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高强度热轧钢板及其制造方法.pdf

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1、(10)申请公布号 CN 104024460 A (43)申请公布日 2014.09.03 C N 1 0 4 0 2 4 4 6 0 A (21)申请号 201280065217.X (22)申请日 2012.12.14 2011-284685 2011.12.27 JP C22C 38/00(2006.01) B21B 3/00(2006.01) C21D 9/46(2006.01) C22C 38/14(2006.01) C22C 38/60(2006.01) (71)申请人杰富意钢铁株式会社地址日本东京 (72)发明人船川义正山本徹夫宇张前洋中野浩木津太郎 (74)专利代理机。

2、构中原信达知识产权代理有限责任公司 11219 代理人金龙河穆德骏 (54) 发明名称高强度热轧钢板及其制造方法 (57) 摘要本发明提供一种卷材内的机械特性的变化小，延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板。所述高强度热轧钢板具有如下组成：以质量计，含有 C：大于0.010且为0.06以下、Si：0.3以下、Mn：0.8以下、P：0.03以下、S：0.02以下、Al：0.1以下、N：0.01以下、Ti：0.05 0.10，且余量由Fe和不可避免的杂质构成。尽可能地减少Si、Mn，减少偏析，从而减小因卷材内的位置差异所导致的强度变化。此外，钢板组织为，铁素体相以面积率计占95以上，。

3、铁素体晶粒具有1m以上的平均粒径，并且在铁素体晶粒内分散有平均粒径：7nm以下的TiC。由此，可以得到维持屈服强度为530MPa以上的高强度热轧钢板。 (30)优先权数据 (85)PCT国际申请进入国家阶段日 2014.06.27 (86)PCT国际申请的申请数据 PCT/JP2012/008003 2012.12.14 (87)PCT国际申请的公布数据 WO2013/099136 JA 2013.07.04 (51)Int.Cl. 权利要求书1页说明书13页 (19)中华人民共和国国家知识产权局 (12)发明专利申请权利要求书1页说明书13页 (10)申请公布号 CN 1040。

4、24460 A CN 104024460 A 1/1页 2 1.一种屈服强度为530MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：以质量计，含有C：大于0.010且0.06以下、Si：0.3以下、Mn： 0.8以下、P：0.03以下、S：0.02、Al：0.1以下、N：0.01以下、Ti：0.050.10，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，具有如下金属组织：铁素体相以面积率计占95以上，铁素体晶粒具有1m以上的平均粒径，并且在该铁素体晶粒内分散析出有平均粒径：7nm以下的TiC。 2.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量计，进一步含有B：0。

5、.0020以下。 3.如权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量计，进一步含有合计为1以下的选自Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、 Nb、V、REM、Cs、Zr、Zn中的1种或2种以上。 4.如权利要求13中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述TiC的T与C 的原子数比Ti/C小于1。 5.如权利要求14中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在表面具有镀层。 6.如权利要求5所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述镀层为锌镀层或含锌合金镀层。 7.一种屈服强度为530MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，。

6、对钢原材实施热轧而制成热轧板，其特征在于，所述钢原材具有如下组成：以质量计，含有C：大于0.010且0.06以下、Si： 0.3以下、Mn：0.8以下、P：0.03以下、S：0.02、Al：0.1以下、N：0.01以下、Ti： 0.050.10，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，将所述钢原材加热至奥氏体单相区后，实施精轧结束温度：860以上且1050以下的精轧，在从该精轧结束后到750的温度范围中以30/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在卷取温度：580以上且700以下卷取为卷材状，制成热轧板。 8.如权利要求7所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量计。

7、，进一步含有B：0.0020以下。 9.如权利要求7或8所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量计，进一步含有合计为1以下的选自Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、 Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Zn中的1种或2种以上。权利要求书CN 104024460 A 1/13页 3 高强度热轧钢板及其制造方法技术领域 0001 本发明涉及适合作为以汽车为首的输送机械类的部件、建筑用等结构用材料的屈服强度为530MPa以上、延伸凸缘性优良的高强度薄钢板及其制造方法，特别是涉及对钢板 (卷材)内的机械性质变化的抑制。此处。

8、所谓的“钢板”，也包括钢带(steel strip)。背景技术 0002 近年来，在汽车工业界，从保护地球环境的观点考虑，削减二氧化碳气体CO 2 的排放量，改善汽车的燃料效率始终为重要的课题。为了提高汽车的燃料效率，实现汽车车身的轻量化是有效的，但必须在维持汽车车身的强度的同时实现车身的轻量化。如果将构成汽车部件用原材料的钢板高强度化，将原材料薄壁化，则能够在不降低作为汽车车身的强度的情况下，实现车身的轻量化。因此，最近对于这些部件用原材料来说，高强度化的要求非常强烈，并且高强度薄钢板在这些部件用原材料中的适用也不断增加。 0003 然而，高强度钢板的强度、加工性的变化，即钢板(。

9、钢带)内的机械性质的变化，阻碍了高强度钢板在这些部件中的适用。其原因在于，强度的变化诱发了回弹量的变化，导致冲压成型部件的形状不稳定，并且强度的变化还导致了延伸凸缘性的变化，因此也成为了冲压成型时产生裂纹的原因。 0004 钢板强度的变化，通常是由钢板制造时在钢板的轧制方向、宽度方向上的温度履历的变化、以及因轧制条件的差异而产生的钢板组织的变化引起的。 0005 对于该问题，例如，在专利文献1中记载了一种拉伸强度为500MPa以上的高强度钢板，其含有60以上含50以上铁素体晶粒的铁素体组织，所述铁素体组织具有在应变量为20以上的变形后，在变形区域中在一个方向上排列的位错单元结构在两。

10、个方向上交叉的组织。在专利文献1所述的技术中，在成型为部件后，可以稳定地减少回弹量，形成准确成形性优良的部件。然而，在该技术中，由于在铁素体以外，还存在有影响钢板强度的硬质相，因此在工业规模的制造中，存在有因钢板位置所产生的制造条件偏差导致硬质相量产生较大变化，进而引起钢板(卷材)内的钢板强度的较大变化的问题。 0006 此外，在专利文献2中记载了一种准确成形性优良的各向异性小的高加工性高强度热轧钢板。在专利文献2所述的技术中，可以得到具有如下组织的高强度热轧钢板，所述组织为以铁素体或贝氏体作为体积百分率最大的相，或者进一步含有125的马氏体、残余奥氏体，1/2板厚的板面的特定结。

11、晶取向群的X射线随机强度比的平均值为2.5以上，并且特定的3个结晶取向的X射线随机强度比的平均值为3.5以下，轧制方向的r值和与轧制方向成直角的方向的r值中的至少一者为0.7以下，均匀伸长率的各向异性uEl为 4以下，并且为局部伸长率的各向异性LEl以下。由此，可以得到回弹量小，准确成形性优良，同时各向异性小且具有良好的冲压成型性的薄钢板。然而，在专利文献2所述的技术中存在有如下问题：在卷材的长度方向、宽度方向无法稳定地获得钢板的织构，此外，由于还积极地含有作为钢板组织的马氏体、残余奥氏体，因此强度的稳定性显著下降，难以获得稳定的准确成形性。说明书CN 104024460 A。

12、 2/13页 4 0007 此外，在专利文献3中记载了材质均匀性优良的高成形性高张力热轧钢板。在专利文献3所述的技术中，C为0.1以下，含有0.020.2的Ti，并且以满足Ti、Mo、W含量的特定关系式的方式含有选自Mo、W中的1种或2种，在热轧，卷取为卷材后进行热处理，由此形成实质上在铁素体组织中分散析出含有Ti以及Mo和W中的1种以上的碳化物的组织的钢板，可以得到具有钢板宽度方向的中央部与端部的屈服应力差为39MPa以下的优良的材质均匀性的钢板。然而，在专利文献3所述的技术中，虽然可以一定程度地减少宽度方向的材质变化，但是由于Mn的偏析，因钢板(卷材)长度方向的位置差异而导致拉。

13、伸强度产生变化，在材质稳定性方面还存在问题。 0008 此外，在专利文献4中记载了一种强度稳定性优良的高成形性高张力钢板。在专利文献4所述的技术中，制成了具有如下组成和组织的钢板，所述组成为含有C：0.03 0.15、Mn：0.2以上、N：0.01以下、Ti：0.050.35，并且含有选自Mo：0.6以下、 W：1.5以下的1种以上，在单独含有时Mo为0.1以上，W为0.2以上，Ex.C(不与Ti、 Mo、W结合的C)为0.015以下，Mn满足与Ex.C的特定关系，所述组织为实质上在铁素体组织中分散析出含有Ti以及Mo和W中的1种以上且小于10nm的析出物的组织。由此，得到了拉伸强度5。

