高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法
【專利摘要】本發(fā)明通過形成：以質(zhì)量％計以C、S、N和Ti滿足((Ti-(48/14)N-(48/32)S)/48)/(C/12)＜1.0(C、S、N、Ti：各元素的含量(質(zhì)量％))的方式含有C：大于0.035％且0.07％以下、Si：0.3％以下、Mn：大于0.35％且0.7％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.135％以上且0.235％以下、余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成，含有面積率大于95％的鐵素體相的基體以及在所述鐵素體相的晶粒內(nèi)微細(xì)析出有平均粒徑小于10nm的Ti碳化物的組織，由此制成拉伸強(qiáng)度為780MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板。
【專利說明】高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明涉及高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法，所述高強(qiáng)度熱軋鋼板適合于以汽車為代表的運(yùn)輸機(jī)械類的部件、建筑用鋼材等結(jié)構(gòu)用鋼材，其兼具拉伸強(qiáng)度(TS):780MPa以上的高強(qiáng)度和優(yōu)良的加工性。
【背景技術(shù)】
[0002]從保護(hù)地球環(huán)境的觀點出發(fā)，為了減少CO2排出量，在維持汽車車身強(qiáng)度的同時謀求其輕量化、從而改善汽車的燃料效率在汽車產(chǎn)業(yè)常被視為重要的課題。在維持汽車車身強(qiáng)度的同時謀求車身的輕量化方面而言，通過作為汽車部件用原材料的鋼板的高強(qiáng)度化使鋼板薄壁化是有效的。另一方面，以鋼板為原材料的汽車部件多數(shù)通過沖壓加工(Pressforming)、沖緣加工(Burring)等成形，因此要求汽車部件用鋼板具有優(yōu)良的延展性和延伸凸緣性(Stretch flange formability)。因此,對于汽車部件用鋼板而言,在重視例如拉伸強(qiáng)度:780MPa以上的強(qiáng)度的同時還重視加工性，要求延伸凸緣性等加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板。
[0003]因此，關(guān)于兼具強(qiáng)度和加工性的高強(qiáng)度鋼板，到現(xiàn)在為止進(jìn)行了大量研究開發(fā)，但通常鋼鐵材料的加工性隨高強(qiáng)度化而降低，因此在不損害強(qiáng)度的情況下對高強(qiáng)度鋼板賦予延伸凸緣性等加工性并非易事。例如，已知通過將鋼板組織形成為使馬氏體等硬質(zhì)的低溫相變相分散在軟質(zhì)的鐵素體中而成的復(fù)合組織而制成延展性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板的技術(shù)。該技術(shù)是想要通過優(yōu)化分散在鐵素體中的馬氏體量來謀求兼顧高強(qiáng)度和高延展性的技術(shù)。但是，對于具有這樣的復(fù)合組織的鋼板而言，若實施擴(kuò)大沖裁部的所謂延伸凸緣成形，則會觀察到從軟質(zhì)的鐵素體與馬氏體等硬質(zhì)的低溫相變相的界面處產(chǎn)生裂紋而容易破裂的問題。即，由軟質(zhì)的鐵素體和馬氏體等硬質(zhì)的低溫相變相構(gòu)成的復(fù)合組織高強(qiáng)度鋼板不能得到充分的延伸凸緣性。
[0004]另外，在專利文獻(xiàn)I中提出了如下技術(shù):以重量％計，含有C:0.03~0.20%、Si:0.2~2.0%、Mn:2.5%以下、P:0.08%以下、S:0.005%以下，并且使鋼板組織為主要包含貝氏體-鐵素體的組織或包含鐵素體和貝氏體-鐵素體的組織，由此使拉伸強(qiáng)度:500N/mm2(500MPa)以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板的延伸凸緣性提高。于是，根據(jù)該技術(shù)，通過在鋼中生成具有板條狀組織且不生成碳化物的位錯密度高的貝氏體-鐵素體組織，能夠?qū)Ω邚?qiáng)度材料賦予高延伸凸緣性。另外，若在生成貝氏體-鐵素體組織的同時生成位錯少的高延展性且延伸凸緣性良好的鐵素體組織，則會使強(qiáng)度和延伸凸緣性均良好。
[0005]另一方面，雖然并非僅著眼于延伸凸緣性，但在專利文獻(xiàn)2中提出了如下技術(shù):形成以重量％計含有C:0.01~0.10%,Si:1.5%以下、Mn:大于L 0%~2.5%,P:0.15%以下、S:0.008% 以下、Al:0.01 ~0.08%, B:0.0005 ~0.0030%, Ti 和 Nb 中的 I 種或 2 種的合計為0.10~0.60%的組成，并且形成鐵素體量以面積率計為95%以上且鐵素體的平均結(jié)晶粒徑為2.0~ΙΟ.Ομπκ不含馬氏體和殘余奧氏體的組織，由此使拉伸強(qiáng)度(TS)為490MPa以上的高強(qiáng)度熱軋鋼板的疲勞強(qiáng)度和延伸凸緣性提高。[0006]另外，在專利文獻(xiàn)3中提出了如下技術(shù):形成以重量比計含有C:0.05~0.15%,Si:1.50% 以下、Mn:0.70 ~2.50%, Ni:0.25 ~1.5%, Ti:0.12 ~0.30%, B:0.0005 ~0.0030%, P:0.020% 以下、S:0.010% 以下、sol.Al:0.010 ~0.10%、N:0.0050% 以下的組成，使鐵素體晶粒的粒徑為?ο μ m以下，并且使IOnm以下的尺寸的TiC和10 μ m以下的尺寸的鐵碳化物析出，由此確保熱軋鋼板的彎曲加工性和焊接性，并且使其拉伸強(qiáng)度(TS)為950N/mm2(950MPa)以上。于是，根據(jù)該技術(shù)，通過使鐵素體晶粒和TiC微細(xì)化并且使Mn含量為0.70%以上，鋼板強(qiáng)度提高并且彎曲加工性也提高。
