专利名称：热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
技术领域：
本发明涉及具有超微细的晶粒的热轧钢板及冷轧钢板其及制造方法。详细地说， 是涉及作为适用于汽车用、家电用、机械构造用、建筑用等的用途的原材的机械的强度、加工性及热稳定性优异的热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法。
背景技术：
对于用作以汽车为首的输送用机械和各种产业机械的构造用的构件等的原材的钢板，不仅要求有强度、加工性、韧性等优异的机械的特性，而且还有要求零件组装时的焊接性和使用时的耐腐蚀性的情况。为了综合提高钢板的机械特性，有效的是使钢板的组织微细化。因此，用于使钢板的组织微细的方法被大量提出。若总括现有技术中的组织微细化的方法，则包括⑴大压下轧制法；(ii)控制轧制法；(iii)合金元素添加法或它们的组合。(i)大压下轧制法是将压下率加大至50%左右以上，经1道次的轧制使巨大的应变蓄积，其后从奥氏体相变为微细的铁素体，或者利用大应变使比较粗大的铁素体再结晶成微细的铁素体的方法。根据这一方法，加热到1000°c附近以下的温度后，通过在700°C的附近的低温域进行大压下轧制，能够得到1 3 μ m的超微细铁素体组织。但是，该方法不但在工业上难以实现，而且微细铁素体组织经热处理而容易发生粒成长，因此存在如下等问题，即若进行焊接则焊接部软化，或者若实施熔融镀锌则会丧失期望的机械特性。(ii)控制轧制法，一般是在800°C附近以上的温度，使每1道次轧制的压下率作为 20 40%，并实施多道次的轧制后而进行冷却的方法。公开有如下多种方法使轧制温度处于Ar3点附近的狭窄温度区域的方法；缩短轧制的道次间的时间的方法；另外还有控制应变速度和温度，从而使奥氏体动态再结晶的方法等。但是，关于轧制后的冷却的研究并未充分地进行。虽然越是紧接轧制之后立即水冷越为优选，但是即使是即刻冷却也要在轧制后经过0.2秒以上，之后才开始冷却，冷却速度充其量也就在250°C /秒左右。在这一方法中，单纯组成的低碳钢的铁素体晶粒直径仅为5 μ m左右。因此，不能充分地提高机械特性。(iii)合金元素添加法，是通过抑制奥氏体的再结晶化和恢复的合金元素的微量添加来促进铁素体晶粒的微细化的方法。Nb、Ti等的合金元素形成碳化物，在晶界偏析，抑制奥氏体的恢复和再结晶，因此使热η轧后的奥氏体晶粒微细化，使得从奥氏体的相变而得到的铁素体晶粒也微细化。该(iii)的合金元素添加法，大多情况是组合使用上述的(i) 的大压下轧制法和(ii)的控制轧制法。该(iii)的合金元素添加法也有在热处理时抑制铁素体的晶粒成长的效果。但是，尽管减小了铁素体的晶粒直径，但却存在使铁素体的积积率降低的问题，另外，对于超微细的铁素体晶粒的焊接和抑制熔融镀锌工序中的晶粒成长来说也不充分。因此，能够适用的钢种受到限定。另外，添加的合金元素的部分原料成本高。
作为提及此(i)大压下轧制法、(ii)控制轧制法及(iii)添加合金元素的方法的先行文献，有专利文献1。在此公开的方法是，在从Ari+5(TC至Ar3+100°C的温度区域1秒以内施加一次或二次以上的合计压下率为50%以上的加工，在加工结束后的600°C以上的温度区域进行20°C /秒以上的冷却速度的强制冷却。另外，在专利文献2中公开的方法是，以5架以上的道次压下量进行动态再结晶温度区域下的压下，并且，使在该动态再结晶温度区域施加压下的最终的机架输入侧和最终的机架输出侧的温度差在60°C以下。专利文献1特开昭59-205447号公报专利文献2特开平11-152544号公报但是，运用这些方法即使得到微细的结晶组织的钢板，该组织的热稳定性也很低。 因此，即使好不容易使组织微细化而提高了机械特性，若在其后焊接钢板、对钢板实施熔融镀敷，则在焊接时施加的热和熔融镀敷工序中施加的热的作用下，晶粒仍容易粗大化，存在使其机械特性极端受损的问题。另外，对这些热轧钢板实施冷轧和热处理而成为薄钢板时， 由热处理也会导致晶粒容易粗大化，存在仍不能获得微细组织的冷轧钢板的问题。
发明内容
本发明的目的在于，提供一种热稳定性和机械特性优异的热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法，其具有超微细的晶粒，并能够耐受焊接和熔融镀敷工序的热。本发明者们对于微细铁素体晶粒组织的机械特性和热稳定性进行了各种研究的实验，其结果发现，为了使机械特性和热稳定性都优异，最重要的是如下几点(a)将铁素体的平均晶粒直径限制在一定的范围；(b)对~点正下的700°C附近的温度下的铁素体的平均晶粒直径D(ym)的增加速度X(ym/min)与该平均晶粒直径D (μ m)的积D X(ym2/ min)设定上限。另外还发现，为了得到更良好的热稳定性，优选(c)将铁素体的晶粒直径的分布限制在一定的范围，和不使铁素体晶粒内残留轧制造成的应变。另外还发现，这样的钢板若在冷轧后进行热处理，则与上述一样，再度在热稳定条件下具有微细的铁素体晶粒组织。而且，(d)对于用于制造具有这种组织和特性的热轧钢板和冷轧钢板的全新方法也进行了各种研究和实验。此外，关于焊接构件还发现，(e)在熔融焊接中优选规定焊接部的硬度平衡，而且(f)在阻抗焊接中优选实现焊接部的硬度平衡和脆化抑制。