14、50MPa以上的强度稳定性优良的高张力钢板。但是，如果含有1以上的Mn，则由于Mn的偏析，而存在有强度的稳定性下降，无法保持宽度方向的强度稳定性的问题。 0009 此外，在专利文献5中记载了一种准确成形性优良的高延伸凸缘性钢板。在专利文献5所述的技术中，可以得到如下钢板，其以面积率计以铁素体或贝氏体作为最大相，晶界中铁碳化物的占有率为0.1以下，并且该铁碳化物的最大粒径为1m以下，具有与至少板厚中心的板面平行的特定取向的结晶均匀的织构，并且r值处于特定范围。由此，回弹量减小，准确成形性提高。但是，在专利文献5所述的技术中，存在有难以在卷材的长度方向、宽度方向稳定地确保特定的织构，难。

15、以得到具有稳定强度的钢板的问题。 0010 此外，在专利文献6中记载了一种省合金型高强度热轧钢板，其以质量计，含有 C：0.020.08、Si：0.011.5、Mn：0.11.5、Ti：0.030.06，Ti与C之比调整为Ti/C：0.3751.6，TiC为0.83nm，平均个数密度为110 17 个/cm 3 以上，拉伸强度为540650MPa。在专利文献6所述的技术中，通过在600以下的温度下卷取，使TiC微细分散，确保了拉伸强度：540MPa以上的高强度。然而，即使将析出物的大小限定在0.8 3nm的范围，相比于拉伸强度，对析出物的尺寸变化敏感的屈服强度产生更大的变化。此外，如专。

16、利文献6的实施例所示，为了确保拉伸强度：590MPa级以上，卷取温度需要为575以下，并且需要含有1以上的Mn或0.07以上的C，存在有无法稳定获得强度的问题。 0011 此外，在专利文献7中记载了一种强度延展性的平衡优良的高强度钢板。在专利文献7所述的技术中，所述强度延展性的平衡优良的钢板以质量计含有C：0.01 0.2、Mn：0.203，含有Ti：0.030.2、Nb：0.010.2、Mo：0.010.2、V： 0.010.2中的1种或2种以上，铁素体单相组织由在晶粒内8nm以下的析出物或者簇的个数密度不同的硬质铁素体晶粒A和软质铁素体晶粒B的2种晶粒构成。通过每个晶粒改变硬度，模。

17、拟再现了DP钢的加工硬化行为。但是，在专利文献7所述的技术中，需要单独或者复合地含有大量的Si或Al，在含有大量的Si、Al后，能够使8nm以下的析出物或者簇的分布以规定的个数密度分散。进一步，在专利文献7所述的技术中，从确保强度的观点考虑，如实施例所示，需要含有0.87以上的Mn。进而，在专利文献7所述的技术中，对每个说明书CN 104024460 A 3/13页 5 晶粒的簇的分布控制，促进了每个晶粒的强度偏差，存在有无法获得在卷材内稳定的材质的问题。 0012 现有技术文献 0013 专利文献 0014 专利文献1：日本特开2007308771号公报 0015 专利文献2：。

18、日本特开2004250743号公报 0016 专利文献3：日本特开2003321734号公报 0017 专利文献4：日本特开2003321735号公报 0018 专利文献5：日本特开2002363693号公报 0019 专利文献6：日本特开201126690号公报 0020 专利文献7：日本特开2007247046号公报发明内容 0021 发明所要解决的问题 0022 专利文献17中记载的技术大致均能够期待高强度化以及加工性和准确成形性的提高。但是，在任一技术中，由于同一钢板(卷材)内的强度变化大，强度不稳定，因此在由同一钢板(卷材)制作的部件(部件)中，尺寸精度也不同，存在有难以制造尺。

19、寸精度稳定的部件的问题。 0023 本发明目的在于解决这些现有技术的问题，提供一种卷材内的机械特性变化小，能够制造尺寸精度稳定的部件，并且延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。此处所谓的“高强度热轧钢板”，是指具有屈服强度YS：530MPa以上，优选拉伸强度TS：590MPa 以上的高强度的热轧钢板。此外，所谓的“卷材内的机械特性变化小”，是指像后述的实施例那样，在制造成卷材的钢带中，宽度中央位置和宽度端部位置的屈服强度YS的差YS为 20MPa以下。 0024 用于解决问题的方法 0025 一般而言，冲压成型部件的尺寸精度用回弹量进行评价。所谓具有稳定的尺寸精度的部件，是指在。

20、同种部件之间回弹量恒定的部件。“回弹”量，是结束加工，卸载变形应力时的变形量，其依赖于原材料的屈服强度。因此，为了制成稳定的尺寸精度的部件，需要将原材料的屈服强度调整为恒定。 0026 本发明人为了实现上述目的，对于导致屈服强度：530MPa以上的高强度化的高强度热轧钢板在卷材内的强度变化的各种因素进行了深入研究。结果想到到作为强度变化的因素之一有硬质相的大小、分布形态的变化，而为了排除硬质相的产生，使金属组织形成为由铁素体晶粒聚集而成的实质上的铁素体相单相组织。这是因为，对于屈服强度为530MPa 以上的高强度化的热轧钢板而言，有时在钢板中含有多种多样的相，因此随着各相百分率的变。

21、化、各相硬度的变化，钢板强度也大大变化。因此，本发明人认为，由于金属组织是包含多种多样的相的复合组织，因此无法简单地抑制该强度变化，从而想到必须使金属组织单相化。 0027 此外还认为，在进行了晶粒微细化(grain size is rened)的组织中，少量的晶体粒径的变化也构成了强度变化的较大因素，因此未积极地进行晶粒的微细化。而且，本发明说明书CN 104024460 A 4/13页 6 人想到，在铁素体相单相组织的情况下，对于未通过极端细粒化而进行强化的钢板来说，强度变化的较大因素是碳化物的大小及其析出量的变化。 0028 进一步研究的结果查明，碳化物的大小及其析出量的变。

22、化，原因在于碳化物的析出时机的偏差。此外还新发现了，碳化物的析出时机的偏差可以通过减少Si和Mn量而降低。 0029 首先，本发明人发现当钢中的Mn量较多时，宽度方向的拉伸强度产生变化，从而想到削减Mn量。其原因在于，如果钢中的Mn量多，则Mn产生偏析，在该部位中碳化物的析出时机延迟，进而由于Mn所产生的固溶强化，该部位异常地硬质化。因此，在以往的高强度钢板中，由于含有被认为是常规含量的0.8以上的Mn，因此观察到产生了强度的较大变化。此外还查明，对于Si来说，被认为是常规含量的0.3以上的含量，和Mn同样地构成了钢板组织的变化，即强度变化的原因。 0030 由此，本发明人发现如。

23、果减少Si和Mn量，使组织形成实质上的铁素体相单相，并进一步形成在铁素体相的铁素体晶粒内均匀分散有超微细的TiC的组织，则可以在钢板(卷材)的各个位置，将碳化物的大小和析出量保持恒定，能够得到维持了屈服强度： 530MPa以上的高强度，同时钢板(卷材)内的强度变化显著小的高强度热轧钢板。此处，本发明中所谓的“实质上的铁素体相单相”，是指用光学显微镜和扫描型电子显微镜以500 5000倍的倍率进行观察时，铁素体晶粒占金属组织的95以上的情况。 0031 本发明是基于这些见解，并作了进一步的研究而完成的。也就是说，本发明的要旨如下所述。 0032 (1)一种屈服强度为530MPa以上的高强。

24、度热轧钢板，其特征在于， 0033 具有如下组成：以质量计，含有C：大于0.010且为0.06以下、Si：0.3 以下、Mn：0.8以下、P：0.03以下、S：0.02以下、Al：0.1以下、N：0.01以下、Ti： 0.050.10，且余量由Fe和不可避免的杂质构成， 0034 具有如下金属组织：铁素体相以面积率计占95以上，铁素体晶粒具有1m以上的平均粒径，并且在该铁素体晶粒内分散析出有平均粒径：7nm以下的TiC。 0035 (2)如(1)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量计，进一步含有B：0.0020以下。 0036 (3)如(1)或(2)所述的高强度热轧。

25、钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量计，进一步含有合计为1以下的选自Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、 Nb、V、REM、Cs、Zr、Zn中的1种或2种以上。 0037 (4)如(1)(3)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述TiC的T与 C的原子数比Ti/C小于1。 0038 (5)如(1)(4)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在表面具有镀层。 0039 (6)如(5)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述镀层为锌镀层或含锌合金镀层。 0040 (7)一种屈服强度为530MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，对钢原材实。

