)
[0204]tl = 0.0OlX ((Tf - Tl) XP1/100)2 - 0.109X ((Tf - Tl) XP1/100) + 3.1(式8)
[0205]該最后的大壓下道次后的一次冷卻對最終得到的熱軋鋼板的結(jié)晶粒徑產(chǎn)生較大的影響。另外，通過該一次冷卻，也可以將奧氏體晶?？刂茷榈容S、且粗大晶粒較少(為均勻尺寸)的金屬組織。因此，最終得到的熱軋鋼板也成為等軸、且粗大晶粒較少(為均勻尺寸)的金屬組織，另外，還可以令人滿意地控制馬氏體的長軸短軸比、馬氏體的平均尺寸以及馬氏體間的平均距離等。
[0206]式7的右邊的值(2.5Xtl)意味著奧氏體的再結(jié)晶大致結(jié)束的時間。如果等待時間t超過式7的右邊的值(2.5Xtl)，則再結(jié)晶的晶粒顯著生長而使粒徑增加。因此，鋼板的強度、均勻變形能力以及局部變形能力以及疲勞特性等降低。因此，等待時間t設(shè)定為
2.5Xtl秒以下。在考慮操作性(例如形狀矯直和二次冷卻的控制性)的情況下，該一次冷卻也可以在軋制機架間進行。此外，等待時間t的下限值為O秒以上。
[0207]再者，通過如O≤t < tl 那樣將上述等待時間t限定為O秒以上且低于tl秒，則可以大幅度抑制晶粒的生長。在此情況下，可以將最終得到的熱軋鋼板的體積平均直徑控制在30 μ m以下。其結(jié)果是，即使奧氏體的再結(jié)晶沒有充分地進行，也可以令人滿意地提高鋼板的特性、特別是均勻變形能力和疲勞特性等。
[0208]另一方面，通過如tl≤t≤2.5Xtl那樣將上述等待時間t限定為tl秒~
2.5 Xtl秒，則可以抑制織構(gòu)的發(fā)達。在此情況下，與上述的等待時間t低于tl秒的情況相t匕，由于等待時間較長，因而體積平均直徑增加，但奧氏體的再結(jié)晶充分地進行而使結(jié)晶方位隨機化。其結(jié)果是，可以令人滿意地改善鋼板的各向異性以及局部變形能力等。
[0209]此外，上述的一次冷卻可以在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍的軋制機架之間、或者在該溫度范圍的最后的軋制機架之后進行。也就是說，如果等待時間t滿足上述條件，也可以在從上述大壓下道次中的最終道次結(jié)束后至一次冷卻開始的期間，于Tl +30°C~Tl + 200°C的溫度范圍，進一步進行I個道次的壓下率為30%以下的軋制。另外，在進行一次冷卻后，如果I個道次的壓下率在30%以下，則在Tl + 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍也可以進一步進行軋制。同樣，在進行一次冷卻后，如果累計壓下率在30%以下，則在Ar3°C~Tl + 30°C (或者Ar3°C~Tf°C)的溫度范圍也可以進一步進行軋制。這樣，為了控制最終得到的熱軋鋼板的金屬組織，只要大壓下道次后的等待時間t滿足上述條件，上述的一次冷卻既可以在軋制機架間進行，也可以在軋制機架后進行。
[0210]在該一次冷卻中，冷卻開始時的鋼板溫度(鋼溫度)與冷卻結(jié)束時的鋼板溫度(鋼溫度)之差即冷卻溫度變化優(yōu)選為40°C~140°C。如果該冷卻溫度變化在40°C以上，則可以更加抑制再結(jié)晶的奧氏體晶粒的生長。如果冷卻溫度變化在140°C以下，則可以更充分地進行再結(jié)晶，從而可以令人滿意地改善極密度。另外，通過將冷卻溫度變化限制在140°C以下，不僅可以比較容易地控制鋼板的溫度，而且可以更有效地控制不同的選擇(不同的限制)，也可以令人滿意地抑制再結(jié)晶織構(gòu)的發(fā)達。因此，在這種情況下，可以更加提高各向同性，從而可以更加減小成形性的方位依存性。如果冷卻溫度變化超過140°C，則再結(jié)晶的進行并不充分，不能得到目標(biāo)的織構(gòu)，難以得到鐵素體，得到的鐵素體的硬度提高，因此，鋼板的均勻變形能力以及局部變形能力有可能降低。
[0211]另外，一次冷卻的冷卻結(jié)束時的鋼板溫度T2優(yōu)選為Tl + 100°C以下。一次冷卻的冷卻結(jié)束時的鋼板溫度T2如果在Tl + 100°C以下，則可以得到更充分的冷卻效果。通過該冷卻效果，可以抑制晶粒生長，可以進一步抑制奧氏體晶粒的生長。