以下在(a) (f)中，详述三发明的发现和研究·实验结果。(a)关于将铁素体的平均晶粒直径限制在一定的范围铁素体的晶粒直径越小强度越增加，但是若晶粒直径过小，则晶界能带来的粒成长的驱动力增加，因此可知高温下的粒成长被促进。具体来说，若使平均晶粒直径低于 1. 2 μ m，则难以抑制高温下的粒成长，相反，平均晶粒直径在热轧钢板中若高于2. 7+5000/ (5+350 ‘ C+40 ·Μη)2μπι及7μπι的任意一值，另外在冷轧钢板中若高于5. 0-2. 0 ‘ Cr+5000/ (5+350 · C+40 · Mn)2 μ m及9. 3 μ m的任意一值，则判明不能充分期待微细化带来的机械特性的提高。因此，为了使机械特性和热稳定性并存，作为铁素体的平均晶粒直径的下限需要采用1.2μπι，而且作为上限，在热轧钢板中需要采用2. 7+5000/(5+350 · C+40 ·Μη)2μπι及 7 μ m之中小的一方的值，在冷轧钢板中需要采用5. 0-2. 0 'Cr+5000/(5+350 *C+40 ·Μη)2μ m 及9. 3μπι之中小的一个值。
(b)关于A1点正下的700°C附近的温度下的铁素体的平均晶粒直径D的增加速度 X与平均晶粒直径D的积D · X(ym2/min)的上限规定高温下的铁素体晶粒的粒成长速度随温度上升而增加。一般来说，在焊接和熔融镀敷工序中发生铁素体的粒成长这一问题的温度区域是从A1点(730°C附近)正下至A3 点附近的温度区域，在该温度范围铁素体的粒成长速度剧烈变化。但是可知，铁素体的平均晶粒直径处于上述(a)的范围内的钢板的粒成长速度的温度特性，由700°C附近的温度下的铁素体的粒成长速度决定，因此发现，如果对于700°C附近的温度下的铁素体的粒成长速度，即铁素体的平均晶粒直径的增加速度X(ym/min)与平均晶粒直径D(ym)的积 D -X(UmVmin)设置上限，则即使在焊接和熔融镀敷工序中被更高温度加热时，也不会发生问题。而且，实验的结果还判明，需要将积D ·Χ设定在0. Iym2Aiin以下。还有，积D*X优选为0. 07 μ m2/min以下，更优选为0. 05 μ m2/min以下。(cl)关于将铁素体的晶粒直径的分布限制在一定的范围，和不使铁素体晶粒内残留轧制造成的应变铁素体的晶粒直径的分布与铁素体晶粒内的应变与高温下的粒成长有着密切关系。高温下的粒成长以晶界的能量和晶内的应变为驱动力而发生。因此，若在微细的铁素体组织之中混有比较大的铁素体晶粒，则大的铁素体晶粒以晶界为驱动力而容易与周围的微细的铁素体晶粒一体化。另外，若铁素体晶粒内存在应变，则以晶内的应变为驱动力而容易使邻接的铁素体晶粒之间一体化。如此一来，粒成长急速进展。因此，为了防止粒成长的急速进展，除了铁素体晶粒的微细化以外，作为铁素体的晶粒直径分布，优选使80%以上的晶粒限制在平均晶粒直径的1/3至3倍的范围内。该晶粒直径分布在从板表面至规定的深度或从该深度至IOOym以内的范围测定。这是因为，如后述根据本发明的方法的钢板的晶粒直径沿板厚方向变化，但是这种沿板厚的方向缓慢的晶粒直径的变化不会对晶粒的成长性造成影响。另外，优选使表示铁素体晶粒内的应变的晶内位错密度为107cm2以下，更优选为108/Cm2以下。此外，铁素体晶粒的形状优选为等轴。(c2)关于铁素体粒径的板厚方向分布从钢板的中心部向钢板的表层部进一步微细化的缓慢的铁素体粒径的板厚方向分布，在想要改善扩孔性和弯曲性等的钢板的加工性时优选。另外，在表层部进一步微细化了的铁素体组织也会改善钢板的化成处理性和镀敷性等的表面处理性。因此，在热轧钢板中距钢板表面板厚的1/16深度位置的平均晶粒直径Ds (μ m)、距钢板表面板厚1/4深度位置的平均晶粒直径D ( μ m)、板厚的中心部分的平均晶粒直径Dc ( μ m)之间，优选满足 Ds ^ 0. 75Dc和D < 0. 9Dc构成的关系，在冷轧钢板中优选满足Ds ^ 0. 9Dc构成的关系。(d)关于用于制造具有上述(a) (c)的组织和特性的热轧钢板的全新的方法如下，通过采用高温域下的轧制，能够提供一种轧制容易且有高生产性的工业性的方法。首先，从奥氏体温度区域，开始多道次热轧，使最终的轧制道次在Ar3点以上且在 780°C以上的高温终止。这时，在奥氏体晶粒内有应变蓄积。然后，在紧接热轧结束之后的0.4秒以内，完成冷却至720°C以下的温度。这时，在冷却途中因为该应变的解放受到抑制，所以为应变被蓄积在奥氏体晶粒内的状态，首要的是达到720°C以下的温度，只有这样从奥氏体向铁素体的相变才能活跃化，以所蓄积的应变为核而大量发生铁素体晶粒，形成微细的铁素体组织。在该方法中，还能够抑制因钢板表面和轧辊表面之间的磨擦而在热轧时被导入钢板的剪切应变的解放，因此在比板厚中心部更接近表面部分会产生更多的铁素体核。而且其后，在600 720°C的温度区域保持2秒以上。由此，能够得到微细且晶粒直径小范围分布的期望的铁素体组织，并且在相变后的微细铁素体组织中残留应变也受到抑制。另外，由于铁素体核生成量沿上述的板厚方向变化，因此从板厚中心向表面具有缓慢的粒径的梯度的组织生成。还有，紧接热轧结束后的冷却条件，如上述，需要在0. 4秒以内完成至720°C以下的温度。以前，最快也要从坚持轧制终止后再经过0.2秒以上的，之后才开始冷却，此冷却速度充其量为250°C /秒左右。