26、施由粗轧、精轧构成的热轧，在精轧结束后，冷却，卷取，制成热轧钢板，其特征在于， 0041 所述钢原材具有如下组成：以质量计，含有C：大于0.010且为0.06以下、 Si：0.3以下、Mn：0.8以下、P：0.03以下、S：0.02以下、Al：0.1以下、N：0.01以说明书CN 104024460 A 5/13页 7 下、Ti：0.050.10，且余量由Fe和不可避免的杂质构成， 0042 将所述钢原材加热至奥氏体单相区后，实施精轧结束温度：860以上且1050 以下的精轧，在从该精轧结束后到750的温度范围中以30/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在卷取温度：580以上且700以下。

27、卷取为卷材状，制成热轧板。 0043 (8)如(7)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量计，进一步含有B：0.0020以下。 0044 (9)如(7)或(8)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量计，进一步含有合计为1以下的选自Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、 Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Zn中的1种或2种以上。 0045 发明效果 0046 根据本发明，可以很容易地制造维持屈服强度：530MPa以上的高强度，同时卷材内的机械特性变化小，延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板，在工业上。

28、具有显著的效果。此外，根据本发明，能够制造尺寸精度稳定的部件，还具有有助于汽车车身的轻量化、制品的轻量化的效果。具体实施方式 0047 本发明的热轧钢板，具有如下组成：含有C：大于0.010且为0.06以下、Si： 0.3以下、Mn：0.8以下、P：0.03以下、S：0.02以下、Al：0.1以下、N：0.01以下、 Ti：0.050.10，且余量由Fe和不可避免的杂质构成。 0048 首先，对本发明热轧钢板的组成的限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，则质量仅由表示。 0049 C：大于0.010且为0.06以下 0050 C在本发明中是与Ti结合作为碳化物(TiC)析出，有助于。

29、强度提高的元素。为了获得这种效果，必须含有超过0.010。当其为0.010以下时，无法确保屈服强度530MPa 以上的高强度。另一方面，如果含有超过0.06，则生成珠光体，强度的稳定性下降，而且延伸凸缘性也下降。因此，将C限定为大于0.010且为0.06以下的范围。另外，优选为 0.0100.025。 0051 Si：0.3以下 0052 Si作为增加了钢板强度，但不会导致伸长率下降的元素，是以往一直含有的元素。但是，在本发明中，Si导致淬透性提高，容易形成马氏体、贝氏体等硬质相，对钢板强度的变化产生了较大的影响。因此，在本发明中，希望尽可能地减少。但是，可以允许0.3以下，因此在本。

30、发明中，将Si限定为0.3以下。另外，优选为0.2以下，进一步优选为0.1以下。Si含量为零也没有问题。 0053 Mn：0.8以下 0054 Mn与Si同样地为通过固溶而提高钢板强度的元素，并且以往被积极地利用。但是，Mn与Si同样地提高了淬透性，容易形成马氏体、贝氏体等硬质相，对钢板强度的变化产生了较大的影响。此外，Mn容易偏析，在偏析的位置(偏析部)，局部相变点低温化，形成硬质相，从而局部提高了强度，因此钢板内(卷材内)的强度变化，强度的稳定性下降。因此，希望尽可能地减少Mn，但是，可以允许0.8以下。因此，将Mn限定为0.8以下。另外，优说明书CN 104024460 。

31、A 6/13页 8 选为0.150.55。 0055 P：0.03以下 0056 P在钢板中在铁素体晶界等中偏析，导致延伸凸缘性下降，因此希望尽可能地减少，但是可以允许0.03以下。因此，将P限定为0.03以下。另外，优选为0.02以下，进一步优选为0.01以下。P含量为零也没有问题。 0057 S：0.02以下 0058 S由于形成TiS而消耗了Ti，因此成为了强度变化的主要因素。在含有超过0.02 时，该情况变得显著。因此，将S限定为0.02以下。另外，优选为0.005以下，进一步优选为0.001以下。S含量为零也没有问题。 0059 Al：0.1以下 0060 Al是起脱氧剂作用的。

32、元素。为了获得这种效果，希望含有0.005以上。另一方面，如果含有超过0.1，则作为Al氧化物残留、凝集，容易形成粗大的Al氧化物(氧化铝)。粗大的Al氧化物，成为破裂的起点，强度容易变化。因此，从确保强度稳定性的观点考虑，将Al限定为0.1以下。另外，优选为0.0150.065。 0061 N：0.01以下 0062 N由于在钢中与Ti结合形成TiN，因此如果N超过0.01而大量含有，则能够形成碳化物的Ti量因N的存在而下降，无法确保所希望的高强度。粗大的TiN的析出消耗了 Ti，减少了确保强度的微细TiC的析出量，成为强度变化的原因，同时还容易成为加工时的破裂的起点，导致延伸凸缘。

33、性下降。因此，N在本发明中作为有害的元素，希望尽可能地减少。因此，将N限定为0.01以下。另外，优选为0.006以下。N含量为零也没有问题。 0063 Ti：0.050.10 0064 Ti在本发明中是用于确保所希望的高强度的重要元素，是形成微细的TiC而使钢板高强度化的元素。为了获得这种效果，必须含有0.05以上。当Ti小于0.05时，无法确保作为所希望高强度的530MPa以上的屈服强度。另一方面，如果含有超过0.10，则固溶Ti变多，无法抑制TiC的粗大化(coarsening)，无法确保所希望的高强度。因此，优选将 Ti限定为0.050.10的范围。另外，在本发明中，添加的Ti几。

34、乎全部形成含Ti的析出物，处于固溶状态的Ti量为0.001以下。 0065 上述成分为基本成分，在本发明中，在这些基板成分的基础上，作为选择元素，还可以根据需要含有B：0.0020以下。 0066 B：0.0020以下 0067 B在钢中以固溶状态存在，具有延迟奥氏体()铁素体()相变，使TiC以微细形式析出的作用。为了获得这种效果，希望含有0.0010以上，但是含有超过0.0020，则过度地抑制了的相变，容易生成贝氏体相等，延伸凸缘加工性变差，此外，钢板宽度方向的强度稳定性下降。因此，在含有时，优选将B限定为0.0020以下。 0068 另外，除了上述成分以外，在含有Cu、Ni、C。

35、r、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、 Nb、V、REM、Cs、Zr、Zn中的1种或2种以上时，如果它们的合计含量为1以下，则对本发明效果的影响较小，因此只要合计为1以下，则可以允许。上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。 0069 接着，对本发明热轧钢板的组织限定理由进行说明。说明书CN 104024460 A 7/13页 9 0070 本发明热轧钢板，具有上述组成，并且具有如下金属组织：铁素体相以面积率计占 95以上，铁素体相中的铁素体晶粒具有1m以上的平均晶体粒径，并且在该铁素体晶粒内分散析出有平均粒径：7nm以下的TiC。 0071 金属组织：铁。

36、素体相以面积率为95以上 0072 在本发明中，重要的是使金属组织形成为由铁素体晶粒构成的实质上的铁素体相单相。如果在铁素体相以外，还含有大量的马氏体相、贝氏体相等硬质相，则强度依赖于其组织百分率而产生变化。因此，为了抑制钢板(卷材)内的强度变化，使金属组织形成为实质上的铁素体相单相。此处所谓的“实质的铁素体相单相”，其含义除了铁素体相相对于组织全体的面积率为100的情况以外，还包括相对于组织全体的面积率为95以上，优选大于98的情况。此处所谓的“金属组织”，是指用光学显微镜、扫描型电子显微镜以500 5000倍的倍率进行观察时可以看到的金属组织。 0073 铁素体晶粒的平均晶体粒径。

37、：1m以上 0074 在本发明中，为了减少卷材(钢板)中的强度变化，极力地排除了导致强度变化的因素。因此，在本发明中，并未进行作为提高强度有效手段的晶粒的积极的微细化。如果铁素体晶体粒径小于1m，则产生了因微细化而导致强化急剧增大的区域，从而强度大大地依赖于铁素体晶体粒径。因此，卷材(钢板)内微小的晶体粒径的变化，也会导致强度产生较大变化。因此，将铁素体晶粒的平均粒径限定为1m以上。 0075 在铁素体晶粒中析出的TiC的平均粒径：7nm以下 0076 在本发明中，通过在铁素体晶粒中析出微细的Ti碳化物(TiC)，实现了屈服强度： 530MPa以上的高强度化。由于仅控制微细碳化物的析出。