[0007]另外，在專利文獻(xiàn)4中提出了如下技術(shù):形成以重量％計含有C:0.02~0.10%,Si ( 2.0%,Μη:0.5 ~2.0%,P ( 0.08%,S ( 0.006%,N ( 0.005%,Al:0.01 ~0.1%,并且含有T1:0.06~0.3%且Ti量滿足0.50 < (T1-3.43N-1.5S)/4C的組成，并且形成低溫相變產(chǎn)物和珠光體的面積比例為15%以下且在多邊形鐵素體中分散有TiC的組織，由此制成具有優(yōu)良的延伸凸緣性并且拉伸強(qiáng)度(TS)為70kgf/mm2(686MPa)以上的熱軋鋼板。另外，根據(jù)該技術(shù)，使鋼板組織的大部分為固溶C少的多邊形鐵素體，通過TiC的析出強(qiáng)化、Mn(含量:0.5%以上)和P的固溶強(qiáng)化，使拉伸強(qiáng)度(TS)提高并且得到優(yōu)良的延伸凸緣性。
[0008]另外，在專利文獻(xiàn)5中提出了實質(zhì)上由鐵素體單相組織的基體和分散在該基體中的粒徑小于IOnm的微細(xì)析出物構(gòu)成、具有550MPa以上的拉伸強(qiáng)度的沖壓成形性優(yōu)良的薄鋼板。在該技術(shù)中，優(yōu)選形成以重量％計含有C < 0.10%,T1:0.03~0.10%,Mo:0.05~0.6%且以Fe為主要成分的組成，由此形成雖為高強(qiáng)度但擴(kuò)孔率和總伸長率均良好的薄鋼板。此外，示出了含有S1:0.04~0.08%,Mn:1.59~1.67%的示例。
[0009]另外，在專利文獻(xiàn)6中提出了如下技術(shù):形成以質(zhì)量％計含有C:0.015~0.06%、S1:小于 0.5%、Mn:0.I ~2.5%、Ρ ≤ 0.10%,S^0.01%,Al:0.005 ~0.3%、Ν ≤ 0.01 %、T1:0.01~0.30%,B:2~50ppm且規(guī)定了 C、T1、N、S以及Mn、S1、B的成分平衡的組成，而且形成鐵素體和貝氏體鐵素體的合計面積率為90%以上、滲碳體的面積率為5%以下的組織，由此使熱軋鋼板的拉伸強(qiáng)度為690~850MPa且使擴(kuò)孔率(Hole expanding ratio)為40%以上。
[0010]另外，在專利文獻(xiàn)7中提出了如下技術(shù):形成以質(zhì)量％計含有C:0.01~0.07%、S1:0.01 ~2%、Mn:0.05 ~3%、A1:0.005 ~0.5%、N ≤ 0.005%,S^0.005%,T1:0.03 ~0.2%、而且將P含量降低至0.01 %以下的組成，并且形成使鐵素體或貝氏體鐵素體組織為面積率最大的相、硬質(zhì)第二相和滲碳體以面積率計為3%以下的組織，由此使熱軋鋼板的拉伸強(qiáng)度為690MPa以上并且使沖裁加工性(Punching ability)和擴(kuò)孔性提高。
[0011]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)
[0012]專利文獻(xiàn)
[0013]專利文獻(xiàn)1:日本特開平6-172924號公報
[0014]專利文獻(xiàn)2:日本特開2000-328186號公報
[0015]專利文獻(xiàn)3:日本特開平8-73985號公報
[0016]專利文獻(xiàn)4:日本特開平6-200351號公報
[0017]專利文獻(xiàn)5:日本特開2002-322539號公報
[0018]專利文獻(xiàn)6:日本特開2007-302992號公報
[0019]專利文獻(xiàn)7:日本特開2005-298924號公報
【發(fā)明內(nèi)容】

[0020]發(fā)明所要解決的問題
[0021]但是，在專利文獻(xiàn)I提出的技術(shù)中，若鐵素體含量增多，則無法期待進(jìn)一步的高強(qiáng)度化。另外，若為了高強(qiáng)度化而形成加入有硬質(zhì)的第二相來代替鐵素體的復(fù)合組織，則與上述鐵素體-馬氏體復(fù)合組織鋼板同樣，觀察到在延伸凸緣成形時從貝氏體-鐵素體與硬質(zhì)的第二相的界面處產(chǎn)生裂紋而容易破裂、延伸凸緣性降低的問題。
[0022]另外，在專利文獻(xiàn)2提出的技術(shù)中，通過使晶粒微細(xì)化而提高了鋼板的延伸凸緣性，但所得到的鋼板的拉伸強(qiáng)度(TS)最高為約680MPa (參照專利文獻(xiàn)2的實施例)，存在無法期待進(jìn)一步高強(qiáng)度化的問題。此外，在專利文獻(xiàn)2中提出的技術(shù)中，必須含有大于1%的Mn，因此容易產(chǎn)生因Mn的偏析所引起的加工時的裂紋，難以穩(wěn)定地確保優(yōu)良的延伸凸緣加工性。
[0023]另外，在專利文獻(xiàn)3提出的技術(shù)中，對鋼板的彎曲加工性進(jìn)行了研究，但對于鋼板的延伸凸緣性未進(jìn)行研究。彎曲加工與擴(kuò)孔加工(延伸凸緣成形)的加工模式不同，彎曲加工性與延伸凸緣性對鋼板所要求的性質(zhì)不同，因此存在彎曲加工性優(yōu)良的高強(qiáng)度鋼板未必具有良好的延伸凸緣性的問題。
[0024]在專利文獻(xiàn)4提出的技術(shù)中，以高強(qiáng)度化為目的而含有大量的Mn以及Si，因此鋼的淬透性升高，難以穩(wěn)定地得到以多邊形鐵素體為主體的組織。另外，由于這些元素而在鑄造時產(chǎn)生顯著的偏析，因此在加工時容易沿該偏析產(chǎn)生裂紋，觀察到延伸凸緣性變差的傾向。此外，實際上，如其實施例所示，盡管需要添加I %以上的Mn，但并不能穩(wěn)定地得到780MPa以上的拉伸強(qiáng)度。