若以Ar3点为800°C的低碳钢为例，则即使在Ar3点结束低碳钢的热轧，在从800°C以上冷却至720°C以下的温度期间，以前仍要经过0. 52秒以上之后， 而很难在0. 4秒以内完成冷却至720°C以下的温度。将具有上述的(a) (C)的组织的热轧钢板地行冷轧后，若在变成奥氏体单相的温度(Ac3A)以下进行热处理，则再度成为具有上述的特片的微细粒铁素体组织。这被认为是由于，(1)在冷轧后的热处理中加工铁素体再结晶时，其核在大量存在的热轧时的铁素体晶界上发生，因此大量的铁素体核发生，(2)同时奥氏体也在热轧时的铁素体晶界上大量发生，这抑制了铁素体核的成长。其结果是，热处理后的铁素体粒径与热轧时的铁素体粒径大体相同，或者仅变大1 3 μ m，能够得到继承了热轧时的特性的组织。因此，如本发明，如果在热轧钢板的阶段铁素体粒径的板厚方向分布存在，则实施冷轧和热处理之后仍显现出同样的铁素体晶粒直径的板厚方向分布。热处理温度可以是Ac1以下的温度，但是加工铁素体的再结晶需要长时间。若为Ac3点以上的变成奥氏体相单的温度时，组织容易粗大化。(e)关于在熔融焊接中规定焊接部的硬度平衡在焊接时的热能大的电弧焊中，从防止HAZ(热影响部)的软化的观点出发，当然优选制作难以引起焊接中的粒成长的热稳定性高的组织。此外，为了确保焊接后的构件的加工性，优选规定焊接部的硬度平衡，从而实现熔融焊接性的提高。即，关于化学组成，将由 Ceq(I) = C+Mn/6+Si/24+Cr/5+Mo/4+Ni/40+V/14 所定义的碳当量 Ceq(I)规定为 0. 06 0. 6，由此能够得到熔融焊接性优异的焊接部。还有，所谓熔融焊接性的意思是指如下特性 如电弧焊和激光焊等，采用边连续形成·凝固熔池边地行的焊接法而得到的焊接部的最高硬度与母材的硬度的差或者与焊接部的软化部硬度的差小，并且能够抑制焊接部的脆化， 确保焊接后的构件的加工性的特性。(f)关于在阻抗焊接中实现焊接部的硬度平衡和脆化抑制在通过对母材的通电加热而进行焊接的阻抗焊接中，当然也优选制作难以引起焊接中的粒成长的热稳定性高的组织。此外，优选实现焊接部的硬度平衡及脆化抑制。即，关于化学组成，为了将C彡0. 17%，且Ceq(II) = C+Mn/100+Si/90+Cr/100所定义的碳当量 Ceq(II)规定为0. 03 0. 20%，此外在宽泛的焊接条件范围得到用于确保接头强度的充分的熔核(nugget熔融接合部)，通过使Rsp = 13. 5X (Si+Al+0. 4Mn+0. 4Cr)+12. 2所定义的母材阻抗的指标Rsp为45以下，则能够得到阻抗焊接性优异的焊接部。还有，所谓阻抗焊接性意思是如下特性能够在宽泛的焊接条件范围确保充分的接头强度(所谓焊缝button 断裂时的最大断裂载荷)的特性。
本发明基于如此发现和研究 实验结果而完成。本发明的要旨在于，以下的(1)、 (3) (9)及(11) (13)的热轧钢板和(2)、(3)、(5)、(7)及(10) (13)的冷轧钢板， 此外还有(14)及(16)的热轧钢板的制造方法和(15)及(16)的冷轧钢板的制造方法。以下分别称为本发明(1) (16)。统称本发明(1) (16)指的就是本发明。还有，用于本发明的碳钢或低合金钢，优选含有C :0. 01 0. 25 %，此外，也可以含有 Si、Mn、Al、P、Ti、Nb、V、Cr、Cu、Mo、Ni、Ca、REM、B 之中的 1 种或 2 种以上。(1) 一种热轧钢板，是以铁素体为主相的碳钢或低合金钢所构成的钢板，其中，距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径D(ym)满足下述(1)式及(2) 式，并且距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径在700°C下的增加速度X ( μ m/min)和前述平均晶粒直径D ( μ m)满足下式(3)。1. 2 ^ D ^ 7...................................................... (1)式D 彡 2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2...............(2)式D · X ^ 0. 1...................................................... (3)式在此，C和Mn表示钢中的各元素的含量(单位质量％ )，距钢板表面板厚的1/4的深度位置，晶粒直径d ( μ m)满足下式(4)的铁素体晶粒在前述位置的铁素体中所占的面积比例为80%以上。D/3 彡 d 彡 3D...................................................... (4)式在此，D表示距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径(μ m)(2) 一种冷轧钢板，是以铁素体为主相的碳钢或低合金钢所构成的钢板，其中，距钢板表面板厚的1/4的深度的铁素体的平均晶粒直径D( μ m)满足下述的(5)式及(6)式， 并且距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径在700°C下的增加速度
