高强度热轧钢板及其制造方法

专利名称：高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及在汽车用钢板等用途中有用的、拉伸强度(TS)为540 780MPa、且卷 间及卷内的强度偏差小的强度均勻性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，从保护地球环境的观点出发，为了限制CO2的排出量，要求改善汽车的燃 料效率。另外，为了在碰撞时确保乘客的安全，还要求提高以汽车车体的碰撞特性为中心的 安全性。因此，正在同时推进汽车车体的轻量化和强化。为了同时满足汽车车体的轻量化 和强化，在刚性不成为问题的范围内使部件原材料高强度化、并通过减薄板厚来实现轻量 化是有效的，最近正积极地将高强度钢板用于汽车部件。所使用的钢板强度越高则轻量化 效果越大，因此在汽车产业界，存在例如使用拉伸强度(TS)为540MPa以上的钢板作为结构 用材料的倾向。另一方面，以钢板作为原材料的汽车部件多通过冲压成形来制造。对高强度钢板 的成形性而言，除裂纹、褶皱之外尺寸精度是重要的，特别是回弹的控制已成为重要的课 题。最近，利用CAE(计算机辅助工序，Computer Assisted Engineering)的新车的开发变 得非常高效，不需要多次制造模具。而且，输入钢板的特性，则能够更加精度良好地预测回 弹量。若回弹量存在偏差，则在接合各部件时产生问题，因此需要使偏差进一步减小，为此， 特别需要强度偏差小的强度均勻性优良的高强度钢板。作为减小卷内的强度偏差的方法，在专利文献1(日本特开平4-289125号公报) 中，公开了通过在热轧含有Nb的低Mn钢(Mn 0. 5%以下)时将粗轧后的薄板坯暂时卷取 为卷状、然后边打开卷边与之前通过的薄板坯接合而连续地进行精轧，从而实现高强度热 轧钢板的卷内的强度均勻化的方法。另外，在专利文献2(日本特开2002-322541号公报) 中提出了复合添加Ti和Mo并使微细的析出物非常均勻地分散的、强度偏差小的强度均勻 性优良的高强度热轧钢板。专利文献1 日本特开平4-289125号公报专利文献2 日本特开2002-322541号公报

发明内容
但是，上述的现有技术中存在如下问题。在专利文献1中记载的方法中，存在卷取时将卷再次分割等问题。而且，由于添加 Nb导致成本增加，因而在经济上不利。另外，专利文献2中记载的钢板，虽然为Ti系，但需 要添加昂贵的Mo，从而导致成本上升。而且，在上述两专利文献中，均没有考虑包含卷的宽 度方向和长度方向两个方向的、卷表面内的二维强度的均勻性。由于这种卷表面内的强度 偏差，无论怎样将卷取温度控制均勻，都不可避免地产生卷取后的卷的冷却史在各个位置 不同的问题。本发明鉴于上述情况，顺利地解决了上述问题，目的在于，提供使用廉价的Ti系广泛使用的钢板的、拉伸强度(TS)为540 780MPa、且强度偏差小的强度均勻性优良的高 强度热轧钢板。发明人为了解决上述问题而进行了专心研究，通过对钢板的化学组成、金属组织 及有助于析出强化的Ti的析出状态进行控制，成功地得到热轧钢板整个表面的强度偏差 小的强度均勻性优良的高强度热轧钢板，从而完成了本发明。利用本发明的、面内强度的偏差小的强度均勻性优良的高强度热轧钢板及其制造 方法的主旨如下所示。[1] 一种高强度热轧钢板，其特征在于，成分组成为，以质量％计，含有C :0. 05 0. 12%, Si 0. 5% 以下、Mn 0. 8%~ 1. 8%, P 0. 030% 以下、S 0. 01% 以下、Al 0. 005 0. 1%,N:0.01%以下、Ti 0. 030 0. 080%，余量由Fe及不可避免的杂质构成；具有以 70%以上的比例含有多边形铁素体的组织，并且尺寸小于20nm的析出物中存在的Ti量为 通过下式(1)计算的Ti*值的50%以上，Ti* = [Ti]_48 + 14X [N] ... (1)这里，[Ti]和[N]分别表示钢板的以质量％计的Ti和N的成分组成。