38、而进行高强度化，因此可以稳定地确保所希望的强度。如果TiC的平均粒径超过7nm而增大，则难以确保屈服强度：530MPa以上的高强度。因此，将TiC的平均粒径限定为7nm以下。 0077 TiC中的T与C的原子数比Ti/C：小于1 0078 为了使TiC微细地析出，Ti碳化物(TiC)中的Ti与C的原子数比Ti/C变得重要。如果当TiC析出时碳化物中的Ti相比于C过度存在，则Ti碳化物(TiC)容易粗大化。因此，优选将TiC中的Ti与C的原子数比Ti/C限定为小于1。此外，有时微量的Nb、V、Mo、W 会固溶在TiC中，在本发明中将包括这种固溶有Nb、V、Mo、W的TiC表示为TiC。另。

39、外，Ti 是可以比较廉价地添加的元素，而从避免成本提高的观点出发，在Ti以外的微细碳化物形成元素、即前述选择元素中，优选不添加(杂质程度的含量)Mo、W、Nb、V。 0079 此外，为了对钢板赋予耐腐蚀性，还可以在钢板表面设置镀层。本发明的热轧钢板，即使在表面上形成镀层，也不会损害本发明的效果。在表面上形成的镀层的种类，不需要特别限定，电镀、热镀等任一种都可以毫无问题地适用。作为热镀，可以列举热镀锌、热镀铝等。此外，在热镀锌后，进行使热镀锌层合金化的合金化热镀锌，也没有任何问题。对于热轧钢板的强度没有特别设定上限，但由后述的实施例可知，优选制成TS：750MPa以下或 725MPa以。

40、下的钢板。 0080 接着，对本发明热轧钢板的优选制造方法进行说明。 0081 在本发明的制造方法中，对钢原材实施由粗轧、精轧构成的热轧，在精轧结束后，冷却，卷取，制成热轧钢板。这时，其特征在于，将钢原材加热至奥氏体单相区后，实施精轧结束温度：1050以下的精轧，在从该精轧结束后到750的温度范围中以30/秒以上的说明书CN 104024460 A 8/13页 10 平均冷却速度进行冷却，在卷取温度：580以上且700以下卷取为卷材状。 0082 在本发明中，钢原材的制造方法不需要特别限定，优选使用转炉、电路等常用的熔炉熔炼上述组成的钢水，并使用连铸法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原。

41、材。另外，还可以适用铸锭开坯轧制法、薄板坯连铸法等常用的铸造方法。 0083 对所得的钢原材实施粗轧和精轧，在粗轧之前，将钢原材加热至奥氏体单相区。如果粗轧前的钢原材未被加热至奥氏体单相区，则存在于钢原材中的TiC的再溶解无法进行，轧制后无法实现TiC的微细析出。因此，在粗轧之前，将钢原材加热至奥氏体单相区。优选将加热温度设定为1100以上。另一方面，如果加热温度为过高的温度，则表面被过度氧化，形成TiO 2 ，消耗了Ti，在形成钢板时表面附近的硬度下降。因此，优选将加热温度设定为1300以下。另外，也可以不加热铸造后的钢原材而进行直送轧制(direct rolling(proce。

42、ss)。另外，粗轧的条件不需要特别限定。 0084 精轧结束温度：860以上且1050以下 0085 如果精轧结束温度为超过1050的高温，则铁素体晶粒容易粗大化，钢板强度显著下降。因此，将精轧结束温度设定为1050以下。另一方面，当精轧结束温度低于860 时，最终得到的铁素体晶粒小于1m，晶粒的微细化效果显著，因此钢板内的强度变化容易变大。因此，将精轧结束温度设定为860以上。另外，优选为900以上。 0086 从精轧结束后到750的温度范围中的平均冷却速度：30/秒以上 0087 为了得到微细的TiC，在精轧结束后，需要加速冷却，在尽可能低的温度下产生相变。如果冷却速度低于30/秒，。

43、则相变将在高温下发生，在铁素体中析出的TiC容易粗大化，难以得到微细的TiC。因此，将从精轧结束后到750的温度范围中的平均冷却速度设定为30/秒以上。另外，优选为50/秒以上。此外，对于冷却速度的上限而言，由于容易导致宽度方向的冷却不均匀，因此优选设定为450/秒以下。 0088 卷取温度(coiling temperature)：580以上且700以下 0089 当卷取温度低于580时，生成了贝氏体铁素体、贝氏体，因此难以得到实质上的铁素体相单相组织。因此，使卷取温度为580以上。另外，优选为600以上。另一方面，在超过700的卷取温度下，会生成珠光体、粗大的TiC，容易使强度下。

44、降。因此，将卷取温度设定为700以下。另外，优选为680以下。 0090 对于通过上述工序制造的热轧钢板来说，还可以进一步实施在钢板表面上形成镀层的镀覆处理。在表面上形成的镀层的种类，不需要特别限定，电镀、热镀等任一种都可以毫无问题地适用。作为热镀，可以列举热镀锌、热镀铝等。此外，在热镀锌后，进行使热镀锌层合金化的合金化热镀锌，也没有任何问题。 0091 以下，进一步通过实施例对本发明进行详细的说明。 0092 实施例 0093 (实施例1) 0094 通过常用的熔炼方法(转炉)熔炼表1所示组成的钢水，并通过连铸法制成钢坯 (钢原材)(壁厚：270mm)。将这些钢坯加热至表2所示的加热。

45、温度，进行粗轧，接着在表2 所示的条件下实施精轧，精轧结束后，在到750的温度范围中，以表2所示的平均冷却速度加速冷却，在表2所示的卷取温度下卷取为卷材状，制成板厚：2.3mm的热轧钢板。另外，对一部分热轧钢板(钢板No.610)进行酸洗，除去表面氧化皮后，实施热镀锌处理，在钢说明书CN 104024460 A 10 9/13页 11 板表面形成镀层。再在一部分钢板上，进行镀层的合金化处理，形成合金化热镀锌层。镀层的附着量为45g/m 2 。 0095 对所得的热轧钢板，实施组织观察、拉伸试验、扩孔试验。试验方法如下所述。 0096 (1)组织观察 0097 从所得的钢板上裁取组织。

46、观察用试验片，以与轧制方向平行的截面(L截面)作为观察面的方式进行研磨，用硝酸乙醇腐蚀液(nital)进行腐蚀，并用光学显微镜(倍率：500 倍)和扫描型电子显微镜(倍率：3000倍)观察组织并拍照。使用图像分析装置，由所得的组织照片算出组织的种类及其面积率。此外，对与轧制方向平行的截面进行镜面研磨，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，露出铁素体晶粒，用光学显微镜(倍率：100倍)对组织进行拍照。对所得的组织照片，在轧制方向、板厚方向上分别以100m以上的间隔画出10根直线，数出晶界与直线的交点的数量。将总线长除以交点数量所得的值作为一个铁素体晶粒的线段长度，将其乘以1.13，求出ASTM铁。

47、素体粒径。 0098 此外，从所得的钢板上裁取透射型电子显微镜观察用试验片，进行机械研磨、化学研磨，制成透射型电子显微镜观察用薄膜。使用所得的薄膜，用透射型电子显微镜(倍率： 340000倍)观察组织，在各5个视野中进行拍照。使用所得的组织照片，对合计为100个 TiC，测定其最大直径d(圆盘上下面中最大部分的直径)和与圆盘上下面垂直的方向上的圆盘状析出物的直径(厚度)t，将它们的算术平均值(平均粒径ddef(d+t)/2)定义为各钢板中TiC的平均粒径。 0099 此外，从所得的钢板上裁取电解提取用试验片，在AA系电解液(AA：乙酰丙酮) 中电解，收集提取残渣。用透射型电子显微镜观察所。

48、得的电解提取残渣，对于TiC来说，用 EDX(能量分散型X射线分光分析仪)定量Ti浓度，用EELS(电子能量损失分光分析仪)定量C浓度，算出TiC中的Ti与C的原子数比Ti/C。 0100 (2)拉伸试验 0101 以拉伸方向与轧制方向平行的方式，从所得的热轧钢板上裁取JIS5号试验片 (GW：25mm，GL：50mm)。裁取位置为在钢板长度方向上距离前端150m的位置上的宽度中央位置和从宽度方向端部起至内侧50mm的宽度端部位置的2个位置，从各个位置各裁取1个试验片。使用所得的试验片，按照JIS Z2241的规定，进行拉伸试验，测定拉伸特性(屈服强度YS，拉伸强度TS)。求出宽度中央位置与宽度端部位置的屈服强度之差YS，将其作为强度变化的指标。另外，将YS为20MPa以下的情况作为强度变化小的情况，并评价为，将除此以外的情况评价为。 0102 (3)扩孔试验 0103 从所得的热轧。