X ( μ m/min)和前述平均晶粒直径D ( μ m)满足下式(3)。1. 2 ^ D ^ 9. 3......................................................... (5)式D 彡 5. 0-2. 0 · Cr+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2......(6)式D · X ^ 0. 1......................................................... (3)式并且，距钢板表面板厚的1/4的深度位置，晶粒直径d( μ m)满足下式(4)的铁素体晶粒在前述位置的铁素体中所占的面积比例为80%以上。D/3 彡 d 彡 3D...................................................... (4)式在此，C、Cr和Mn表示钢中的各元素的含量(单位质量％)。(3)上述⑴或⑵的钢板，其中，作为铁素体以外的第二相，以体积率计，含有低于50 %的贝氏体、低于30 %的珠光体、低于5 %的粒状渗碳体、低于5 %的马氏体和低于3 % 的残留奥氏体之中的1种或2种以上，合计低于50%，并且，屈强比为0. 75以上。(4) 一种热轧钢板，是以铁素体为主相的碳钢或低合金钢所构成的钢板，其中，距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径D(ym)满足下述(1)式及(2) 式，并且距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径在700°C下的增加速度X ( μ m/min)和前述平均晶粒直径D ( μ m)满足下式(3)。1. 2 ^ D ^ 7...................................................... (1)式D 彡 2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2...............(2)式D · X 彡 0.1...................................................... (3)式
在此，C和Mn表示钢中的各元素的含量(单位质量％ )，作为铁素体以外的第二相，以体积率计，含有低于50%的贝氏体、低于30%的珠光体、低于5%的粒状渗碳体、低于5%的马氏体和低于3%的残留奥氏体之中的1种或2种以上，合计低于50%，并且，屈强比为0. 75以上。(5)上述⑴或⑵的钢板，其中，作为铁素体以外的第二相，以体积率计，含有 5 40%的马氏体，并且屈强比低于0. 75。(6) 一种热轧钢板，是以铁素体为主相的碳钢或低合金钢所构成的钢板，其中，距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径D(ym)满足下述(1)式及(2) 式，并且距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径在700°C下的增加速度X ( μ m/min)和前述平均晶粒直径D ( μ m)满足下式(3)。1. 2 彡 D 彡 7...................................................... (1)式D 彡 2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2...............(2)式D · X ^ 0. 1...................................................... (3)式在此，C和Mn表示钢中的各元素的含量(单位质量％ )，作为铁素体以外的第二相，以体积率计，含有5 40%的马氏体，并且屈强比低于 0. 75。(7)上述⑴或⑵的钢板，其中，作为铁素体以外的第二相，以体积率计，含有3 30%的残留奥氏体，并且抗拉强度TS(MPa)和总延伸率El(% )的积TSXEl为 18000 (MPa · % )以上。(8) 一种热轧钢板，是以铁素体为主相的碳钢或低合金钢所构成的钢板，其中，距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径D(ym)满足下述(1)式及(2) 式，并且距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径在700°C下的增加速度X ( μ m/min)和前述平均晶粒直径D ( μ m)满足下式(3)。1. 2 ^ D ^ 7...................................................... (1)式D 彡 2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2...............(2)式D · X 彡 0.1...................................................... (3)式在此，C和Mn表示钢中的各元素的含量(单位质量％)，作为铁素体以外的第二相，以体积率计，含有3 30%的残留奥氏体，并且抗拉强度TS (MPa)和总延伸率El )的积TSXEl为18000 (MPa · % )以上。