[2] 一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1150 1300°C 的加热温度后，在800 950°C的终轧温度下进行热终轧，在所述热终轧后2秒以内以 200C /s以上的冷却速度开始冷却，在650°C 750°C的温度下停止冷却，接着经过2秒 15 秒的放冷工序之后，以小于100°C /s的冷却速度再次实施冷却，并在550 650°C的温度范 围内卷取成卷状，所述钢坯的成分组成为，以质量％计，含有C :0. 05 0. 12%, Si 0.5% 以下、Mn :0. 8% 1. 8%、P :0. 030% 以下、S 0. 01% 以下、Al 0. 005 0. 1 %、N :0. 01 % 以 下、Ti 0. 030 0. 080%，余量由Fe及不可避免的杂质构成。根据本发明，拉伸强度(TS)为540 780MPa的高强度热轧钢板能够减小卷内的 强度偏差，由此，实现使本钢板的冲压成形时的形状固定性或部件强度、耐久性的稳定化， 并可提高汽车部件的生产·使用时的可靠性。而且，本发明中，虽然没有使用Nb等昂贵的 原料但仍得到了上述效果，因此可以降低成本。


图1是表示研究多边形铁素体的比例(％ )与拉伸强度TS(MPa)的相关性而得到 的结果的图。图2是表示研究相对于Ti*的尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量的比例(％)、 与拉伸强度TS(MPa)的相关性而得到的结果的图。
具体实施例方式下面，对本发明进行详细说明。1)首先，对本发明的强度偏差小的、即强度均勻性的评价方法进行说明。作为对象钢板的一个例子，可以列举卷取为卷状的钢板，其重量为5t以上，钢板 的宽度为500mm以上的钢板。在这种情况下，处于热轧状态下的、长度方向的前端部和后 端部的最内周和最外周的各一卷以及宽度方向两端的IOmm不作为评价对象。对长度方向 上至少分割为10部分、宽度方向上至少分割为5部分的对象进行二维测定，并根据测定的拉伸强度的分布来评价强度偏差。而且，本发明将钢板的拉伸强度(TS)为540MPa以上且 780MPa以下的范围作为对象。2)然后，对本发明钢的化学成分(成分组成)的限定理由进行说明。并且，元素含量的单位均为“质量％ ”，以下，若没有特殊说明则只用“ ％ ”表示。C :0· 05 0.12%C和后述的Ti是本发明中的重要的元素。C与Ti 一起形成碳化物，并通过析出强 化而对提高钢板强度有效。本发明中，从析出强化的观点出发优选含有C为0. 05%以上，进 一步优选为0.06%以上。另一方面，若含有超过0. 12%的C则容易给良好的伸长性及扩孔 性带来不良影响，因而使C含量的上限为0. 12%，优选为0. 10%以下。Si:0. 5% 以下Si具有固溶强化的效果和使延展性提高的效果。为了得到上述效果，Si含有
0.01%以上是有效的。另一方面，若含有Si超过0.5 %，则在热轧时容易产生被称为红锈的 表面缺陷，可能使制成钢板时的表面外观变差，因此优选使Si含量为0. 5%以下，进一步优 选0. 3%以下。Mn :0· 8 1.8%Mn在高强度化方面有效，并且使相变点降低，具有使铁素体粒径微细化的作用，Mn 需要含有0.8%以上，优选为1.0%以上。另一方面，若含有过量的Mn而超过1.8%，则热 轧后生成低温想变相，延展性降低、或TiC的析出容易变得不稳定，因此使Mn含量的上限为
1.8%。P :0· 030% 以下P是具有固溶强化的效果的元素，而且，具有减轻由Si引起的锈皮缺陷的效果。但 是，若含有过量的P而超过0. 030%，则P容易在晶界析出，容易使韧性及焊接性变差。因 此，使P含量的上限为0. 030%。S:0.01% 以下S是杂质，除了成为热断裂的原因之外，其在钢中作为夹杂物而存在，使钢板的各 特性变差，因此需要尽可能减少。具体而言，可以允许S含量至0. 01 %，因此使其为0. 01% 以下。Al :0· 005 0.Al除了作为钢的脱氧元素而发挥作用之外，还具有将作为杂质存在的固溶N固 定、使常温时效性提高的作用。为了发挥上述作用，需要使Al含量为0.005%以上。另一方 面，若含有Al超过0. 5%，则导致高合金消耗，而且容易诱发表面缺陷，因此使Al含量的上 限为0. 1%。Ν:0·01% 以下N是使耐常温时效性变差的元素，是优选尽可能降低的元素。若N含量增多则耐常 温时效性变差，为了固定固溶N而需要添加大量的Al、Ti，因此优选尽可能降低，使N含量 的上限为0.01%。Ti :0· 030 0. 080%Ti通过析出强化使钢强化，因此是重要的元素。在本发明的情况下，其通过与C一 起形成碳化物而有助于析出强化。