摘要
申请专利号：	CN201280065217.X	申请日：	2012.12.14
公开号：	CN104024460A	公开日：	2014.09.03
当前法律状态：	授权	有效性：	有权
法律详情：	授权\|\|\|实质审查的生效IPC(主分类):C22C 38/00申请日:20121214\|\|\|公开
IPC分类号：	C22C38/00; B21B3/00; C21D9/46; C22C38/14; C22C38/60	主分类号：	C22C38/00
申请人：	杰富意钢铁株式会社
发明人：	船川义正; 山本徹夫; 宇张前洋; 中野浩; 木津太郎
地址：	日本东京
优先权：	2011.12.27 JP 2011-284685
专利代理机构：	中原信达知识产权代理有限责任公司 11219	代理人：	金龙河;穆德骏
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内容摘要

本发明提供一种卷材内的机械特性的变化小，延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板。所述高强度热轧钢板具有如下组成：以质量％计，含有C：大于0.010％且为0.06％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.8％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.05～0.10％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成。尽可能地减少Si、Mn，减少偏析，从而减小因卷材内的位置差异所导致的强度变化。此外，钢板组织为，铁素体相以面积率计占95％以上，铁素体晶粒具有1μm以上的平均粒径，并且在铁素体晶粒内分散有平均粒径：7nm以下的TiC。由此，可以得到维持屈服强度为530MPa以上的高强度热轧钢板。

权利要求书

权利要求书
1.  一种屈服强度为530MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计，含有C：大于0.010％且0.06％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.8％以下、P：0.03％以下、S：0.02％、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.05～0.10％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
具有如下金属组织：铁素体相以面积率计占95％以上，铁素体晶粒具有1μm以上的平均粒径，并且在该铁素体晶粒内分散析出有平均粒径：7nm以下的TiC。

2.  如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有B：0.0020％以下。

3.  如权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有合计为1％以下的选自Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Zn中的1种或2种以上。

4.  如权利要求1～3中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述TiC的T与C的原子数比Ti/C小于1。

5.  如权利要求1～4中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在表面具有镀层。

6.  如权利要求5所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述镀层为锌镀层或含锌合金镀层。

7.  一种屈服强度为530MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，对钢原材实施热轧而制成热轧板，其特征在于，
所述钢原材具有如下组成：以质量％计，含有C：大于0.010％且0.06％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.8％以下、P：0.03％以下、S：0.02％、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.05～0.10％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
将所述钢原材加热至奥氏体单相区后，实施精轧结束温度：860℃以上且1050℃以下的精轧，在从该精轧结束后到750℃的温度范围中以30℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在卷取温度：580℃以上且700℃以下卷取为卷材状，制成热轧板。

8.  如权利要求7所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有B：0.0020％以下。

9.  如权利要求7或8所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有合计为1％以下的选自Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Zn中的1种或2种以上。