(9)根据上述(1)、(3)、(4)、(5)、(6)、(7)和(8)的任一项所述的热轧钢板，其中，距钢板表面板厚的1/16的深度位置的平均晶粒直径Ds(ym)、距钢板表面板厚的1/4 的深度位置的平均晶粒直径D(ym)、板厚的中心部分的平均晶粒直径Dc(ym)之间，满足 Ds ^ 0. 75Dc和D < 0. 9Dc构成的关系。(10)根据上述(2)、(3)、(5)和(7)的任一项所述的冷轧钢板，其中，距钢板表面板厚的1/16的深度位置的平均晶粒直径Ds(ym)、与板厚的中心部分的平均晶粒直径 Dc ( μ m)之间，满足D彡0. 9Dc构成的关系。(11)根据上述⑴ (10)的任一项的热轧钢板或冷轧钢板，其中，由下式(7)所定义的碳当量Ceq(I)为0.6 0.06。Ceq(I) = C+Mn/6+Si/24+Cr/5+Mo/4+Ni/40+V/14......... (7)式
在此，式中的元素符号表示各元素在钢中的含量(单位质量％ )。(12)根据上述⑴ (10)的任一项的热轧钢板或冷轧钢板，其中，C含量为0. 17 质量％以下，并且由下式⑶定义的碳当量Ceq(II)为0.03 0. 20%，此外由下式(9)定义的母材阻抗的指标Rsp为45以下。Ceq(II) = C+Mn/100+Si/90+Cr/100........................ (8)式Rsp = 13. 5 X (Si+Al+0. 4Mn+0. 4Cr)+12. 2...............(9)式在此，式中的元素符号表示各元素在钢中的含量(单位质量％ )。(13) 一种熔融镀敷热轧钢板或冷轧钢板，其中，在上述(1) (12)的任一项钢板的表面，具有Zn、Al、Zn-Al合金或Fe-Zn合金的被覆层。(14)根据上述(1)、(3)、(4)、(5)、(6)、(7)、(8)、(9)、(11)、(12)和(13)的任一项的热轧钢板的制造方法，是多道次热轧碳钢或低合金板构成的钢板来制造热轧钢板的方法，其中，使最终的轧制道次为Ar3点以上且在780°C以上的温度结束，其后以400°C/秒以上的冷却速度在0.4秒以内冷却至720°C以下后，在600 720°C的温度区域保持2秒以上。(15)根据上述(2)、(3)、(5)、(7)、(10)、(11)和(12)的任一项的冷轧钢板的制造方法，其中，对由上述(12)的方法得到的热轧钢板进行酸洗后，以40 90%的压下率进行冷轧，之后以900°C以下的温度进行热处理。(16)根据上述(13)的熔融镀敷热轧钢板或熔融镀敷冷轧钢板的制造方法，其中， 对于由上述(14)的方法得到的热轧钢板进行酸洗后，或酸洗后再以40 90%的压下率进行冷轧后，用连续熔融镀敷生产线实施熔融镀敷。根据本发明，能够提供一种热稳定性和机械特性优异的热轧钢板及冷轧钢板和它们的制造方法，其具有超微细的晶粒，并能够经受焊接和熔融镀敷工序的热。
图1是凸圆拉伸试验体的形状。(a)是主应变方向相对于焊接线方向平行的时候， (b)是主应变方向相对于焊接线方向垂直的时候。图2表示从表面至板厚的1/4深度的铁素体粒径的时间变化。图3表示冷轧·退火后的铁素体粒径随退火时间的变化。图4表示冷轧后800°C X5分钟的退火后的组织。图5表示冷轧后以750°C进行退火后的组织的一例。符号说明1凸圆拉伸试验体2焊接线
具体实施例方式以下，对于本发明的超微细晶粒热轧钢板进行说明。以下，各化学成分的含量的 “％ ”表示的意思是“质量％ ”。(A)关于化学组成C 因为C能够使从奥氏体向铁素体相变的温度降低，从而使热轧的最终温度降低，所以是有助于促进铁素体晶粒的微细化的元素。另外，还是用于确保强度的元素。因此，优选含有0.01%以上。另外，为了进一步促进铁素体晶粒的微细化，优选含有0. 03%以上。但是，若使之过度含有，则热轧后的铁素体相变延迟，铁素体的体积率降低，另外焊接性也劣化，因此优选为0.25%以下。为了提高焊接部的加工性，优选使C含量为0. 17%以下，更优选为0. 15%以下。Si Si以提高强度为目的而优选含有。但是，若过剩地添加，则不但延性的劣化显著， 而且产生热轧时的表面氧化的问题，因此优选其含量为3%以下。更优选为2%以下，进一步优选为1.8%以下。下限也可以为杂质水平，但是在铁素体组织中使残留奥氏体生成时， 以Si+Al的总量计优选含有以上。Mn:Mn为了确保强度而优选含有。另外，因为其可以使奥氏体向铁素体的相变温度降低，从而使热轧的最终温度降低，所以会促进铁素体晶粒的微细化，因此优选含有。但是若过度地含有，则热轧后的铁素体相变延迟，铁素体的体积率降低，因此其含量优选为3%以下。更优选为2.7%以下。其下限也可以是杂质水平，但是以提高强度为目的而添加时，优选含有0.5%以上。另外，在铁素体组织中使残留奥氏体生成时，优选含有0.5%以上，更优选含有0. 8%以上。另外，在铁素体组织中使马氏体生成时，以Si+Mn总量计优选含有以上，更优选含有1.5%以上。Al Al也可以为了提高延性而添加。但是若过度地含有，则使高温下的奥氏体不稳定化，产生使热轧的最终温度过度上升的需要，另外难以进行稳定的连续铸造，由此其含量优选为3%以下。其下限也可以是杂质水平，但是在铁素体组织中使残留奥氏体生成时，以 Si+Al总量计优选含有以上。