[0212]另外，一次冷卻中的平均冷卻速度優(yōu)選為50°C /秒以上。如果該一次冷卻的平均冷卻速度在50°C/秒以上，則可以更加抑制再結(jié)晶的奧氏體晶粒的生長。另一方面，平均冷卻速度的上限沒有必要特別規(guī)定，但從鋼板形狀的角度考慮，平均冷卻速度可以為200°C /秒以下。
[0213]二次冷卻工序
[0214]作為二次冷卻工序，優(yōu)選在上述第2熱軋后、以及在上述一次冷卻工序后，以15°C /秒~300°C /秒的平均冷卻速度，將鋼板冷卻至600°C~800°C的溫度范圍。在該二次冷卻工序中，當(dāng)進行鋼板的冷卻而使鋼板的溫度處于Ar3以下時，奧氏體開始相變?yōu)殍F素體。通過設(shè)定為15°C /秒以上的平均冷卻速度，便可以令人滿意地抑制奧氏體晶粒的粗大化。該平均冷卻速度的上限沒有必要特別規(guī)定，但從鋼板形狀的角度考慮，平均冷卻速度可以為300°C /秒以下。另外，優(yōu)選從上述第2熱軋后、以及上述一次冷卻工序后，在3秒鐘以內(nèi)開始二次冷卻。二次冷卻開始如果超過3秒，則有可能招致奧氏體的粗大化。
[0215]保持工序
[0216]作為保持工序，在二次冷卻工序后，于600°C~800°C的溫度范圍內(nèi)，將鋼板保持I秒鐘~15秒鐘。通過在該溫度區(qū)域的保`持，從奧氏體向鐵素體的相變得以進行，從而可以提高鋼板的鐵素體面積率。進一步優(yōu)選的是在600°C~680°C的溫度范圍內(nèi)保持鋼板。通過在這樣比較低的溫度區(qū)域發(fā)生鐵素體相變，可以微細且均勻地控制鐵素體組織。與之相伴隨，在后續(xù)工序形成的貝氏體以及馬氏體也可以在金屬組織內(nèi)受到微細且均勻的控制。另外，為促進鐵素體相變，保持時間設(shè)定為I秒以上。但是，如果超過15秒，則鐵素體晶粒變得粗大，滲碳體也有可能析出。在600~680°C的較低溫度保持的情況下，優(yōu)先將保持時間設(shè)定為3秒~15秒。
[0217]三次冷卻工序
[0218]作為三次冷卻工序，在保持工序后，以50°C /秒~300°C /秒的平均冷卻速度，將鋼板冷卻至室溫~350°C的溫度范圍。在該三次冷卻工序中，即使在保持工序后也沒有相變?yōu)殍F素體的奧氏體相變成貝氏體以及馬氏體。如果在超過350°C的溫度下停止三次冷卻，則由于溫度過高，因而貝氏體相變過度地進行，最終不能得到以面積率計為1%以上的馬氏體。此外，三次冷卻工序的冷卻停止溫度的下限沒有必要特別規(guī)定，但在以水冷為前提的情況下，可以在室溫以上。另外，如果以低于50°C /秒的平均冷卻速度進行冷卻，則冷卻中有可能產(chǎn)生珠光體相變。此外，三次冷卻工序的平均冷卻速度的上限沒有必要特別規(guī)定，但從操作上的角度考慮，可以為300°C以下。如果在該平均冷卻速度的上述范圍內(nèi)減慢平均冷卻速度，則可以提高貝氏體面積率。另一方面，如果在該平均冷卻速度的上述范圍內(nèi)加快平均冷卻速度，則可以提高馬氏體面積率。另外，貝氏體以及馬氏體的結(jié)晶粒徑也變得微細。
[0219]可以根據(jù)熱軋鋼板所要求的特性，控制作為主相的鐵素體和貝氏體、以及作為第二相的馬氏體的面積率。如上所述，鐵素體可以主要在保持工序進行控制，貝氏體和馬氏體可以主要在三次冷卻工序進行控制。另外，這些作為主相的鐵素體和貝氏體、以及作為第二相的馬氏體的結(jié)晶粒徑及其形狀大大依賴于相變前的組織即奧氏體的粒徑和形狀。另外，還依賴于保持工序以及三次冷卻工序。因此，例如馬氏體的面積率fM、馬氏體的平均尺寸dia、馬氏體間的平均距離dis、和鋼板的抗拉強度TS之間的關(guān)系即TS/fMX dis/dia的值可以通過復(fù)合控制上述的制造工序而得到滿足。[0220]卷取工序
[0221]作為卷取工序，在三次冷卻工序后，于三次冷卻的冷卻停止溫度即室溫~350°C的溫度下開始鋼板的卷取，然后進行空冷。這樣，便可以制造本實施方式的熱軋鋼板。
[0222]此外，也可以根據(jù)需要對得到的熱軋鋼板進行表皮光軋。通過該表皮光軋，可以防止加工成形時發(fā)生的拉伸應(yīng)變，或者可以將鋼板形狀矯直。