说明书

说明书高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为以汽车为首的输送机械类的部件、建筑用等结构用材料的屈服强度为530MPa以上、延伸凸缘性优良的高强度薄钢板及其制造方法，特别是涉及对钢板(卷材)内的机械性质变化的抑制。此处所谓的“钢板”，也包括钢带(steel strip)。
背景技术
近年来，在汽车工业界，从保护地球环境的观点考虑，削减二氧化碳气体CO2的排放量，改善汽车的燃料效率始终为重要的课题。为了提高汽车的燃料效率，实现汽车车身的轻量化是有效的，但必须在维持汽车车身的强度的同时实现车身的轻量化。如果将构成汽车部件用原材料的钢板高强度化，将原材料薄壁化，则能够在不降低作为汽车车身的强度的情况下，实现车身的轻量化。因此，最近对于这些部件用原材料来说，高强度化的要求非常强烈，并且高强度薄钢板在这些部件用原材料中的适用也不断增加。
然而，高强度钢板的强度、加工性的变化，即钢板(钢带)内的机械性质的变化，阻碍了高强度钢板在这些部件中的适用。其原因在于，强度的变化诱发了回弹量的变化，导致冲压成型部件的形状不稳定，并且强度的变化还导致了延伸凸缘性的变化，因此也成为了冲压成型时产生裂纹的原因。
钢板强度的变化，通常是由钢板制造时在钢板的轧制方向、宽度方向上的温度履历的变化、以及因轧制条件的差异而产生的钢板组织的变化引起的。
对于该问题，例如，在专利文献1中记载了一种拉伸强度为500MPa以上的高强度钢板，其含有60％以上含50％以上铁素体晶粒的铁素体组织，所述铁素体组织具有在应变量为20％以上的变形后，在变形区域中在一个方向上排列的位错单元结构在两个方向上交叉的组织。在专利文献1所述的技术中，在成型为部件后，可以稳定地减少回弹量，形成准确成形性优良的部件。然而，在该技术中，由于在铁素体以外，还存在有影响钢板强度的硬质相，因此在工业规模的制造中，存在有因钢板位置所产生的制造条件偏差导致硬质相量产生较大变化，进而引起钢板(卷材)内的钢板强度的较大变化的问题。
此外，在专利文献2中记载了一种准确成形性优良的各向异性小的高加工性高强度热轧钢板。在专利文献2所述的技术中，可以得到具有如下组织的高强度热轧钢板，所述组织为以铁素体或贝氏体作为体积百分率最大的相，或者进一步含有1～25％的马氏体、残余奥氏体，1/2板厚的板面的特定结晶取向群的X射线随机强度比的平均值为2.5以上，并且特定的3个结晶取向的X射线随机强度比的平均值为3.5以下，轧制方向的r值和与轧制方向成直角的方向的r值中的至少一者为0.7以下，均匀伸长率的各向异性ΔuEl为4％以下，并且为局部伸长率的各向异性ΔLEl以下。由此，可以得到回弹量小，准确成形性优良，同时各向异性小且具有良好的冲压成型性的薄钢板。然而，在专利文献2所述的技术中存在有如下问题：在卷材的长度方向、宽度方向无法稳定地获得钢板的织构，此外，由于还积极地含有作为钢板组织的马氏体、残余奥氏体，因此强度的稳定性显著下降，难以获得稳定的准确成形性。
此外，在专利文献3中记载了材质均匀性优良的高成形性高张力热轧钢板。在专利文献3所述的技术中，C为0.1％以下，含有0.02～0.2％的Ti，并且以满足Ti、Mo、W含量的特定关系式的方式含有选自Mo、W中的1种或2种，在热轧，卷取为卷材后进行热处理，由此形成实质上在铁素体组织中分散析出含有Ti以及Mo和W中的1种以上的碳化物的组织的钢板，可以得到具有钢板宽度方向的中央部与端部的屈服应力差为39MPa以下的优良的材质均匀性的钢板。然而，在专利文献3所述的技术中，虽然可以一定程度地减少宽度方向的材质变化，但是由于Mn的偏析，因钢板(卷材)长度方向的位置差异而导致拉伸强度产生变化，在材质稳定性方面还存在问题。
此外，在专利文献4中记载了一种强度稳定性优良的高成形性高张力钢板。在专利文献4所述的技术中，制成了具有如下组成和组织的钢板，所述组成为含有C：0.03～0.15％、Mn：0.2％以上、N：0.01％以下、Ti：0.05～0.35％，并且含有选自Mo：0.6％以下、W：1.5％以下的1种以上，在单独含有时Mo为0.1％以上，W为0.2％以上，Ex.C(不与Ti、Mo、W结合的C)为0.015％以下，Mn满足与Ex.C的特定关系，所述组织为实质上在铁素体组织中分散析出含有Ti以及Mo和W中的1种以上且小于10nm的析出物的组织。由此，得到了拉伸强度550MPa以上的强度稳定性优良的高张力钢板。但是，如果含有1％以上的Mn，则由于Mn的偏析，而存在有强度的稳定性下降，无法保持宽度方向的强度稳定性的问题。
此外，在专利文献5中记载了一种准确成形性优良的高延伸凸缘性钢板。在专利文献5所述的技术中，可以得到如下钢板，其以面积率计以铁素体或贝氏体作为最大相，晶界中铁碳化物的占有率为0.1以下，并且该铁碳化物的最大粒径为1μm以下，具有与至少板厚中心的板面平行的特定取向的结晶均匀的织构，并且r值处于特定范围。由此，回弹量减小，准确成形性提高。但是，在专利文献5所述的技术中，存在有难以在卷材的长度方向、宽度方向稳定地确保特定的织构，难以得到具有稳定强度的钢板的问题。
此外，在专利文献6中记载了一种省合金型高强度热轧钢板，其以质量％计，含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～1.5％、Mn：0.1～1.5％、Ti：0.03～0.06％，Ti与C之比调整为Ti/C：0.375～1.6，TiC为0.8～ 3nm，平均个数密度为1×1017个/cm3以上，拉伸强度为540～650MPa。在专利文献6所述的技术中，通过在600℃以下的温度下卷取，使TiC微细分散，确保了拉伸强度：540MPa以上的高强度。然而，即使将析出物的大小限定在0.8～3nm的范围，相比于拉伸强度，对析出物的尺寸变化敏感的屈服强度产生更大的变化。此外，如专利文献6的实施例所示，为了确保拉伸强度：590MPa级以上，卷取温度需要为575℃以下，并且需要含有1％以上的Mn或0.07％以上的C，存在有无法稳定获得强度的问题。
此外，在专利文献7中记载了一种强度延展性的平衡优良的高强度钢板。在专利文献7所述的技术中，所述强度延展性的平衡优良的钢板以质量％计含有C：0.01～0.2％、Mn：0.20～3％，含有Ti：0.03～0.2％、Nb：0.01～0.2％、Mo：0.01～0.2％、V：0.01～0.2％中的1种或2种以上，铁素体单相组织由在晶粒内8nm以下的析出物或者簇的个数密度不同的硬质铁素体晶粒A和软质铁素体晶粒B的2种晶粒构成。通过每个晶粒改变硬度，模拟再现了DP钢的加工硬化行为。但是，在专利文献7所述的技术中，需要单独或者复合地含有大量的Si或Al，在含有大量的Si、Al后，能够使8nm以下的析出物或者簇的分布以规定的个数密度分散。进一步，在专利文献7所述的技术中，从确保强度的观点考虑，如实施例所示，需要含有0.87％以上的Mn。进而，在专利文献7所述的技术中，对每个晶粒的簇的分布控制，促进了每个晶粒的强度偏差，存在有无法获得在卷材内稳定的材质的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2007－308771号公报
专利文献2：日本特开2004－250743号公报
专利文献3：日本特开2003－321734号公报
专利文献4：日本特开2003－321735号公报
专利文献5：日本特开2002－363693号公报
专利文献6：日本特开2011－26690号公报
专利文献7：日本特开2007－247046号公报
发明内容
发明所要解决的问题
专利文献1～7中记载的技术大致均能够期待高强度化以及加工性和准确成形性的提高。但是，在任一技术中，由于同一钢板(卷材)内的强度变化大，强度不稳定，因此在由同一钢板(卷材)制作的部件(部件)中，尺寸精度也不同，存在有难以制造尺寸精度稳定的部件的问题。
本发明目的在于解决这些现有技术的问题，提供一种卷材内的机械特性变化小，能够制造尺寸精度稳定的部件，并且延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。此处所谓的“高强度热轧钢板”，是指具有屈服强度YS：530MPa以上，优选拉伸强度TS：590MPa以上的高强度的热轧钢板。此外，所谓的“卷材内的机械特性变化小”，是指像后述的实施例那样，在制造成卷材的钢带中，宽度中央位置和宽度端部位置的屈服强度YS的差ΔYS为20MPa以下。
用于解决问题的方法
一般而言，冲压成型部件的尺寸精度用回弹量进行评价。所谓具有稳定的尺寸精度的部件，是指在同种部件之间回弹量恒定的部件。“回弹”量，是结束加工，卸载变形应力时的变形量，其依赖于原材料的屈服强度。因此，为了制成稳定的尺寸精度的部件，需要将原材料的屈服强度调整为恒定。
本发明人为了实现上述目的，对于导致屈服强度：530MPa以上的高强度化的高强度热轧钢板在卷材内的强度变化的各种因素进行了深入研究。结果想到到作为强度变化的因素之一有硬质相的大小、分布形态的变化，而为了排除硬质相的产生，使金属组织形成为由铁素体晶粒聚集而成的实质上的铁素体相单相组织。这是因为，对于屈服强度为530MPa以上的高强度化的热轧钢板而言，有时在钢板中含有多种多样的相，因此随着各相百分率的变化、各相硬度的变化，钢板强度也大大变化。因此，本发明人认为，由于金属组织是包含多种多样的相的复合组织，因此无法简单地抑制该强度变化，从而想到必须使金属组织单相化。
此外还认为，在进行了晶粒微细化(grain size is refined)的组织中，少量的晶体粒径的变化也构成了强度变化的较大因素，因此未积极地进行晶粒的微细化。而且，本发明人想到，在铁素体相单相组织的情况下，对于未通过极端细粒化而进行强化的钢板来说，强度变化的较大因素是碳化物的大小及其析出量的变化。
进一步研究的结果查明，碳化物的大小及其析出量的变化，原因在于碳化物的析出时机的偏差。此外还新发现了，碳化物的析出时机的偏差可以通过减少Si和Mn量而降低。
首先，本发明人发现当钢中的Mn量较多时，宽度方向的拉伸强度产生变化，从而想到削减Mn量。其原因在于，如果钢中的Mn量多，则Mn产生偏析，在该部位中碳化物的析出时机延迟，进而由于Mn所产生的固溶强化，该部位异常地硬质化。因此，在以往的高强度钢板中，由于含有被认为是常规含量的0.8％以上的Mn，因此观察到产生了强度的较大变化。此外还查明，对于Si来说，被认为是常规含量的0.3％以上的含量，和Mn同样地构成了钢板组织的变化，即强度变化的原因。
由此，本发明人发现如果减少Si和Mn量，使组织形成实质上的铁素体相单相，并进一步形成在铁素体相的铁素体晶粒内均匀分散有超微细的TiC的组织，则可以在钢板(卷材)的各个位置，将碳化物的大小和析出量保持恒定，能够得到维持了屈服强度：530MPa以上的高强度，同时钢板(卷材)内的强度变化显著小的高强度热轧钢板。此处，本发明中所谓的“实质上的铁素体相单相”，是指用光学显微镜和扫描型电子显微镜以500～5000倍的倍率进行观察时，铁素体晶粒占金属组织的95％以上的情况。
本发明是基于这些见解，并作了进一步的研究而完成的。也就是说，本发明的要旨如下所述。
(1)一种屈服强度为530MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计，含有C：大于0.010％且为0.06％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.8％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.05～0.10％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
具有如下金属组织：铁素体相以面积率计占95％以上，铁素体晶粒具有1μm以上的平均粒径，并且在该铁素体晶粒内分散析出有平均粒径：7nm以下的TiC。
(2)如(1)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有B：0.0020％以下。
(3)如(1)或(2)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有合计为1％以下的选自Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Zn中的1种或2种以上。
(4)如(1)～(3)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述TiC的T与C的原子数比Ti/C小于1。
(5)如(1)～(4)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在表面具有镀层。
(6)如(5)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，所述镀层为锌镀层或含锌合金镀层。
(7)一种屈服强度为530MPa以上的高强度热轧钢板的制造方法，对钢原材实施由粗轧、精轧构成的热轧，在精轧结束后，冷却，卷取，制成热轧钢板，其特征在于，
所述钢原材具有如下组成：以质量％计，含有C：大于0.010％且为0.06％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.8％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.05～0.10％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，
将所述钢原材加热至奥氏体单相区后，实施精轧结束温度：860℃以上且1050℃以下的精轧，在从该精轧结束后到750℃的温度范围中以30℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在卷取温度：580℃以上且700℃以下卷取为卷材状，制成热轧板。
(8)如(7)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有B：0.0020％以下。
(9)如(7)或(8)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有合计为1％以下的选自Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Zn中的1种或2种以上。
发明效果
根据本发明，可以很容易地制造维持屈服强度：530MPa以上的高强度，同时卷材内的机械特性变化小，延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板，在工业上具有显著的效果。此外，根据本发明，能够制造尺寸精度稳定的部件，还具有有助于汽车车身的轻量化、制品的轻量化的效果。