P P使强度增加，因此也可以添加。但是若使之过度含有，则产生因晶界偏析导致的脆化，因此在添加时其含量优选为0. 5%以下。更优选为0. 2%以下，进一步优选为0. 1 %以下。其下限也可以是杂质水平。通常在炼钢阶段混入0.01%左右。Ti Ti作为碳化物或氮化物析出而使强度增加，另外，该析出物抑制奥氏体和铁素体的粗大化，促进热轧时的晶粒的微细化，在热处理时抑制粒成长，因此也可以添加。但是若使之过剩地含有，则在热轧以前的加热时粗大的Ti碳化物或氮化物大量发生，阻碍延性和加工性，因此优选其含量为0. 3%以下。为了使铁素体容易生成，优选以Ti+Nb的总量计为 0. 1 %以下，更优选为0. 03 %以下，进一步优选为0. 01 %以下。还有，其下限也可以是杂质水平。炼钢上一般会混入0.001%左右。Nb Nb作为碳化物或氮化物析出而使强度增加，另外，该析出物抑制奥氏体和铁素体的粗大化，促进热轧时的晶粒的微细化，在热处理时抑制粒成长，因此也可以添加。但是若使之过剩地含有，则在热轧以前的加热时粗大的NbC碳化物或氮化物大量发生，阻碍延性和加工性，因此优选其含量为0. 以下。为了使铁素体容易生成，优选以Ti+Nb的总量计为0. 1 %以下，更优选为0. 03%以下，进一步优选为0. 01 %以下。还有，其下限也可以是杂质水平。炼钢上一般会混入0.001%左右。V V作为碳化物或氮化物析出而使强度增加，另外，该析出物抑制铁素体的粗大化， 促进晶粒的微细化，因此也可以添加。但是，出于与Ti、Nb同样的理由，因为会阻碍延性和加工性，所以优选其含量为以下。更优选为0.5%以下，进一步优选为0.3%以下。还有，其下限也可以是杂质水平。炼钢上一般会混入0. 001 %左右。Cr 因为Cr使淬火性增加，具有在铁素体组织中使马氏体和贝氏体生成的作用，所以可以以这些作用为目的而添加。但是，若大量使之含有，则铁素体的生成受到抑制，因此优选其含量为以下。还有，其下限也可以是杂质水平。炼钢上一般混入0.02%左右。Cu 因为Cu具有在低温析出而使强度增加的作用，所以可以以这些作用为目的而添加。但是，因为有可能引起钢坯的晶界裂纹，所以优选其含量为3%以下。更优选为2%以下。还有，添加时优选含量为0.1%以上。还有，其下限也可以是杂质水平。炼钢上一般混 Λ 0. 02%左右。Ni:Ni也可以出于增加高温下的奥氏体的稳定度的目的而添加。另外，使Cu含有时也可以添加，用于防止钢坯的晶界脆化。但是，若过度地使之含有，则铁素体的生成受到抑制， 因此优选含量为以下。还有，其下限也可以是杂质水平。炼钢上一般混入0.02%左右。Mo:Mo析出MoC而使强度增加，另外，该析出物抑制铁素体的粗大化，促进晶粒的微细化，因此也可以添加。但是，出于与Ti、Nb同样的理由，因为会阻碍延性和加工性，所以优选其含量为以下。更优选为0.5%以下，进一步优选为0.3%以下。还有，其下限也可以是杂质水平。炼钢上一般会混入0.001%左右。Ca、REM 禾口 B:Ca、稀土类元素(REM)和B使凝固中析出的氧化物和氮化物微细化，为了确保铸片的健全性，可以添加其1种或2种以上。但是因为昂贵，所以以总含量计优选为0. 005%以下。下限也可以是杂质水平。还有，作为混入钢中的“杂质”可列举S、N、Sn等。关于S、N，如果可能，优选将其含量以如下方式规定。S 因为S形成硫化物系夹杂物，是使加工性降低的杂质元素，所以其含量优选抑制在0.05%以下。而且，在想确保更优异的加工性时，优选其为0.008%以下。更优选为 0. 003% 以下。NN是使加工性降低的杂质元素，其含量优选抑制在0.01%以下。更优选在0.006% 以下。(B)关于本发明的钢板的组织
本发明的钢板，以铁素体为主相，是具有由主相和铁素体以外的第二相构成的组织的钢板。在此所谓“主相”意思是指，构成组织的相之中占该组织的比例最大的相。主相的铁素体，以体积率计优选至少为50%以上，更优选为60%以上。铁素体的体积率低于 50 %时，有钢板的延性和加工性受损的情况。铁素体的晶粒直径(直径)对于钢板的机械特性和热稳定性、以及加工性有很大影响。因此，为了在本发明的热轧钢板中确保充分的强度和延性，以及热稳定性还有加工性，需要将距钢板表面板厚的1/4的浓度的铁素体的平均晶粒直径D ( μ m)限制在满足下述(1)式及(2)式的一定的范围内。1.2 彡 D彡 7...................................................... (1)式D 彡 2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2...............(2)式S卩，所谓该一定的范围，是指以1. 2μπι为下限，而且，以2. 7+5000/ (5+350 · C+40 ·Μη)2μπι及7μπι之中的小的一方的值为上限的范围。而且，为了在本发明的冷轧钢板中确保充分的强度和延性，及热稳定性还有加工性，则需要将距钢板表面板厚的1/4的深度的铁素体的平均晶粒直径D ( μ m)限制在满足下述(5)式及(6)式的一定的范围内。1. 2 彡 D 彡 9. 3......................................................... (5)式D 彡 5. 0-2. 