[0223]此外，也可以對得到的熱軋鋼板進行表面處理。例如，可以對得到的熱軋鋼板適用電鍍、熱浸鍍、蒸鍍、鍍覆后的合金化處理、有機皮膜形成、薄膜層疊、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻處理等表面處理。作為這樣的例子，在熱軋鋼板的表面也可以形成熱浸鍍鋅層或者合金化熱浸鍍鋅層。即使進行上述的表面處理，也可以充分地維持均勻變形能力和局部變形能力。
[0224]另外，也可以根據(jù)需要，進行回火處理和時效處理作為再加熱處理。通過該處理，可以使在鋼中固溶的Nb、T1、Zr、V、W、Mo等以碳化物的形式析出，或者可以使馬氏體軟化而成為回火馬氏體。其結(jié)果是，作為主相的鐵素體和貝氏體、與作為第二相的馬氏體之間的硬度差減小，從而使擴孔性和彎曲性等局部變形能力得以提高。該再加熱處理的效果也可以通過用于上述的熱浸鍍和合金化處理的加熱等而得到。
[0225]【實施例1】
[0226]下面舉出本發(fā)明的實施例，就本發(fā)明的技術(shù)內(nèi)容進行說明。此外,本實施例的條件是為了確認本發(fā)明的實施可能性以及效果而采用的一個條件例，本發(fā)明并不局限于該一個條件例。本發(fā)明只要不脫離本發(fā)明的宗旨，可以實現(xiàn)本發(fā)明的目的，就可以采用各種條件。
[0227]下面就使用具有表1~表6所示的化學(xué)組成(剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì))的鋼N0.SI~S98而進行研究的結(jié)果加以說明。將這些鋼熔煉和鑄造后，將其直接地進行再加熱、或者將暫且冷卻至室溫的鋼進行再加熱，加熱至900°C~1300°C的溫度范圍，其后在表7~表14所示的制造條件下進行熱軋以及溫度控制(冷卻和保持等)，從而得到2~5_厚的熱軋鋼板。
[0228]表15~表22表示了金屬組織、織構(gòu)以及機械特性等特征。此外，在表中，將{ 100}
<011 >~{223} < 110 >方位群的平均極密度表示為D1，將{332} < 113 >的結(jié)晶方位的極密度表示為D2。另外，將鐵素體、貝氏體、馬氏體、珠光體以及殘余奧氏體的面積分數(shù)分別表示為F、B、fM、P以及Y。另外，將馬氏體的平均尺寸表示為dia，將馬氏體間的平均距離表示為dis。另外，在表中，所謂硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差比，是指對于鐵素體或者貝氏體的面積分數(shù)較高者，將其硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差除以其硬度的平均值而得到的值。[0229]作為局部變形能力的指標(biāo)，使用最終產(chǎn)品的擴孔率λ以及基于90° V字彎曲的極限彎曲半徑(d/RmC)。彎曲試驗設(shè)定為C方向彎曲。此外，拉伸試驗(TS、u-EL以及EL的測定)、彎曲試驗以及擴孔試驗分別按照JIS Z224UJIS Z2248(V形塊90°彎曲試驗)以及日本鋼鐵聯(lián)盟標(biāo)準(zhǔn)JFST1001。另外，使用前述的EBSD，對于板寬度方向的1/4的位置的平行于軋制方向的(以板厚方向為法線)板厚斷面的5/8~3/8的區(qū)域的板厚中央部，以0.5μπι的測定步長對極密度進行了測定。另外，對于各方向的r值(蘭克福特值)，根據(jù)JIS Z2254(2008) (IS010113 (2006))而進行測定。此外，表中的下劃線表示不滿足本發(fā)明的值，另外，化學(xué)成分的空欄表TJV沒有添加。 [0230]制造N0.PU P2、P7、P10、Pll、P13、P14、P16-P19、P21、P23-P27、P29-P31、P33、P34、P36-P41、P48-P77以及P141-P180是滿足本發(fā)明條件的實施例。這些實施例同時滿足TS≥ 440 (單位:MPa)、TSXu-EL ≥ 7000 (單位:MPa.%)、TSX λ ≥30000 (單位:MPa.%)、以及d/RmC ≥ I (無單位)的所有條件，可以說是高強度、且均勻變形能力和局部變形能力優(yōu)良的熱軋鋼板。