[0025]另外，在專利文獻(xiàn)5提出的技術(shù)中也示出了含有1.59~1.67%的Mn的示例，因此由于Mn的偏析而導(dǎo)致加工時容易產(chǎn)生裂紋，存在即使根據(jù)該技術(shù)也難以穩(wěn)定地確保優(yōu)良的延伸凸緣加工性的問題。
[0026]另外，在專利文獻(xiàn)6提出的技術(shù)中，如其實施例所示，為了使鋼板的拉伸強(qiáng)度為780MPa以上，需要添加I %以上的Mn，若將Mn含量降低至約0.5%，則只能得到小于750MPa的拉伸強(qiáng)度。即，在專利文獻(xiàn)6提出的技術(shù)中也無法在降低Mn含量來確保優(yōu)良的延伸凸緣性的同時使鋼板的拉伸強(qiáng)度為780MPa以上。
[0027]另外，在專利文獻(xiàn)7提出的技術(shù)中，如其實施例所示，也必須最少添加約1%的Mn才能得到強(qiáng)度，由于該Mn添加所引起的偏析，導(dǎo)致難以穩(wěn)定地得到延伸凸緣性。另外，在專利文獻(xiàn) 7 中，公開了在 C = 0.066%, Si = 0.06%, Mn = 0.31%中添加了 T1、V、Nb、Mo 的實施例，但在該實施例中，為了避免生成珠光體，必須在540°C的低溫下進(jìn)行卷取而形成貝氏體鐵素體組織，因此無法得到穩(wěn)定的延伸凸緣性。此外，在專利文獻(xiàn)7中，還公開了 Mn含量為0.24%且拉伸強(qiáng)度為810MPa的實施例，但該實施例含有多達(dá)1.25%的容易偏析的Si作為強(qiáng)度補(bǔ)償，因此還是無法得到穩(wěn)定的延伸凸緣性。
[0028]如上所述，從延伸凸緣性的觀點出發(fā)，不優(yōu)選使鋼板組織為復(fù)合組織。另外，若使鋼板組織為鐵素體單相組織則延伸凸緣性得到改善，但對于現(xiàn)有的鐵素體單相組織鋼板而言，難以在維持優(yōu)良的延伸凸緣性的狀態(tài)下確保高強(qiáng)度。
[0029] 本發(fā)明有利地解決了上述的現(xiàn)有技術(shù)所存在的問題，其目的在于提供拉伸強(qiáng)度(TS):780MPa以上且具有優(yōu)良的延伸凸緣性的高強(qiáng)度熱軋鋼板及其制造方法。
[0030]用于解決問題的方法
[0031]為了解決上述問題，本發(fā)明人著眼于加工性良好的鐵素體單相組織的熱軋鋼板，對影響該熱軋鋼板的高強(qiáng)度化和延伸凸緣性的各種因素進(jìn)行了深入研究。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，以往被認(rèn)為作為固溶強(qiáng)化元素對鋼板的高強(qiáng)度化極其有效的、在高強(qiáng)度熱軋鋼板中主動地含有的Mn和Si對鋼板的延伸凸緣性帶來不良影響。
[0032]因此，本發(fā)明人對于大量含有約I %的Mn和Si的熱軋鋼板進(jìn)行了組織觀察，結(jié)果確認(rèn)到在其板厚中央部不可避免地產(chǎn)生了 Mn、Si的偏析，發(fā)現(xiàn)偏析所引起的組織的形狀變化、位錯密度等的不均勻?qū)ρ由焱咕壭詭砹瞬涣加绊?。并且發(fā)現(xiàn)，關(guān)于熱軋鋼板的組成，通過將Mn含量和Si含量降低至規(guī)定量以下，具體而言將Mn含量、Si含量均降低至比1%更低的含量，能夠抑制上述偏析組織的影響。
[0033]另一方面，作為固溶強(qiáng)化元素的Mn含量和Si含量的抑制所帶來的鋼板強(qiáng)度的降低是不可避免的。因此，本發(fā)明人嘗試應(yīng)用Ti碳化物所致的析出強(qiáng)化來代替Mn和Si所致的固溶強(qiáng)化作為強(qiáng)化機(jī)制。通過使Ti碳化物在鋼板中微細(xì)析出，可以期待大幅提高鋼板強(qiáng)度的效果。但是，Ti碳化物容易粗大化。因此，如上述專利文獻(xiàn)的實施例所示，關(guān)于鋼板組成，僅含有作為碳化物形成元素的Ti時，難以使Ti碳化物以微細(xì)的狀態(tài)在鋼板中析出并且維持微細(xì)的狀態(tài)，無法得到充分的強(qiáng)度提高效果。
[0034]因此，本發(fā)明人進(jìn)一步進(jìn)行了研究，對于使Ti碳化物以微細(xì)的狀態(tài)在鋼板中析出、并抑制其粗大化的手段進(jìn)行了摸索。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過調(diào)整鋼板組成而控制不與N、S結(jié)合而與C結(jié)合的Ti量與C量的濃度比，能夠抑制Ti碳化物的粗大化，使Ti碳化物微細(xì)化。
[0035]另外，存在于鋼板的板厚中央部附近、以Mn偏析為原因的組織對延伸凸緣性帶來不良影響的原因尚未明確，但本發(fā)明人考慮其原因如下。推測對孔進(jìn)行沖裁、進(jìn)而進(jìn)行將孔擴(kuò)大的延伸凸緣成形時，若在中央部存在因偏析引起的組織(形狀扁平或位錯密度高的組織)，則在其周邊容易形成初始裂紋，因之后的加工(擴(kuò)孔加工)而形成在板厚方向上發(fā)展的裂紋，導(dǎo)致擴(kuò)孔率降低。
[0036]本發(fā)明是基于上述見解而完成的，其主旨如下所述。
[0037][I] 一種高強(qiáng)度熱軋鋼板，其具有:
[0038]以質(zhì)量％計以C、S、N和Ti滿足下述(I)式的方式含有C:大于0.035%且0.07%以下、S1:0.3% 以下、Mn:大于 0.35%且 0.7% 以下、P:0.03% 以下、S:0.03% 以下、Al:0.1%以下、N:0.01%以下、T1:0.135%以上且0.235%以下、余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成，
[0039]含有面積率大于95%的鐵素體相的基體，以及
[0040]在所述鐵素體相的晶粒內(nèi)微細(xì)析出有平均粒徑小于IOnm的Ti碳化物的組織，并且
[0041]所述高強(qiáng)度熱軋鋼板的拉伸強(qiáng)度為780MPa以上，
[0042]((T1-(48/14) N- (48/32) S) /48) / (C/12) < 1.0...(I)