总而言之，为了得到拉伸强度TS为540MPa以上、780MPa以下的高强度钢板，优选 使析出物微细化，以使析出物尺寸小于20nm。而且，重要的是提高该微小的析出物(析出 物尺寸小于20nm)的比例。作为其中的一个理由，认为是若析出物的尺寸为20nm以上，则 难以得到抑制位错迁移的效果，而且由于不能使多边形铁素体充分地硬质化，因此可能存 在强度降低的情况。因此，优选使析出物的尺寸小于20nm。而且，在本发明中，含有该小于 20nm的微小的Ti的析出物，是通过在上述范围内同时添加Ti和C而形成的。在本说明书 中，将这些含有Ti和C的析出物总称成为Ti系碳化物。作为Ti系碳化物，可以列举例如 TiC、Ti4C2S2等。而且，上述碳化物中可以含有N成分，也可以与MnS等复合析出。在本发明的高强度钢板中，可以确认，Ti系碳化物主要在多边形铁素体中析出。 这认为是由于多边形铁素体中的C的固溶度极限小，因此过饱和的C容易作为碳化物在多 边形铁素体中析出。因此，由于这种析出物，软质的多边形铁素体硬质化，从而能够得到 540MPa以上、780MPa以下的拉伸强度(TS)。同时由于Ti容易与固溶N结合，因此还是用于 固定固溶N的优选的元素。出于上述原因，使Ti含量为0030%以上。但是，若添加过量的 Ti则在加热阶段仅生成无助于强度的粗大的Ti的未溶解碳化物TiC，因此不优选，且不经 济。从该观点出发，使Ti的上限为0.080%。而且，本发明中，优选上述成分之外的余量实质上为铁及不可避免的杂质的组成。3)对限定本发明的钢板的钢组织的理由进行说明。具有以70%以上的比例含有贝氏体铁素土的组织，并且尺寸小于20nm的析出物 中的Ti量为式(1)所示的Ti*的50%以上本发明的高强度热轧钢板的强度，基于钢本身具有的强度，通过将取决于固溶强 化、组织强化或析出强化3种强化机制的各强化量叠加来确定。其中，基本强度是铁本来的 强度，固溶强化量只要化学组成确定则几乎唯一地被确定，因此这两种强化机制几乎与卷 内的强度偏差无关。与强度偏差关系最密切的是析出强化，其次是组织强化。基于析出强化的强化量，通过析出物的尺寸和分散(具体而言是析出物间隔)来 确定。析出物的分散能够通过析出物的量和尺寸来表现，因此只要确定析出物的尺寸和量 就能确定基于析出强化的强化量。组织强化根据钢组织的种类来确定。钢组织通过由奥氏 开始相变的温度来确定其种类，只要确定化学组成和钢组织，就能确定强化量。4)下面，对本发明所依据的实验事实进行叙述。对以化学组成为0. 08C-0. ISi-L 5Mn_0. 011P-0. 002S-0. 017A1-0. 005N 作为基本 组成、Ti添加量为0. 04%的钢A和Ti添加量为0. 06%的钢B，进行实验室熔炼而制成钢坯。 通过开坯轧制将这些钢坯制成25mm厚的薄板坯。在1230°C下加热薄板坯，在5道次内进行 终轧温度为880°C的热轧，从终轧起1. 7秒后以25°C /s的冷却速度实施水冷。此时，使冷 却停止温度在720 520°C之间进行各种变化。水冷后放冷10秒，然后插入500 700°C 的电炉中进行卷取处理，在炉中的保持时间在1 300分钟之间变化。此时，当冷却停止温 度与炉温之差在30°C以上时，在放冷后继续以25°C /s的冷却速度实施水冷却，直至与炉温 之差达到30°C。通过以上的方法，制造使Ti的析出状态和钢组织发生各种变化的热轧钢 板。将这些热轧钢带酸洗后，实施伸长率为0. 5%的表面光轧，然后裁取拉伸试验片和析出 物分析样品。