0 · Cr+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2......(6)式BP,所谓该一定范围，是指以1.2μπι为下限，而且，以5.0-2.0 · Cr+5000/ (5+350 · C+40 · Μη)2μπι及9. 3μπι之中的小的一方的值为上限的范围。在此，之所以使铁素体的平均晶粒直径D的下限为1.2μπι，是由于当低于1.2μπι 时，加工硬化系数极端减少，不仅延性和加工性劣化，而且微细铁素体组织的热稳定性也劣化，在高温下容易发生粒成长。为了得到更优异的延性和加工性以及热稳定性，优选使铁素体的平均晶粒直径D的下限为1.5μπι。另一方面，对于热轧钢板来说，之所以使铁素体的平均晶粒直径D的上限为2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2 μ m及7 μ m之中的小的一方的值，而对于冷轧钢板来说，之所以使铁素体的平均晶粒直径D的上限为5. 0-2. 0 · Cr+5000/ (5+350 · C+40 ·Μη)2μπι及9.3 μ m之中的小的一方的值，是由于若超过上任一值则得不到充分的强度。为了获得更优异的强度，优选铁素体的平均晶粒直径D的上限为，热轧钢板中以2. 4+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2 μ m及5. 5 μ m之中的小的一方的值为上限，冷轧钢板中以4. 5+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2 μ m及8. 5 μ m之中的小的一方的值。还有，在此将具有 15°以上的结晶方位差的大角的晶界所包围的区域定义为1个晶粒，低于15°的小角晶界忽略。此外为了提高钢板的热稳定性，优选将铁素体的晶粒直径的分布限制在一定的范围。发生高温下的粒成长的一个原因是基于晶界的能量的驱动力，若在微细的铁素体组织之中混有比较大的铁素体晶粒，则大的铁素体晶粒以晶界为驱动力而容易与周围微细的铁素体晶粒一体化，粒成长急速进展。因此，为了抑制高温下的铁素体晶粒的粒成长速度，除了使铁素体晶粒微细化，将其平均晶粒直径D( μ m)限制在满足上述⑴式及(2)式的一定范围内以外，还优选在距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体之中，晶粒直径d(ym) 满足下式(4)的晶粒所占的面积比例为80%以上。
D/3 彡 d 彡 3D...................................................... (4)式S卩，优选的粒径分布是，以面积比例计铁素体晶粒的80%以上限制在平均晶粒直径D(ym)的1/3至3倍的范围。优选85%以上的铁素体晶粒限制在平均晶粒直径D ( μ m) 的1/3至3倍的范围这样的粒径分布，更优选90%以上的铁素体晶粒限制在平均晶粒直径 D(Um)的1/3至3倍的范围这样的粒径分布。在从表面至板厚的1/4的深度定义铁素体的晶粒直径及其分布的理由是因为，本发明的热轧钢板的铁素体晶粒直径在板厚方向上变化。本发明的钢板，通过使该深度的铁素体晶粒组织处于上述的范围，能够确保期望的机械特性和热稳定性。特别是粒径的热稳定性，并不是从板的表面跨越内部的广大范围由进行统计时的粒径分布决定，而是在特定的深度由进行统计时的粒径分布决定。因此，如果在板厚的1/4的深度在与表面平行的截面进行组织观察，或者在与表面垂直的截而进行观察，则在从板厚的1/4的深度至100 μ m 以内的区域进行观察并进行统计。铁素体以外的第二相，在珠光体、渗碳体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体和Fe以外的元素的碳氮化物等，一般已知是在碳钢铁材料中生成的相即可。为了高效率地制造屈强比为0. 75以上的机械特性和热稳定性优异的钢板，作为第二相，优选以体积率计含有低于50%的马氏体、低于30%的珠光体、低于5%的粒状渗碳体、低于5%的马氏体及低于3%的残留奥氏体之中的1种或2种以上，以总量计低于50%。 更优选以总量计低于40%。若贝氏体、珠光体、粒状渗碳体的各体积率超过上述的值，则加工性受到阻碍。另外，若马氏体和残留奥氏体的各体积率超过上述的值，则屈强比难以达到 0. 75以上。其次，为了高效率地制造屈强比低于0.75的机械特性和热稳定性优异的钢板，作为第二相，优选以体积率计含有5 40%的马氏体。这种情况下，贝氏体、珠光体及粒状渗碳体的体积率优选尽可能减少。虽然残留奥氏体也可以存在，但是为了易于进一步降低屈强比，优选以体积率计为3%以下。另外，为了高效率地制造抗拉强度TS和总延伸率El的积为18000以上的延伸特性特别优异，且热稳定性也优异的钢板，作为第二相以体积率计含有残留奥氏体3 30%。 若残留奥氏体的体积率低于3%，则延伸特性有可能受到阻碍，若超过30 %，则热稳定性有可能受到阻碍。作为第二相含有的残留奥氏体的体积率优选为5 25%。还有，作为铁素体以外的第二相，除上述以外，也能够含有以体积率计为以下的微量的碳化物、氮化物、氧化物。其中有Ti、Nb、V、Mo的碳氮化物等。(C)关于高温下的粒成长速度铁素体的平均晶粒直径处于满足上述⑴式及(2)式的一定范围内的钢板的粒成长速度的温度特性，由700°C附近的温度下的铁素体的粒成长速度决定。