[0043](C、S、N、T1:各元素的含量(質(zhì)量％ ))。
[0044][2]如上述[I]所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有B:0.0025%以下。[0045][3]如上述[I]所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有合計為 1.0% 以下的 REM、Zr、Nb、V、As、Cu、N1、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的一種以上。
[0046][4]如上述[2]所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有合計為 1.0% 以下的 REM、Zr、Nb、V、As、Cu、N1、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的一種以上。
[0047][5]如上述[I]至[4]中任一項所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在鋼板表面具有鍍層。
[0048][6] 一種高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，在將鋼原材加熱至奧氏體單相區(qū)、實施由粗軋和精軋組成的熱軋、精軋結(jié)束后進(jìn)行冷卻、卷取而制成熱軋鋼板時，
[0049]使上述鋼原材具有以質(zhì)量％計以C、S、N和Ti滿足下述(I)式的方式含有C:大于0.035%且 0.07% 以下、Si:0.3% 以下、Mn:大于 0.35%且 0.7% 以下、P:0.03% 以下、S:0.03%以下、Al:0.1%以下、N:0.01%以下、T1:0.135%以上且0.235%以下、余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成，
[0050]使上述精軋的精軋溫度為900°C以上，使上述冷卻中從900°C至750°C的平均冷卻速度為10°C /s以上，使上述卷取的卷取溫度為580°C以上且750°C以下，
[0051 ] ((T1-(48/14) N- (48/32) S) /48) / (C/12) < 1.0…(I)
[0052](C、S、N、T1:各元素的含量(質(zhì)量％ ))。
[0053][7]如上述[6]所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有B:0.0025%以下。
[0054][8]如上述[6]所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有合計為 1.0% 以下的 REM、Zr、Nb、V、As、Cu、N1、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs 中的一種以上。
[0055][9]如上述[7]所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有合計為 1.0% 以下的 REM、Zr、Nb、V、As、Cu、N1、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs 中的一種以上。
[0056][10]如上述[6]至[9]中任一項所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，對上述熱軋鋼板實施鍍覆處理。
[0057][11]如上述[10]所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，繼上述鍍覆處理之后，對上述熱軋鋼板實施合金化處理。
[0058]發(fā)明效果
[0059]根據(jù)本發(fā)明，能夠得到適合于以汽車為代表的運(yùn)輸機(jī)械類的部件、建筑用鋼材等結(jié)構(gòu)用鋼材的、兼具拉伸強(qiáng)度(TS):780MPa以上的高強(qiáng)度和優(yōu)良的延伸凸緣性的高強(qiáng)度熱軋鋼板，能夠進(jìn)一步展開高強(qiáng)度熱軋鋼板的用途，在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮顯著效果。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0060] 圖1是示意性地示出Ti碳化物的析出形狀的圖。
【具體實施方式】[0061]以下詳細(xì)地說明本發(fā)明。
[0062] 本發(fā)明的熱軋鋼板的特征在于，實質(zhì)上形成鐵素體單相組織，并且通過降低鋼板中的Mn含量或者進(jìn)一步降低Si含量來減輕板厚中央部的Mn偏析或者進(jìn)一步減輕Si偏析從而使其無害化，由此實現(xiàn)鋼板延伸凸緣性的提高。另外，本發(fā)明的熱軋鋼板的特征在于，使微細(xì)Ti碳化物析出，在鋼組成中以使與Ti量結(jié)合的C量多于Ti量并且不生成珠光體的方式進(jìn)行控制，通過降低固溶Ti量來抑制微細(xì)Ti碳化物的生長、粗大化，由此實現(xiàn)鋼板的高強(qiáng)度化。
[0063]首先，對本發(fā)明鋼板的組織和碳化物的限定原因進(jìn)行說明。
[0064]本發(fā)明的熱軋鋼板具有:含有面積率大于95%的鐵素體相的基體和在上述鐵素體相的晶粒內(nèi)微細(xì)析出有平均粒徑小于IOnm的Ti碳化物的組織。
[0065]鐵素體相:以面積率計大于基體的95%
[0066]在本發(fā)明中，在確保熱軋鋼板的延伸凸緣性方面而言，必須要形成鐵素體相。為了提高熱軋鋼板的延展性和延伸凸緣性，使熱軋鋼板的基體組織為位錯密度低的延展性優(yōu)良的鐵素體相是有效的。特別是，為了提高延伸凸緣性，優(yōu)選使熱軋鋼板的基體組織為鐵素體單相，但即使在不是完全的鐵素體單相的情況下，只要實質(zhì)上為鐵素體單相、即相對于基體組織整體以面積率計大于95%為鐵素體相，就能夠充分發(fā)揮上述效果。因此，鐵素體相的面積率設(shè)定為大于95%。優(yōu)選為97%以上。