从如上制造的热轧钢板组中，抽取尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量为下式(1)所示的Ti*的50%以上的钢板，对多边形铁素体的比例(％)和拉伸强度TS (MPa)的相 关性进行了研究，并将结果示于图1。由该图可知，随着多边形铁素体比例的增加，拉伸强度 TS显示出减少的倾向，但在多边形铁素体比例为70%以上的情况下，TS的变化变小而稳定 化。并且，多边形铁素体的比例例如可以如下计算。通过硝酸乙醇腐蚀液对除钢板的 L截面(与轧制方向平行的截面)的板厚的表层10%之外的部分进行腐蚀，并通过扫描电 子显微镜(SEM)将显现出的组织放大1000倍来进行拍摄。将晶界的凹凸小于0. 1 μ m的光 滑的、以及晶粒内不残留腐蚀痕迹而平滑的铁素体晶粒定义为多边形铁素体，从而与其他 形态的铁素体相、珠光体或贝氏体等不同的的相变相进行区别。通过图像分析软件将照片 彩色编码，基于其面积率，得到多边形铁素体比例。同样地，从如上制造的热轧钢板组中，抽取多边形铁素体的比例为70%以上的钢 板，对与下式⑴所示的Ti*相对的尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量的比例(％ )与 拉伸强度TS(MPa)的相关性进行了研究，并将结果示于图2。如上述所示，有助于析出强化 的尺寸小于20的析出物通过添加Ti而形成，因此只要把握尺寸小于20nm的析出物中的Ti 量，就能够知道Ti是否高效地作为微细析出物而析出。由该图可知，随着尺寸小于20nm的 析出物中含有的Ti量增加，TS显示出增加的倾向，但在析出物中含有的Ti量为Ti*的50% 以上的情况下，TS的变化变小而稳定化。由以上的结果可知，只要将钢组织控制在多边形铁素体为70%以上的比例范围 内，并且将尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti量控制在下式(1)所示的Ti*的50%以上 的范围，则即使卷取后的卷的冷却史在每个位置不同而不可避免地产生强度偏差，其产生 的强度偏差仍显著减小达到使用上不存在问题的水平。Ti* = [Ti]-48 + 14X [N]... (1)这里，[Ti]及[N]分别表示钢板的Ti及N的成分组成(质量％计)。因此，若在钢板的任一位置实现本发明的必要条件，则即使卷的冷却史在各个位 置不同，其各位置的钢板的强化量仍大致相同，结果是该钢板的强度偏差小且强度均勻性 优良，其中，上述必要条件为具有以70%以上的比例含有多边形铁素体的组织，并且尺寸小 于20nm的析出物中含有的Ti量为上式(1)所示的Ti*的50%以上。5)而且，尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti的量能够通过以下的方法进行测定。在电解液中电解预定量的试样后，从电解液中取出试样片并浸渍在具有分散性的 溶液中。接着，使用孔径20nm的过滤器过滤该溶液中含有的析出物。与滤液一同通过该孔 径20nm的过滤器的析出物的尺寸小于20nm。接着，从电感耦合等离子体发射光谱法、ICP质 谱法及原子吸收光谱法等中选择适当的方法对过滤后的滤液进行分析，计算尺寸小于20nm 的析出物的Ti量。6)下面，对本发明的高强度热轧钢板的优选的制造方法的一例进行说明。本发明的制造方法中使用的钢坯的组成与上述钢板的组成相同，而且其限定理由 也相同。本发明的高强度热轧钢板，以具有上述范围内的组成的钢坯为原材料，能够通过对 该原材料实施粗轧而制成热轧钢板的热轧工序来进行制造。i)加热温度1150°C 1300°C对钢坯加热温度而言，加热阶段为了使TiC这样的Ti系碳化物固溶，优选将热轧钢板加热至1150°C以上。这是因为若Ti系碳化物未固溶则给热轧钢板的拉伸强度带来不 良影响，因此优选避免。但是，利用过高的温度进行加热，会引起伴随氧化损失增加的铁损 增大等问题，因此优选使钢坯加热温度的上限为1300°C。对在上述条件下加热后的钢坯，实施进行粗轧及终轧的热轧。这里，钢坯通过粗轧 而被制成薄板坯。并且，粗轧的条件不需要特殊限定，可以按照通常的方法来进行。