具体实施方式
本发明的热轧钢板，具有如下组成：含有C：大于0.010％且为0.06％以下、Si：0.3％以下、Mn：0.8％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.05～0.10％，且余量由Fe和不可避免的杂质构成。
首先，对本发明热轧钢板的组成的限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，则质量％仅由％表示。
C：大于0.010％且为0.06％以下
C在本发明中是与Ti结合作为碳化物(TiC)析出，有助于强度提高的元素。为了获得这种效果，必须含有超过0.010％。当其为0.010％以下时，无法确保屈服强度530MPa以上的高强度。另一方面，如果含有超过0.06％，则生成珠光体，强度的稳定性下降，而且延伸凸缘性也下降。因此，将C限定为大于0.010％且为0.06％以下的范围。另外，优选为0.010～0.025％。
Si：0.3％以下
Si作为增加了钢板强度，但不会导致伸长率下降的元素，是以往一直含有的元素。但是，在本发明中，Si导致淬透性提高，容易形成马氏体、贝氏体等硬质相，对钢板强度的变化产生了较大的影响。因此，在本发明中，希望尽可能地减少。但是，可以允许0.3％以下，因此在本发明中，将Si限定为0.3％以下。另外，优选为0.2％以下，进一步优选为0.1％以下。Si含量为零也没有问题。
Mn：0.8％以下
Mn与Si同样地为通过固溶而提高钢板强度的元素，并且以往被积极地利用。但是，Mn与Si同样地提高了淬透性，容易形成马氏体、贝氏体等硬质相，对钢板强度的变化产生了较大的影响。此外，Mn容易偏析，在偏析的位置(偏析部)，局部相变点低温化，形成硬质相，从而局部提高了强度，因此钢板内(卷材内)的强度变化，强度的稳定性下降。因此，希望尽可能地减少Mn，但是，可以允许0.8％以下。因此，将Mn限定为0.8％以下。另外，优选为0.15～0.55％。
P：0.03％以下
P在钢板中在铁素体晶界等中偏析，导致延伸凸缘性下降，因此希望尽可能地减少，但是可以允许0.03％以下。因此，将P限定为0.03％以下。另外，优选为0.02％以下，进一步优选为0.01％以下。P含量为零也没有问题。
S：0.02％以下
S由于形成TiS而消耗了Ti，因此成为了强度变化的主要因素。在含有超过0.02％时，该情况变得显著。因此，将S限定为0.02％以下。另外，优选为0.005％以下，进一步优选为0.001％以下。S含量为零也没有问题。
Al：0.1％以下
Al是起脱氧剂作用的元素。为了获得这种效果，希望含有0.005％以上。另一方面，如果含有超过0.1％，则作为Al氧化物残留、凝集，容易形成粗大的Al氧化物(氧化铝)。粗大的Al氧化物，成为破裂的起点，强度容易变化。因此，从确保强度稳定性的观点考虑，将Al限定为0.1％以下。另外，优选为0.015～0.065％。
N：0.01％以下
N由于在钢中与Ti结合形成TiN，因此如果N超过0.01％而大量含有，则能够形成碳化物的Ti量因N的存在而下降，无法确保所希望的高强度。粗大的TiN的析出消耗了Ti，减少了确保强度的微细TiC的析出量，成为强度变化的原因，同时还容易成为加工时的破裂的起点，导致延伸凸缘性下降。因此，N在本发明中作为有害的元素，希望尽可能地减少。因此，将N限定为0.01％以下。另外，优选为0.006％以下。N含量为零也没有问题。
Ti：0.05～0.10％
Ti在本发明中是用于确保所希望的高强度的重要元素，是形成微细的TiC而使钢板高强度化的元素。为了获得这种效果，必须含有0.05％以上。当Ti小于0.05％时，无法确保作为所希望高强度的530MPa以上的屈服强度。另一方面，如果含有超过0.10％，则固溶Ti变多，无法抑制TiC的粗大化(coarsening)，无法确保所希望的高强度。因此，优选将Ti限定为0.05～0.10％的范围。另外，在本发明中，添加的Ti几乎全部形成含Ti的析出物，处于固溶状态的Ti量为0.001％以下。
上述成分为基本成分，在本发明中，在这些基板成分的基础上，作为选择元素，还可以根据需要含有B：0.0020％以下。
B：0.0020％以下
B在钢中以固溶状态存在，具有延迟奥氏体(γ)→铁素体(α)相变，使TiC以微细形式析出的作用。为了获得这种效果，希望含有0.0010％以上，但是含有超过0.0020％，则过度地抑制了γ→α的相变，容易生成贝氏体相等，延伸凸缘加工性变差，此外，钢板宽度方向的强度稳定性下降。因此，在含有时，优选将B限定为0.0020％以下。
另外，除了上述成分以外，在含有Cu、Ni、Cr、Co、Mo、Sb、W、As、Pb、Mg、Ca、Sn、Ta、Nb、V、REM、Cs、Zr、Zn中的1种或2种以上时，如果它们的合计含量为1％以下，则对本发明效果的影响较小，因此只要合计为1％以下，则可以允许。上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。
接着，对本发明热轧钢板的组织限定理由进行说明。
本发明热轧钢板，具有上述组成，并且具有如下金属组织：铁素体相以面积率计占95％以上，铁素体相中的铁素体晶粒具有1μm以上的平均晶体粒径，并且在该铁素体晶粒内分散析出有平均粒径：7nm以下的TiC。
金属组织：铁素体相以面积率为95％以上
在本发明中，重要的是使金属组织形成为由铁素体晶粒构成的实质上的铁素体相单相。如果在铁素体相以外，还含有大量的马氏体相、贝氏体相等硬质相，则强度依赖于其组织百分率而产生变化。因此，为了抑制钢板(卷材)内的强度变化，使金属组织形成为实质上的铁素体相单相。此处所谓的“实质的铁素体相单相”，其含义除了铁素体相相对于组织全体的面积率为100％的情况以外，还包括相对于组织全体的面积率为95％以上，优选大于98％的情况。此处所谓的“金属组织”，是指用光学显微镜、扫描型电子显微镜以500～5000倍的倍率进行观察时可以看到的金属组织。
铁素体晶粒的平均晶体粒径：1μm以上
在本发明中，为了减少卷材(钢板)中的强度变化，极力地排除了导致强度变化的因素。因此，在本发明中，并未进行作为提高强度有效手段的晶粒的积极的微细化。如果铁素体晶体粒径小于1μm，则产生了因微细化而导致强化急剧增大的区域，从而强度大大地依赖于铁素体晶体粒径。因此，卷材(钢板)内微小的晶体粒径的变化，也会导致强度产生较大变化。因此，将铁素体晶粒的平均粒径限定为1μm以上。
在铁素体晶粒中析出的TiC的平均粒径：7nm以下
在本发明中，通过在铁素体晶粒中析出微细的Ti碳化物(TiC)，实现了屈服强度：530MPa以上的高强度化。由于仅控制微细碳化物的析出而进行高强度化，因此可以稳定地确保所希望的强度。如果TiC的平均粒径超过7nm而增大，则难以确保屈服强度：530MPa以上的高强度。因此，将TiC的平均粒径限定为7nm以下。
TiC中的T与C的原子数比Ti/C：小于1
为了使TiC微细地析出，Ti碳化物(TiC)中的Ti与C的原子数比Ti/C变得重要。如果当TiC析出时碳化物中的Ti相比于C过度存在，则Ti碳化物(TiC)容易粗大化。因此，优选将TiC中的Ti与C的原子数比Ti/C限定为小于1。此外，有时微量的Nb、V、Mo、W会固溶在TiC中，在本发明中将包括这种固溶有Nb、V、Mo、W的TiC表示为TiC。另外，Ti是可以比较廉价地添加的元素，而从避免成本提高的观点出发，在Ti以外的微细碳化物形成元素、即前述选择元素中，优选不添加(杂质程度的含量)Mo、W、Nb、V。
此外，为了对钢板赋予耐腐蚀性，还可以在钢板表面设置镀层。本发明的热轧钢板，即使在表面上形成镀层，也不会损害本发明的效果。在表面上形成的镀层的种类，不需要特别限定，电镀、热镀等任一种都可以毫无问题地适用。作为热镀，可以列举热镀锌、热镀铝等。此外，在热镀锌后，进行使热镀锌层合金化的合金化热镀锌，也没有任何问题。对于热轧钢板的强度没有特别设定上限，但由后述的实施例可知，优选制成TS：750MPa以下或725MPa以下的钢板。
接着，对本发明热轧钢板的优选制造方法进行说明。
在本发明的制造方法中，对钢原材实施由粗轧、精轧构成的热轧，在精轧结束后，冷却，卷取，制成热轧钢板。这时，其特征在于，将钢原材加热至奥氏体单相区后，实施精轧结束温度：1050℃以下的精轧，在从该精轧结束后到750℃的温度范围中以30℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在卷取温度：580℃以上且700℃以下卷取为卷材状。
在本发明中，钢原材的制造方法不需要特别限定，优选使用转炉、电路等常用的熔炉熔炼上述组成的钢水，并使用连铸法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材。另外，还可以适用铸锭－开坯轧制法、薄板坯连铸法等常用的铸造方法。
对所得的钢原材实施粗轧和精轧，在粗轧之前，将钢原材加热至奥氏体单相区。如果粗轧前的钢原材未被加热至奥氏体单相区，则存在于钢原材中的TiC的再溶解无法进行，轧制后无法实现TiC的微细析出。因此，在粗轧之前，将钢原材加热至奥氏体单相区。优选将加热温度设定为1100℃以上。另一方面，如果加热温度为过高的温度，则表面被过度氧化，形成TiO2，消耗了Ti，在形成钢板时表面附近的硬度下降。因此，优选将加热温度设定为1300℃以下。另外，也可以不加热铸造后的钢原材而进行直送轧制(direct rolling(process))。另外，粗轧的条件不需要特别限定。
精轧结束温度：860℃以上且1050℃以下
如果精轧结束温度为超过1050℃的高温，则铁素体晶粒容易粗大化，钢板强度显著下降。因此，将精轧结束温度设定为1050℃以下。另一方面，当精轧结束温度低于860℃时，最终得到的铁素体晶粒小于1μm，晶粒的微细化效果显著，因此钢板内的强度变化容易变大。因此，将精轧结束温度设定为860℃以上。另外，优选为900℃以上。
从精轧结束后到750℃的温度范围中的平均冷却速度：30℃/秒以上
为了得到微细的TiC，在精轧结束后，需要加速冷却，在尽可能低的温度下产生γ→α相变。如果冷却速度低于30℃/秒，则γ→α相变将在高温下发生，在铁素体中析出的TiC容易粗大化，难以得到微细的TiC。因此，将从精轧结束后到750℃的温度范围中的平均冷却速度设定为30℃/秒以上。另外，优选为50℃/秒以上。此外，对于冷却速度的上限而言，由于容易导致宽度方向的冷却不均匀，因此优选设定为450℃/秒以下。
卷取温度(coiling temperature)：580℃以上且700℃以下
当卷取温度低于580℃时，生成了贝氏体铁素体、贝氏体，因此难以得到实质上的铁素体相单相组织。因此，使卷取温度为580℃以上。另外，优选为600℃以上。另一方面，在超过700℃的卷取温度下，会生成珠光体、粗大的TiC，容易使强度下降。因此，将卷取温度设定为700℃以下。另外，优选为680℃以下。
对于通过上述工序制造的热轧钢板来说，还可以进一步实施在钢板表面上形成镀层的镀覆处理。在表面上形成的镀层的种类，不需要特别限定，电镀、热镀等任一种都可以毫无问题地适用。作为热镀，可以列举热镀锌、热镀铝等。此外，在热镀锌后，进行使热镀锌层合金化的合金化热镀锌，也没有任何问题。
以下，进一步通过实施例对本发明进行详细的说明。
实施例
(实施例1)
通过常用的熔炼方法(转炉)熔炼表1所示组成的钢水，并通过连铸法制成钢坯(钢原材)(壁厚：270mm)。将这些钢坯加热至表2所示的加热温度，进行粗轧，接着在表2所示的条件下实施精轧，精轧结束后，在到750℃的温度范围中，以表2所示的平均冷却速度加速冷却，在表2所示的卷取温度下卷取为卷材状，制成板厚：2.3mm的热轧钢板。另外，对一部分热轧钢板(钢板No.6～10)进行酸洗，除去表面氧化皮后，实施热镀锌处理，在钢板表面形成镀层。再在一部分钢板上，进行镀层的合金化处理，形成合金化热镀锌层。镀层的附着量为45g/m2。
对所得的热轧钢板，实施组织观察、拉伸试验、扩孔试验。试验方法如下所述。
(1)组织观察
从所得的钢板上裁取组织观察用试验片，以与轧制方向平行的截面(L截面)作为观察面的方式进行研磨，用硝酸乙醇腐蚀液(nital)进行腐蚀，并用光学显微镜(倍率：500倍)和扫描型电子显微镜(倍率：3000倍)观察组织并拍照。使用图像分析装置，由所得的组织照片算出组织的种类及其面积率。此外，对与轧制方向平行的截面进行镜面研磨，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，露出铁素体晶粒，用光学显微镜(倍率：100倍)对组织进行拍照。对所得的组织照片，在轧制方向、板厚方向上分别以100μm以上的间隔画出10根直线，数出晶界与直线的交点的数量。将总线长除以交点数量所得的值作为一个铁素体晶粒的线段长度，将其乘以1.13，求出ASTM铁素体粒径。
此外，从所得的钢板上裁取透射型电子显微镜观察用试验片，进行机械研磨、化学研磨，制成透射型电子显微镜观察用薄膜。使用所得的薄膜，用透射型电子显微镜(倍率：340000倍)观察组织，在各5个视野中进行拍照。使用所得的组织照片，对合计为100个TiC，测定其最大直径d(圆盘上下面中最大部分的直径)和与圆盘上下面垂直的方向上的圆盘状析出物的直径(厚度)t，将它们的算术平均值(平均粒径ddef＝(d+t)/2)定义为各钢板中TiC的平均粒径。
此外，从所得的钢板上裁取电解提取用试验片，在AA系电解液(AA：乙酰丙酮)中电解，收集提取残渣。用透射型电子显微镜观察所得的电解提取残渣，对于TiC来说，用EDX(能量分散型X射线分光分析仪)定量Ti浓度，用EELS(电子能量损失分光分析仪)定量C浓度，算出TiC中的Ti与C的原子数比Ti/C。
(2)拉伸试验
以拉伸方向与轧制方向平行的方式，从所得的热轧钢板上裁取JIS5号试验片(GW：25mm，GL：50mm)。裁取位置为在钢板长度方向上距离前端150m的位置上的宽度中央位置和从宽度方向端部起至内侧50mm的宽度端部位置的2个位置，从各个位置各裁取1个试验片。使用所得的试验片，按照JIS Z2241的规定，进行拉伸试验，测定拉伸特性(屈服强度YS，拉伸强度TS)。求出宽度中央位置与宽度端部位置的屈服强度之差ΔYS，将其作为强度变化的指标。另外，将ΔYS为20MPa以下的情况作为强度变化小的情况，并评价为○，将除此以外的情况评价为×。
(3)扩孔试验
从所得的热轧钢板上切下扩孔试验片(130×130mm)，在试验片的中央位置，用冲头以12.5％的冲裁间隙冲裁的孔，在冲头的冲裁方向上插入顶角为60度的圆锥冲头，进行扩孔。在产生贯穿板厚的明确裂纹的阶段，停止圆锥冲头的插入，取出试验片，测定该孔的直径。用扩孔后的孔径和扩孔前的孔径之差除以扩孔前的值，将其乘以100的数字作为扩孔率(％)算出，并作为延伸凸缘性的指标。另外，将扩孔率为100％以上的情况评价为延伸凸缘性优良。
所得的结果示于表3。
[表1]