[0067]另外，在本發(fā)明的熱軋鋼板中，作為在基體中可以含有的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。若這些組織在基體中存在則延伸凸緣性降低，但只要這些組織相對于基體組織整體的合計面積率小于約5%就是允許的。優(yōu)選為約3%以下。
[0068]Ti碳化物
[0069]如上所述，在本發(fā)明的熱軋鋼板中，出于抑制對延伸凸緣性帶來不良影響的板厚中央部的Mn偏析以及Si偏析的目的，降低了作為固溶強(qiáng)化元素的Mn、Si的含量，因此不能期待固溶強(qiáng)化所帶來的鋼板強(qiáng)度的上升。因此，在本發(fā)明的熱軋鋼板中，在確保強(qiáng)度方面而言，必須使Ti碳化物在鐵素體相的晶粒內(nèi)微細(xì)析出。需要說明的是，Ti碳化物是在熱軋鋼板制造工序中的精軋結(jié)束后的冷卻過程中在奧氏體一鐵素體相變的同時相界面析出的碳化物、或者在鐵素體相變后在鐵素體中析出的時效析出碳化物。
[0070]Ti碳化物的平均粒徑:小于IOnm
[0071]在對熱軋鋼板賦予所期望的強(qiáng)度(拉伸強(qiáng)度:780MPa以上)方面而言，Ti碳化物的平均粒徑是極其重要的。在本發(fā)明中，使Ti碳化物的平均粒徑小于10nm。若Ti碳化物在上述鐵素體相的晶粒內(nèi)微細(xì)析出，則Ti碳化物對于在對鋼板施加變形時所產(chǎn)生的位錯的移動作為阻力發(fā)揮作用，由此使熱軋鋼板得到強(qiáng)化。但是，隨著Ti碳化物的粗大化，Ti碳化物變得稀疏，阻止位錯的間隔擴(kuò)大，因此析出強(qiáng)化能力降低。并且，若Ti碳化物的平均粒徑達(dá)到IOnm以上，則不能得到足以彌補(bǔ)作為固溶強(qiáng)化元素的Mn、Si含量的降低所引起的鋼板強(qiáng)度的降低量的鋼板強(qiáng)化能力。因此，Ti碳化物的平均粒徑設(shè)定為小于10nm。更優(yōu)選為6nm以下。
[0072]另外，確認(rèn)到本發(fā)明中的Ti碳化物的形狀為如圖1中示意性地所示的近似盤狀(圓盤狀)。在本發(fā)明中，Ti碳化物的平均粒徑ddrf以所觀察的近似盤狀析出物的最大徑d(盤上下表面中的最大部分的直徑)和在與盤上下表面正交的方向上的近似盤狀析出物的厚度t的算術(shù)平均值來定義，即ddrf = (d+t)/2。
[0073]另外，雖然并非對發(fā)明的效果進(jìn)行特別限定，但本發(fā)明中的微細(xì)Ti碳化物的析出形態(tài)有時觀察到成列狀。但是，即使在這種情況下，在包含各列狀析出物的列的平面內(nèi)也為無規(guī)則析出，實際上即使利用透射電子顯微鏡進(jìn)行觀察，多數(shù)情況下析出物也并沒有觀察到成列狀。
[0074]接著，對本發(fā)明熱軋鋼板的成分組成的限定原因進(jìn)行說明。另外，只要不特別聲明，以下的表示成分組成的％是指質(zhì)量％。
[0075]C:大于 0.035%且 0.07% 以下
[0076]C對于在鋼板中形成Ti碳化物、使熱軋鋼板強(qiáng)化而言是必需的元素。若C含量為
0.035%以下，則不能確保使拉伸強(qiáng)度為780MPa以上的Ti碳化物，不能得到780MPa以上的拉伸強(qiáng)度。另一方面，若C含量大于0.07%，則容易生成珠光體，延伸凸緣性降低。因此，C含量設(shè)定為大于0.035%且0.07%以下。更優(yōu)選為0.04%以上且0.06%以下。
[0077]S1:0.3% 以下
[0078]Si作為在不引起延展性(伸長率)降低的情況下使鋼板強(qiáng)度提高的有效元素，通常在高強(qiáng)度鋼板中主動地含有。但是，Si會促進(jìn)在本發(fā)明的熱軋鋼板中應(yīng)該避免的板厚中央部的Mn偏析，并且Si自身也是發(fā)生偏析的元素。因此，在本發(fā)明中，出于抑制上述Mn偏析、并且抑制Si偏析的目的，將Si含量限定為0.3%以下。更優(yōu)選為0.1 %以下、進(jìn)一步更優(yōu)選為0.05%以下。
[0079]Mn:大于 0.35%且 0.7% 以下
[0080]Mn是固溶強(qiáng)化元素，與Si同樣，在通常的高強(qiáng)度鋼板中主動地含有。但是，若在鋼板中主動地含有Mn，則不能避免板厚中央部的Mn偏析，成為鋼板的延伸凸緣性變差的原因。因此，在本發(fā)明中，出于抑制上述Mn偏析的目的，將Mn含量限定為0.7%以下。更優(yōu)選為0.6%以下、進(jìn)一步更優(yōu)選為0.5%以下。另一方面，若Mn含量為0.35%以下，則奧氏體-鐵素體相變點升高，因此Ti碳化物難以微細(xì)化。如上所述，Ti碳化物在熱軋鋼板制造工序中的精軋結(jié)束后的冷卻過程中在奧氏體一鐵素體相變的同時析出、或者在鐵素體中時效析出。若此時奧氏體-鐵素體相變點達(dá)到高溫，則會導(dǎo)致在高溫范圍內(nèi)析出，因此Ti碳化物會粗大化。因此，將Mn含量的下限設(shè)定為大于0.35%。
[0081]P:0.03% 以下
[0082]P是在晶界發(fā)生偏析導(dǎo)致伸長率降低、在加工時誘發(fā)裂紋的有害元素。因此，P含量設(shè)定為0.03%以下。更優(yōu)選為0.020%以下、進(jìn)一步更優(yōu)選為0.010%以下。
[0083]S:0.03% 以下
[0084]S在鋼中以MnS、TiS的形式存在，在熱軋鋼板的沖裁加工時會促進(jìn)空隙的產(chǎn)生，而且在加工中也會成為空隙產(chǎn)生的起點，因此導(dǎo)致延伸凸緣性降低。因此，在本發(fā)明中優(yōu)選盡量降低S，設(shè)定為0.03%以下。更優(yōu)選為0.010%以下、進(jìn)一步更優(yōu)選為0.0030%以下。
[0085]Al:0.1% 以下