而且， 从降低钢坯加热温度、并防止热轧时的故障等观点出发，优选活用加热薄板坯的、所谓的薄 板坯加热器。接着，对薄板坯进行终轧而制成热轧钢板。ii)终轧温度(FDT) 800 950°C若终轧温度高则晶粒变得粗大，成形性降低、或容易产生锈皮缺陷，因此使其为 950°C以下。而且，若低于800°C则轧制载荷增大，轧制负荷增大，奥氏体未再结晶状态下的 轧制率增高，异常的集合组织增多，因而从强度均勻性的观点出发不优选。这表示使终轧温 度为800°C以上且950°C以下。优选为840°C 920°C。而且，为了降低热轧时的轧制载荷，可以在终轧的一部分或全部的道次之间进行 润滑轧制。从钢板形状的均勻化或强度的均勻化的观点出发，进行润滑轧制是有效的。优 选使润滑轧制时的摩擦系数在0. 10 0. 25的范围内。而且，优选进行使彼此相邻的薄板 坯之间接合、并连续终轧的连续轧制工艺。从热轧的操作稳定性的观点出发，优选使用连续 轧制工艺。iii)热终轧后2秒内以20°C /s以上的冷却速度(一次冷却)进行冷却终轧后至冷却开始所经过的时间若超过2秒，则终轧时蓄积的变形被释放，即使 实施后述的冷却控制也不会有效地生成铁素体，TiC的稳定析出不会进行。而且，在冷却速 度低于20°C /s时，也容易发生同样的现象。iv) 650°C 750°C的温度范围内的冷却停止、和2 15秒的放冷工序为了在通过输出辊道的短时间内使如TiC这样的Ti系碳化物有效地析出，放冷的 温度必须在最多铁素体相变发生的温度范围内保持一定时间。当放冷(保持)温度低于 650°C时，Ti系碳化物的析出的生长速度小，因此不能确保所期望的强化量所需要的Ti系 碳化物的量。另一方面，当放冷温度高于750°C时，析出的核生长不充分且生长速度快，因而 Ti系碳化物疏松且粗大地分布，因此强化能力变小。因此，放冷温度设为650°C 750°C。当放冷时间少于2秒时，Ti系碳化物的析出量不充分，难以确保必要的强化量。另 一方面，当放冷时间长于15秒时，Ti系碳化物疏松且粗大地分布，因此强化能力变小。因 此，放冷时间设为2秒 15秒。ν)以小于100°C /s的冷却速度(二次冷却)再次进行冷却放冷处理之后的冷却速度在100°C /s以上时，卷取温度的控制性变差，强度的稳 定化变得困难。因此，冷却速度设为小于100°C/S。虽然冷却速度的下限没有特殊的限定， 但从抑制析出物的粗大化的观点出发，优选设为5°c /s以上。vi)在550 650°C的温度范围内卷取成卷状在卷取温度低于550°C的情况下，输出辊道上未相变的部分生成低温相变相，成为 导致强度偏差的原因，并且延展性降低。在卷取温度高于650°C的情况下，TiC这样的Ti系 碳化物的生长在卷取后仍然进行，因而强化能力变小，而且容易产生与卷取后的冷却史对应的强度偏差。因此，卷取温度设为550 650°C。在考虑了卷内的强度偏差的情况下，例如TiC这样的Ti系碳化物的析出主要在卷 取后的冷却阶段发生，因此优选考虑卷取后的钢板的冷却史。特别是，由于在卷的前端部和 后端部的冷却速度快，因此有时Ti系碳化物的析出不能充分地进行。因此，对于卷前端部 和后端部而言，提高温度而相对于除该前端部和后端部之外的卷内侧形成温度差时，能够 更进一步地改善强度偏差。实施例1下面，对本发明的实施例进行说明。通过转炉熔炼表1所示组成的钢水，通过连铸法制成钢坯。将这些钢坯加热至 1250°C、粗轧、制成薄板坯，接着，通过实施表2所示条件的终轧的热轧工序制成热轧钢板。接着，将这些热轧钢板酸洗后，实施伸长率为0. 5%的表面光轧，然后将宽度方向 的IOmm的端部切边除去，并对各种特性进行评价。在卷的长度方向的前端部和后端部，将 最内周和最外周的各一卷切除，并在切除的位置处和在长度方向上将卷内侧分割为20等 分的分割点裁取钢板。从这些热轧钢板的宽度方向边缘及在宽度方向上分割8分的分割点 裁取拉伸试验片和析出物分析样品。拉伸试验的试验片是在与轧制方向平行的方向(L方向)上裁取，并加工为JIS 5 号拉伸试验片。根据Jis Z 2241的规定以IOmm/分钟的十字头速度进行拉伸试验，计算拉 伸强度(TS)。