[0231]另一方面，P3-P6、P8、P9、P12、P15、P20、P22、P28、P32、P35、P42-P47以及P78-P140是不滿足本發(fā)明條件的比較例。這些比較例并不滿足TS≥440 (單位:MPa)、TSXu-EL ≥7000 (單位:MPa *%)、TSX λ ≥ 30000 (單位:MPa.%)、以及 d/RmC ≥ I (無單位)中的至少I個條件。
[0232]圖1以及圖2是對于上述實施例和上述比較例，表示Dl和D2與d/RmC之間的關(guān)系的曲線圖。如這些圖1以及圖2所示，在Dl為5.0以下的情況下，而且在D2為4.0以下的情況下，滿足d/RmC ^ I。
【權(quán)利要求】
1.一種熱軋鋼板，其特征在于:鋼板的化學(xué)組成以質(zhì)量％計，含有 C:0.01% ~0.4%、
Si:0.001% ~2.5%、
Mn:0.001% ~4.0%、
Al:0.001% ~2.0%, 并將P限制在0.15%以下、 將S限制在0.03%以下、 將N限制在0.01%以下、 將O限制在0.01%以下， 剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)； 在距所述鋼板的表面5/8~3/8的板厚范圍即板厚中央部，{100} < 011 >>{116}<110 >>{114} < 110 >>{112} < 110 >>{223} < 110 > 的各結(jié)晶方位的極密度的以算術(shù)平均表示的極密度即{100} < 011 >~{223}< 110 >方位群的平均極密度為1.0~5.0，而且{332} < 113 >的結(jié)晶方位的極密度為1.0~4.0 ; 在所述鋼板的金屬組織中存在多個晶粒，該金屬組織以面積率計，合計含有30%~99%的鐵素體和貝氏體，并含有1%~70%的馬氏體； 當(dāng)將以單位面積％計的所述馬氏體的面積率設(shè)定為fM、將以ym為單位的所述馬氏體的平均尺寸設(shè)定為dia、將以ym為單位`的所述馬氏體間的平均距離設(shè)定為dis、將以MPa為單位的所述鋼板的抗拉強度設(shè)定為TS時，滿足下述式I以及式2 ；dia ^ 13 μ m(式 I) TS/fMXdis/dia ^ 500 (式 2)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板，其特征在于:所述鋼板的化學(xué)組成以質(zhì)量％計，進一步含有
Mo:0.001% ~1.0%、
Cr:0.001% ~2.0%、
N1:0.001% ~2.0%、
Cu:0.001% ~2.0%、
B:0.0001% ~0.005%、
Nb:0.001% ~0.2%、
T1:0.001% ~0.2%、
V:0.001% ~1.0%、
W:0.001% ~1.0%、
Ca:0.0001% ~0.01%、
Mg:0.0001% ~0.01%、
Zr:0.0001% ~0.2%、 稀土金屬:0.0001% ~0.1%、
As:0.0001% ~0.5%、
Co:0.0001% ~1.0%、
Sn:0.0001% ~0.2%、Pb:0.0001% ~0.2%、
Y:0.0001% ~0.2%、以及 Hf:0.0001%~0.2%之中的I種以上。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱軋鋼板，其特征在于:所述晶粒的體積平均直徑為5 μ m ~30 μ m0
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱軋鋼板，其特征在于:所述{100}< 011 >~{223} <110 >方位群的平均極密度為1.0~4.0，所述{332} < 113 >的結(jié)晶方位的極密度為1.0 ~3.0。
5.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱軋鋼板，其特征在于:當(dāng)將所述馬氏體的長軸設(shè)定為La、以及將所述馬氏體的短軸設(shè)定為Lb時，滿足下述式3的所述馬氏體的面積率相對于所述馬氏體面積率fM為50%~100% ； La/Lb ^ 5.0 (式 3)。
6.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱軋鋼板，其特征在于:所述金屬組織以面積率計，含有30%~99%的所述鐵素體。