[表2]

＊)从精轧结束后到750℃的温度范围中的平均值
[表3]

＊)F：铁素体、P：珠光体、B：贝氏体
＊＊)TiC中Ti与C的原子数比
＊＊＊)钢板宽度中央位置与距离宽度端部50mm的位置的屈服强度差
本发明例均得到了维持屈服强度YS：530MPa以上的高强度，并且ΔYS为20MPa以下，宽度方向上的强度变化小，卷材内的机械特性变化减小，并且扩孔率为100％以上，延伸凸缘性也优良的高强度热轧钢板。另一方面，落在本发明范围之外的比较例，其屈服强度YS：小于530MPa，强度下降，或者ΔYS超过20MPa，在宽度方向上的强度变化增大，或者扩孔率小于100％，延伸凸缘性下降，或者这些性能均下降。
(实施例2)
在转炉中熔炼表1所示的钢No.H、No.M组成的钢水，和实施例1同样地通过连铸法制成钢坯(壁厚：270mm)。在与表2所示的钢板No.8、No.12同样的条件下，加热这些钢坯，实施粗轧、精轧，再加速冷却，卷取为卷材状，制成板厚为2.6mm的热轧钢板。对所得的卷材，在表4所示的长度方向的各个位置，从板宽方向中央部裁取JIS5号拉伸试验片、扩孔试验片，在与实施例1同样的条件下实施拉伸试验、扩孔试验。所得的结果示于表4。另外，一并示出以长度方向的40m位置为基准，在长度方向各个位置的屈服强度差ΔYS。
[表4]

*：以长度方向40m位置为基准时在长度方向各位置处的屈服强度差
在任一卷材中，长度方向的机械特性的变化均较小。