[0086]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0.01%以上，但若Al大于0.1 %，則在鋼板中以Al氧化物的形式殘留，該Al氧化物容易凝聚粗大化，成為導(dǎo)致延伸凸緣性變差的因素。因此，Al含量設(shè)定為0.1%以下。更優(yōu)選為0.065%以下。[0087]N:0.01% 以下
[0088]N在本發(fā)明中是有害的元素，優(yōu)選盡量降低。N與Ti結(jié)合而形成TiN，但若N含量大于0.01%，則所形成的TiN量增多而導(dǎo)致延伸凸緣性降低。因此，N含量設(shè)定為0.01%以下。更優(yōu)選為0.006%以下。
[0089]T1:0.135% 以上且 0.235% 以下
[0090]Ti對于形成Ti碳化物而實現(xiàn)鋼板的高強(qiáng)度化而言是必不可缺的元素。若Ti含量小于0.135%，則難以確保所期望的熱軋鋼板強(qiáng)度(拉伸強(qiáng)度:780MPa以上)。另一方面，若Ti含量大于0.235%，則可見Ti碳化物粗大化的傾向，難以確保所期望的熱軋鋼板強(qiáng)度(拉伸強(qiáng)度:780MPa以上)。因此，Ti含量設(shè)定為0.135%以上且0.235%以下。更優(yōu)選為
0.15%以上且0.20%以下。
[0091]本發(fā)明的熱軋鋼板以使C、S、N、Ti在上述范圍內(nèi)并且滿足(I)式的方式含有C、S、N、Ti。
[0092]((T1-(48/14) N- (48/32) S) /48) / (C/12) < 1.0...(I)
[0093](C、S、N、T1:各元素的含量(質(zhì)量％ ))
[0094]上述(I)式是為了使Ti碳化物的平均粒徑小于IOnm而應(yīng)該滿足的條件，在本發(fā)明中是極其重要的指標(biāo)。
[0095]如上所述，在本發(fā)明中通過使Ti碳化物在熱軋鋼板中微細(xì)析出來確保所期望的鋼板強(qiáng)度。在此，雖然Ti碳化物形成其平均粒徑極小的微細(xì)碳化物的傾向很強(qiáng)，但若鋼中所含有的Ti的原子濃度達(dá)到C的原子濃度以上，則Ti碳化物容易粗大化。并且，隨著碳化物的粗大化，難以確保所期望的熱軋鋼板強(qiáng)度(拉伸強(qiáng)度:780MPa以上)。在本發(fā)明中，需要使鋼原材所含有的C的原子％ ((C的質(zhì)量％ )/12)多于能夠有助于碳化物生成的Ti的原子％ ((Ti的質(zhì)量％)/48)。另外，通過將鋼組成控制成上述組成，Ti碳化物中的Ti原子數(shù)變得少于C原子數(shù)，Ti碳化物粗大化抑制效果提高。
[0096]另外，如后所述，在本發(fā)明中，在鋼原材中添加規(guī)定量的Ti，通過熱軋前的加熱使鋼原材中的碳化物溶解，使Ti碳化物主要在熱軋后的卷取時析出。但是，并不是添加到鋼原材中的全部Ti均有助于碳化物生成，添加到鋼原材中的一部分Ti被形成氮化物、硫化物所消耗。這是因為:在高于卷取溫度的溫度范圍中，相比于形成碳化物，Ti更容易形成氮化物、硫化物，在制造熱軋鋼板時，在卷取工序之前Ti形成氮化物、硫化物。因此，添加到鋼原材中的Ti中能夠有助于碳化物生成的Ti量可以用“T1-(48/14) N-(48/32) S”表示。
[0097]基于以上的原因，在本發(fā)明中，出于使C的原子％ (C/12)多于能夠有助于碳化物生成的Ti的原子％ ((T1-(48/14) N-(48/32) S)/48)的目的，以滿足上述(I)式即((T1- (48/14) N- (48/32) S) /48) / (C/12) < 1.0 的方式含有 C、S、N、Ti 各元素。在不滿足上述(I)式的情況下，不能使在鐵素體晶粒內(nèi)生成的Ti碳化物維持于微細(xì)的狀態(tài)(平均粒徑小于IOnm)，難以得到所期望的鋼板強(qiáng)度(拉伸強(qiáng)度:780MPa以上)。
[0098]另外，在實現(xiàn)Ti碳化物的微細(xì)化方面而言，上述(I)式的左邊的值((T1-(48/14)N-(48/32) S) /48)/(C/12)的值優(yōu)選為0.5以上且0.95以下、更優(yōu)選為0.6以上且0.9以下。
[0099] 另外，鋼原材中的碳化物通過熱軋前的鋼原材的加熱而溶解，Ti碳化物通常在熱軋后的冷卻過程中在奧氏體一鐵素體相變的同時發(fā)生相界面析出、或在鐵素體中發(fā)生時效析出。在此，若鋼原材的奧氏體一鐵素體相變溫度高，則熱軋后Ti碳化物在Ti的擴(kuò)散速度快的高溫范圍內(nèi)析出，因此Ti碳化物容易粗大化。但是，如果使奧氏體一鐵素體相變的溫度(Ar3相變點)降低至卷取溫度范圍(即，Ti擴(kuò)散速度慢的溫度范圍)，則能夠有效地抑制Ti碳化物的粗大化。
[0100]因此，在本發(fā)明中，出于使鋼的奧氏體一鐵素體相變延遲、使Ti碳化物的析出溫度(Ar3相變點)穩(wěn)定地降低至后述的卷取溫度范圍的目的，在上述組成的基礎(chǔ)上，還可以含有B:0.0025%以下。
[0101]B:0.0025% 以下
[0102]B是使鋼的奧氏體-鐵素體相變開始延遲的元素，其通過抑制奧氏體-鐵素體相變使Ti碳化物的析出溫度低溫化，從而有助于該碳化物的微細(xì)化。特別是在出于避免偏析的目的而大幅降低Mn的情況下，由于不能期待Mn所帶來的Ar3相變點的低溫化，因此優(yōu)選含有B來延遲奧氏體-鐵素體相變。由此，即使在大幅降低Mn含量的情況下(例如Mn:0.5%以下)，也能夠進(jìn)行穩(wěn)定的Ti碳化物的微細(xì)化。另一方面，若B含量大于0.0025%,則B所帶來的貝氏體相變效果增強(qiáng)，難以形成鐵素體組織。因此，B含量設(shè)定為0.0025%以下。另一方面，添加B大于0.0010%時，固溶B可能會阻礙位錯的運(yùn)動而導(dǎo)致伸長率降低，因此B含量更優(yōu)選為0.0002%以上且0.0010%以下、進(jìn)一步更優(yōu)選為0.0002%以上且0.0007%以下。[0103]在上述組成的基礎(chǔ)上，本發(fā)明的熱軋鋼板中還可以進(jìn)一步含有合計為1.0%以下的 REM、Zr、Nb、V、As、Cu、N1、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs 中的一種以上。另外，上述以外的成分為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