将调查所得的各热轧钢板的拉伸特性的结果示于表2。显微组织，通过硝酸乙醇腐蚀液对除L截面(与轧制方向平行的截面)的板厚的 表层10%之外的部分进行腐蚀，并通过扫描电子显微镜(SEM)将显现出的组织放大至5000 倍来进行测定，多边形铁素体的比例通过上述的方法、使用图像处理软件来进行测定。尺寸小于20nm的析出物中的Ti的定量通过以下的定量法来实施。将由上述得到 的热轧钢板切割至适当的尺寸，在10% AA类电解液(10vol%乙酰丙酮-1质量％四甲基氯 化铵-甲醇)中，以20mA/cm2的电流密度恒电流电解约0. 2g。将电解后的、表面上附着有析出物的试样片从电解液中取出，浸渍在六偏磷酸钠 水溶液(500mg/L)(以下，成为SHMP水溶液)中，施加超声波振动，从试样片剥离析出物并 提取至SHMP水溶液中。接着，使用孔径20nm的过滤器过滤含有析出物的SHMP水溶液，使 用ICP发射分光光度计对过滤后的滤液进行分析，测定滤液中的Ti的绝对量。接着，用Ti 的绝对量除以电解重量，得到尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti的量(质量％)。并且， 对析出物剥离后的试样重量进行测定，并将所得结果从电解前的试样重量中减除，从而求 出电解重量。然后，通过使用由上述得到的尺寸小于20nm的析出物中含有的Ti的量(质 量％ )，除以将表1所示的Ti和N的含量代入式(1)而算出Ti*，得到尺寸小于20nm的析 出物中含有的Ti的量的比例。表 权利要求
一种高强度热轧钢板，其特征在于，成分组成为，以质量％计，含有C0.05～0.12％、Si0.5％以下、Mn0.8％～1.8％、P0.030％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.1％、N0.01％以下、Ti0.030～0.080％，余量由Fe及不可避免的杂质构成；具有以70％以上的比例含有多边形铁素体的组织，并且尺寸小于20nm的析出物中存在的Ti量为通过下式(1)计算的Ti*值的50％以上，Ti*＝[Ti] 48÷14×[N]…(1)这里，[Ti]和[N]分别表示钢板的以质量％计的Ti和N的成分组成。
2.一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢坯加热至1150 1300°C的加热 温度后，在800 950°C的终轧温度下进行热终轧，在所述热终轧后2秒以内以20°C /s以 上的冷却速度开始冷却，在650°C 750°C的温度下停止冷却，接着经过2秒 15秒的放冷 工序之后，以小于100°C /s的冷却速度再次实施冷却，并在550 650°C的温度范围内卷取 成卷状，所述钢坯的成分组成为，以质量％计，含有C 0. 05 0. 12%, Si 0. 5%以下、Mn 0. 8% 1. 8%、P :0. 030% 以下、S 0. 01% 以下、Al 0. 005 0. 1%、N 0. 01% 以下、Ti 0. 030 0. 080%，余量由Fe及不可避免的杂质构成。
全文摘要
提供使用廉价的Ti系广泛使用的钢板的、拉伸强度(TS)为540～780MPa、且强度偏差小的强度均匀性优良的高强度热轧钢板。成分组成为，以质量％计，含有C0.05～0.12％、Si0.5％以下、Mn0.8～1.8％、P0.030％以下、S0.01％以下、Al0.005～0.1％、N0.01％以下、Ti0.030～0.080％，余量由Fe及不可避免的杂质构成。而且，组织为多边形铁素体以70％以上的比例存在，并且尺寸小于20nm的析出物中存在的Ti量为通过下式(1)计算的Ti*值的50％以上。Ti*＝[Ti]-48÷14×[N]…(1)这里，[Ti]和[N]分别表示钢板的以质量％计的Ti和N的成分组成。
文档编号C22C38/00GK101939459SQ200980104588
公开日2011年1月5日 申请日期2009年2月4日 优先权日2008年2月8日
发明者奥田金晴, 森安永明, 清水哲雄, 渡部真英, 金子真次郎 申请人:杰富意钢铁株式会社