7.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱軋鋼板，其特征在于:所述金屬組織以面積率計，含有5%以上且80%以上的所述貝氏體。
8.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱軋鋼板，其特征在于:所述馬氏體含有回火馬氏體。
9.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱軋鋼板，其特征在于:在所述鋼板的所述金屬組織中的所述晶粒中，粒徑超過35 μ m的粗大晶粒的面積率為0%~10%。
10.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱軋鋼板，其特征在于:所述鐵素體的硬度H滿足下述式4 ；
H < 200 + 30 X [Si] + 21 X [Mn] + 270 X [P] + 78 X [Nb]1/2 + 108 X [Ti]1/2 (式4)。
11.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的熱軋鋼板，其特征在于:對于作為主相的所述鐵素體或者所述貝氏體，在就100個以上的點進行硬度測定的情況下，所述硬度的標(biāo)準(zhǔn)偏差除以所述硬度的平均值所得到的值為0.2以下。
12.—種熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，包括以下工序: 對具有以下化學(xué)組成的鋼在1000°C~1200°C的溫度范圍，進行包括至少I次以上的壓下率為40%以上的道次的第I熱軋，從而將所述鋼的平均奧氏體粒徑設(shè)定為200μπι以下，其中，所述化學(xué)組成的鋼以質(zhì)量％計，含有C:0.01% ~0.4%、
Si:0.001% ~2.5%、
Mn:0.001% ~4.0%、
Al:0.001% ~2.0%, 并將P限制在0.15%以下、 將S限制在0.03%以下、 將N限制在0.01%以下、 將O限制在0.01%以下， 剩余部分包括鐵和不可避免的雜質(zhì)；對所述鋼進行第2熱軋，在將以。C為單位的由下述式5算出的溫度設(shè)定為Tl、將以。C為單位的由下述式6算出的鐵素體相變溫度設(shè)定為Ar3的情況下，所述第2熱軋在Tl +.30°C~Tl + 200°C的溫度范圍包含壓下率為30%以上的大壓下道次，在Tl + 30°C~Tl +.200°C的溫度范圍的累計壓下率為50%以上，在Ar3°C以上且低于Tl + 30°C的溫度范圍的累計壓下率被限制在30%以下，軋制結(jié)束溫度在Ar3以上； 對所述鋼進行一次冷卻，在所述一次冷卻中，在將以秒為單位的從所述大壓下道次中的最終道次的結(jié)束至冷卻開始的等待時間設(shè)定為t時，該等待時間t滿足下述式7，平均冷卻速度為50°C /秒以上，冷卻開始時的鋼溫度和冷卻結(jié)束時的鋼溫度之差即冷卻溫度變化為40°C~140°C，所述冷卻結(jié)束時的鋼溫度為Tl + 100°C以下； 在所述第2熱軋結(jié)束后，以15°C /秒~300°C /秒的平均冷卻速度對所述鋼進行二次冷卻，直至600°C~800°C的溫度范圍； 在600°C以上且800°C的溫度范圍內(nèi)保持所述鋼I秒~15秒； 在所述保持后，以50°C /秒~300°C /秒的平均冷卻速度對所述鋼進行三次冷卻，直至室溫~350°C的溫度范圍； 在室溫~350°C的溫度范圍對所述鋼進行卷??； Tl = 850 + IOX ([C] + [N] ) X [Mn] (式 5) 在此，[C]、[N]以及[Mn]分別為C、N以及Mn的質(zhì)量百分數(shù)；
Ar3 = 879.4 — 516.1 X [C] — 65.7 X [Mn] + 38.0X [Si] + 274.7 X [P](式 6)
在該式6中，[C]、[Mn]、[Si]以及[P]分別為C、Mn、Si以及P的質(zhì)量百分數(shù)；