[0104]另外，即使出于對鋼板賦予耐腐蝕性的目的而在本發(fā)明熱軋鋼板的表面設(shè)置鍍層，也不會損害上述的本發(fā)明的效果。另外，在本發(fā)明中設(shè)置在鋼板表面的鍍層的種類沒有特別限定、電鍍、熱鍍等任一種均可。另外，作為熱鍍，可以列舉例如熱鍍鋅。進(jìn)一步，也可以進(jìn)行在鍍覆后實施合金化處理的合金化熱鍍鋅。
[0105]接著，對本發(fā)明的熱軋鋼板的制造方法進(jìn)行說明。
[0106]本發(fā)明中，將上述組成的鋼原材加熱至奧氏體單相區(qū)，實施由粗軋和精軋組成的熱軋，精軋結(jié)束后，進(jìn)行冷卻、卷取，制成熱軋鋼板。本發(fā)明的特征在于，此時，使精軋的精軋溫度為900°C以上，使從900°C至750°C的平均冷卻速度為10°C /s以上，使卷取溫度為580°C以上且750°C以下。
[0107]在本發(fā)明中，鋼原材的熔煉方法沒有特別限定，可以采用轉(zhuǎn)爐、電爐等公知的熔煉方法。另外，熔煉后，從生產(chǎn)率等問題出發(fā)，優(yōu)選通過連鑄法形成板坯(鋼原材)，但也可以通過鑄錠-開坯軋制法、薄板坯連鑄法等公知的鑄造方法來形成板坯。另外，在本發(fā)明中，以提高加工性(延伸凸緣性等)為目的而抑制了成為偏析原因的Mn含量、Si含量。因此，若采用有利于抑制偏析的連鑄法，則本發(fā)明的效果更加顯著。
[0108]對如上所述得到的鋼原材實施粗軋和精軋，在本發(fā)明中，在粗軋之前，將鋼原材加熱至奧氏體單相區(qū)。若不將粗軋前的鋼原材加熱至奧氏體單相區(qū)，則存在于鋼原材中的Ti碳化物不會進(jìn)行再溶解，在軋制后不能實現(xiàn)Ti碳化物的微細(xì)析出。因此，在本發(fā)明中，在粗軋之前將鋼原材加熱至奧氏體單相區(qū)、優(yōu)選加熱至1200°c以上。但是，若鋼原材的加熱溫度過高，則表面被過度氧化而生成TiO2導(dǎo)致Ti被消耗，制成鋼板時容易產(chǎn)生表面附近的硬度降低，因此上述加熱溫度更優(yōu)選設(shè)定為1350°C以下。另外，對鋼原材實施熱軋時，在鑄造后的鋼原材(板坯)達(dá)到奧氏體單相區(qū)的溫度的情況下，可以不對鋼原材進(jìn)行加熱或短時間加熱后進(jìn)行直送軋制。另外，對于粗軋條件沒有必要進(jìn)行特別限定。
[0109]精軋溫度:900°C以上
[0110]精軋溫度的優(yōu)化對于確保熱軋鋼板的延伸凸緣性而言很重要。若精軋溫度低于900°C，則在最終得到的熱軋鋼板的板厚中央部的、Mn發(fā)生偏析的位置容易形成帶狀的組織，延伸凸緣性容易變差。因此，精軋溫度設(shè)定為900°C以上。另外，更優(yōu)選為920°C以上。另外，從防止表面的二次氧化皮所致的瑕疵、粗糙的觀點出發(fā)，更優(yōu)選使精軋溫度為1050°C以下。
[0111]平均冷卻速度:10°C/s以上
[0112]如上所述，在本發(fā)明中，需要使Ti碳化物微細(xì)地析出。因此，通過使奧氏體-鐵素體相變低溫化來促進(jìn)Ti碳化物的微細(xì)析出，抑制粗大化，從而形成所期望的平均粒徑(小于IOnm)。在此，Ti碳化物是在上述精軋結(jié)束后基于鋼組織由奧氏體向鐵素體相變而析出，但若該奧氏體-鐵素體相變點(Ar3相變點)超過750°C，則Ti碳化物容易長大。
[0113]因此，在本發(fā)明中，出于使奧氏體-鐵素體相變點(Ar3相變點)為750°C以下的目的，在精軋結(jié)束后，使從900°C至750°C的平均冷卻速度為10°C /s以上。更優(yōu)選為30°C /s以上。
[0114]如此，通過增大平均冷卻速度，使奧氏體-鐵素體相變點(Ar3相變點)為750°C以下、即達(dá)到后述的卷取溫度的溫度范圍，從而使盤狀的Ti碳化物保持微細(xì)。但是，若上述平均冷卻速度過度增大，則擔(dān)心存在容易僅在表層產(chǎn)生淬火組織的問題，因此精軋結(jié)束后，從900°C至750°C的平均冷卻速度更優(yōu)選設(shè)定為600°C /s以下。
[0115]卷取溫度:580°C以上且750°C以下
[0116]卷取溫度的優(yōu)化對于使上述的奧氏體-鐵素體相變點(Ar3相變點)為750°C以下、并且使熱軋鋼板形成所期望的基體組織(鐵素體相的面積率:大于95%)而言很重要。若卷取溫度低于580°C，則容易生成馬氏體、貝氏體，難以使基體實質(zhì)上形成為鐵素體單相組織。另一方面，若卷取溫度超過750°C，則容易生成珠光體，延伸凸緣性變差。另外，若卷取溫度超過750°C，則不能使奧氏體-鐵素體相變點為750°C以下，導(dǎo)致Ti碳化物的粗大化。因此，卷取溫度設(shè)定為580°C以上且750°C以下。更優(yōu)選為610°C以上且690°C以下。
[0117]如上所述，在本發(fā)明中，在繼精軋后進(jìn)行的冷卻后，要在750°C以下的溫度范圍內(nèi)產(chǎn)生奧氏體-鐵素體相變。因此，在卷取溫度附近容易產(chǎn)生奧氏體-鐵素體相變，卷取溫度與奧氏體-鐵素體相變溫度傾向于基本一致。
[0118]另外，若使卷取后的卷材在580~750°C的溫度范圍內(nèi)保持60s以上則容易得到均勻的組織，因此更加優(yōu)選。
[0119]另外，在本發(fā)明中，可以對如上所述制造的熱軋鋼板實施鍍覆處理從而在鋼板表面形成鍍層。鍍覆處理為電鍍、熱鍍的任何一種均可。例如，可以實施熱鍍鋅處理作為鍍覆處理而形成熱鍍鋅層?；蛘?，可以在上述熱鍍鋅處理后進(jìn)一步實施合金化處理而形成合金化熱鍍鋅層。另外，對于熱鍍而言，除了鍍覆鋅以外，也可以鍍覆鋁或鋁合金等。本發(fā)明的高強(qiáng)度熱軋鋼板除了適合于通常在常溫下進(jìn)行的沖壓成形以外，也適合于將沖壓前的鋼板加熱到400°C至750°C后立即進(jìn)行成形的溫?zé)岢尚巍0120]實施例
[0121]通過通常公知的方法對表1 (表1-1和表1-2，以下相同)所示組成的鋼水進(jìn)行熔煉，進(jìn)行連鑄而形成厚度300mm的板坯(鋼原材)。將這些板坯加熱至表2所示的溫度，進(jìn)行粗軋，實施達(dá)到表2所示的精軋溫度的精軋，精軋結(jié)束后，在從900°C至750°C的溫度范圍內(nèi)以表2的平均冷卻速度進(jìn)行冷卻，并在表2所示的卷取溫度下進(jìn)行卷取，從而形成板厚:
2.3mm的熱軋鋼板。需要說明的是，另行確認(rèn)了除了鋼N0.22以外，在到卷取為止的冷卻中未產(chǎn)生由奧氏體向鐵素體的相變。
[0122]接著，對由上述得到的熱軋鋼板進(jìn)行酸洗而除去表層氧化皮，然后，對于一部分熱軋鋼板(鋼如.6、7)，將其浸潰到4801:的鍍鋅浴(0.1 % Al-Zn)中，在鋼板的兩面形成每單面的附著量為45g/m2的熱鍍鋅層從而制成熱鍍鋅鋼板。另外，對于另一部分熱軋鋼板(鋼N0.8、9、10)，與上述同樣地形成熱鍍鋅層后，在520°C下進(jìn)行合金化處理從而制成合金化熱鍍鋅鋼板。
[0123]表1-1
[0124]
【權(quán)利要求】
1.一種高強(qiáng)度熱軋鋼板，其具有: 以質(zhì)量％計以C、S、N和Ti滿足下述(I)式的方式含有C:大于0.035%且0.07%以下、Si:0.3% 以下、Mn:大于 0.35%且 0.7% 以下、P:0.03% 以下、S:0.03% 以下、Al:0.1%以下、N:0.01%以下、T1:0.135%以上且0.235%以下、余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成， 含有面積率大于95%的鐵素體相的基體，以及 在所述鐵素體相的晶粒內(nèi)微細(xì)析出有平均粒徑小于IOnm的Ti碳化物的組織，并且 所述高強(qiáng)度熱軋鋼板的拉伸強(qiáng)度為780MPa以上，
((T1- (48/14) N- (48/32) S) /48) / (C/12) < 1.0— (I) 式中，C、S、N、Ti表示各元素的質(zhì)量％含量。
2.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有 B:0.0025% 以下。
3.如權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有合計為 1.0% 以下的 REM、Zr、Nb、V、As、Cu、N1、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的一種以上。
4.如權(quán)利要求2所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有合計為 1.0% 以下的 REM、Zr、Nb、V、As、Cu、N1、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs中的一種以上。
5.如權(quán)利要求1~4中任一項所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板，其中，在鋼板表面具有鍍層。
6.一種高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，在將鋼原材加熱至奧氏體單相區(qū)、實施由粗軋和精軋組成的熱軋、精軋結(jié)束后進(jìn)行冷卻、卷取而制成熱軋鋼板時， 使所述鋼原材具有以質(zhì)量％計以C、S、N和Ti滿足下述(I)式的方式含有C:大于0.035%且 0.07% 以下、Si:0.3% 以下、Mn:大于 0.35%且 0.7% 以下、P:0.03% 以下、S:0.03%以下、Al:0.1%以下、N:0.01%以下、T1:0.135%以上且0.235%以下、余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的組成， 使所述精軋的精軋溫度為900°C以上，使所述冷卻中從900°C至750°C的平均冷卻速度為10°C /s以上，使所述卷取的卷取溫度為580°C以上且750°C以下，
((T1- (48/14) N- (48/32) S) /48) / (C/12) < 1.0— (I) 式中，C、S、N、Ti表示各元素的質(zhì)量％含量。
7.如權(quán)利要求6所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有B:0.0025%以下。
8.如權(quán)利要求6所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有合計為 1.0% 以下的 REM、Zr、Nb、V、As、Cu、N1、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs 中的一種以上。
9.如權(quán)利要求7所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計還含有合計為 1.0% 以下的 REM、Zr、Nb、V、As、Cu、N1、Sn、Pb、Ta、W、Mo、Cr、Sb、Mg、Ca、Co、Se、Zn、Cs 中的一種以上。
10.如權(quán)利要求6~9中任一項所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，對所述熱軋鋼板實施鍍覆處理。
11.如權(quán)利要求10所述的高強(qiáng)度熱軋鋼板的制造方法，其中，繼所述鍍覆處理之后，對所述熱軋鋼板實施合金化 處理。
【文檔編號】C22C38/14GK103917679SQ201280054283
【公開日】2014年7月9日 申請日期:2012年11月1日 優(yōu)先權(quán)日:2011年11月4日
【發(fā)明者】船川義正, 有賀珠子, 山本徹夫, 宇張前洋, 大和田浩 申請人:杰富意鋼鐵株式會社