t ^ 2.5Xtl (式 7) 在此，tl用下述式8表示； tl = 0.0OlX ((Tf — TDXP1/100)2 — 0.109X ((Tf — TDXP1/100)+ 3.1 (式8) 在此，Tf為所述最終道次結(jié)束時的所述鋼的攝氏溫度，Pl為所述最終道次的壓下率的百分數(shù)。
13.根據(jù)權(quán)利要求12所述的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于:作為所述化學(xué)組成，所述鋼以質(zhì)量％計，進一步含有Mo:0.001% ~1.0%、
Cr:0.001% ~2.0%、
N1:0.001% ~2.0%、
Cu:0.001% ~2.0%、
B:0.0001% ~0.005%、
Nb:0.001% ~0.2%、
T1:0.001% ~0.2%、
V:0.001% ~1.0%、
W:0.001% ~1.0%、
Ca:0.0001% ~0.01%、
Mg:0.0001% ~0.01%、
Zr:0.0001% ~0.2%、稀土金屬:0.0001% ~0.1%、
As:0.0001% ~0.5%、
Co:0.0001% ~1.0%、
Sn:0.0001% ~0.2%、
Pb:0.0001% ~0.2%、
Y:0.0001% ~0.2%、以及 Hf:0.0001%~0.2%之中的I種以上，將由下述式9算出的溫度作為所述Tl以代替由所述式5算出的溫度； Tl = 850 + IOX ([C] + [N]) X [Mn] + 350X [Nb] + 250X [Ti] + 40X [B] +IOX [Cr] + 100X [Mo] + 100X [V] (式 9) 在此，[C]、[N]、[Mn]、[Nb]、[Ti]、[B]、[Cr]、[Mo]以及[V]分別為 C、N、Mn、Nb、T1、B、Cr、Mo以及V的質(zhì)量百分數(shù)。
14.根據(jù)權(quán)利要求12或13所述的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，所述等待時間t進一步滿足下述式10 ； O ^ t < tl (式 10)。
15.根據(jù)權(quán)利要求12或13所述的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于:所述等待時間t進一步滿足下述式11;` tl ^ t ^ tlX2.5 (式 11)。
16.根據(jù)權(quán)利要求12或13所述的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于:在所述第I熱軋中，將壓下率為40%以上的壓下進行至少2次以上，從而將所述平均奧氏體粒徑設(shè)定為100 μ m以下。
17.根據(jù)權(quán)利要求12或13所述的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于:在所述第2熱軋結(jié)束后，在3秒以內(nèi)開始所述二次冷卻。
18.根據(jù)權(quán)利要求12或13所述的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于:在所述第2熱軋中，將各道次間的所述鋼的溫度上升設(shè)定為18°C以下。
19.根據(jù)權(quán)利要求12或13所述的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于:在Tl+ 30°C~Tl + 200°C的溫度范圍的軋制的最終道次為所述大壓下道次。
20.根據(jù)權(quán)利要求12或13所述的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于:所述保持在600°C~680°C的溫度范圍內(nèi)保持3秒~15秒。
21.根據(jù)權(quán)利要求12或13所述的熱軋鋼板的制造方法，其特征在于:在軋制機架間進行所述一次冷卻。
【文檔編號】C22C38/60GK103562427SQ201280024587
【公開日】2014年2月5日 申請日期:2012年5月24日 優(yōu)先權(quán)日:2011年5月25日
【發(fā)明者】佐野幸一, 林邦夫, 中野和昭, 岡本力, 藤田展弘 申請人:新日鐵住金株式會社