因此，距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径在700°C下的增加速度Χ(μ m/min)与所述平均晶粒直径D(ym)需要满足下式(3)。DK0. 1...................................................... (3)式S卩，通过使铁素体的平均晶粒直径的增加速度X(ym/min)与平均晶粒直径 D(ym)的积D.X(ym7min)保持在0. 1 μ m2/min以下，则面对焊接和熔融镀敷工序中的主要的热履历可保持稳定，能够得到良好的热稳定性。为了获得更优异的热稳定性，优选使积D · X为0. 7 μ m2/min以下，更优选为0. 05 μ m2/min以下。还有，如述的实施例2及3所示，铁素体的平均晶粒直径的增加速度X ( μ m/min) 与平均晶粒直径D(ym)的积D X(ym2/min)为0. 1 μ m2/min以下的钢板的铁素体晶粒组织，即使以850°C进行数十秒热处理，也几乎不会显示出粒径的变化。本发明的钢板的铁素体的晶粒直径(直径)与跟时间的平方根成比例的通常的粒成长不同，在700°C时大体与时间成比例增加。因此，铁素体的平均晶粒直径的增加速度Χ( μ m/min)，是通过在700°C下测定1小时左右的期间的粒径变化，并平均该变化率而求得。另外，为了进一步降低粒成长速度，优选使铁素体晶粒内的位错密度为109/Cm2以下，更优选为107cm2以下。(D)关于镀 Zn具有上述的组织和此热稳定性的微细粒热轧钢板，可以采用熔融镀敷线对钢板表面实施ZruZn-Al合金、Al-Si合金、Fe-Zn合金等的被覆。作为Zn-Al合金的镀液的组成，采用Zn_(0. 1 60) % Al镀液，此外还复合添加了 Si及/或Mg的镀液等。另外，作为Al-Si合金的镀液的组成，采用Al-(7 13) % Si镀液等。在镀液中还含有 Fe、V、Mn、Ti、Nb、Ca、Cr、Ni、W、Cu、Pb、Sn、Cd、Sb 在 0. 以下也没有特别的问题。因为在浸渍和冷却时在钢材和熔融金属元素之间会发生元素的相互扩散，所以镀敷后被冷却的钢板表面上的皮膜的组成一般为Fe浓度比镀液组成高一些的组成。合金化熔融镀锌积极地利用了该相互扩散，皮膜中的Fe浓度为7 15。镀敷附着量没有特别限定，但是优选每一面为30 200g/m2，而且在合金化熔融镀锌的情况下因为有粉化的可能，所以优选为25 60g/m2。利用熔融镀敷线的镀敷法如下。达成了微细粒组织的热轧钢板，经过酸洗工序除去表层的氧化皮后，穿过连续熔融镀锌线。从进入侧，经过碱性脱脂、水洗后，预热后在含有氢的气氛中加热至550 900°C 的温度，还原钢板表面的Fe氧化物，形成其后的镀敷处理中适用的表面。在低于550°C的温度时还原无法充分进行，若加热至超过900°C的温度则铁素体组织粗大化。镀敷后为了成为铁素体+珠光体组织或铁素体+渗碳体组织，优选达到550 730°C附近的温度。另一方面，为了作为第二相而生成贝氏体、马氏体、残留、等，优选升温至从~点到900°C的铁素体和奥氏体的二相共存温度区域的方法。气氛中的氢含量优选为5 40%。氢含量低于5%时还原无法充分进行。若超过40%则气氛气体的成本过度增加。氢以外的成分为不会阻碍还原的气体即可。从成本的观点出发优选氮。均热的时间为还原充分进行的时间即可，并没有特别指定，但是一般为10秒以上。为了不使铁素体粗大化，上限优选为5分钟以内，更优选为2分钟以内。经过用于此还原的加热 均热带后，钢板温度被冷却至镀液温度附近，浸渍在镀液中后，调整到规定的附着量，并冷却至室温。合金化熔融镀锌的情况下，如上述进行熔融镀锌后，再加热至470 600°C而使基材与镀膜之间发生反应，在钢板表面形成Fe-Zn合金膜。如此在熔融镀敷法中，钢板不仅在镀液中被加热，而且在被镀液浸泡前的表面氧化层还原工序和镀液浸渍后的合金化工序中也会经受高温热处理。但是，因此本发明的钢板的铁素体组织热稳定，所以即使经过这些工序仍可以保持微细粒组织，显示出优异的机械特性。此外，因为表面的铁素体晶粒微细，所以合金化反应速度增加，还具有能够高效率生产这样的优点。还有，作为实施镀敷时的钢组织，优选为C :0. 001 0. 15%,Si :0. 005 1.5%及 / 或P 0. 005 1.0%。(E)关于焊接性在通过现有的低温轧制制成的具有微细粒组织的钢板中，热稳定性差，HAZ部软化，因此焊接部的特性降低。相对于此，本发明钢板的热稳定性，即使在通过焊接将钢板自身和实施了上述的表面被膜的钢板进行接合时仍良好，使采用激光焊、点焊、电弧焊等焊接进行焊接后的焊接部的成形性提高。在电弧 等离子焊接和激光焊接所代表的熔融焊接中，此外关于钢板的化学成分， 还优选将由下述(7)式定义的碳当量Ceq(I)规定为0.06 0.6%。Ceq(I) = C+Mn/6+Si/24+Cr/5+Mo/4+Ni/40+V/14......... (7)式在此，式中的元素符号表示各元素在钢中的含量(单位质量％ )。Ceq(I)是焊接部的最高硬度指标，通过将Ceq (I)规定为0. 06 0. 6 %，能够确保焊接后的构件的成形性。Ceq(I)低于0. 06%时因为缺乏淬火性，所以焊接金属部的硬度比被热稳定的细粒组织强化的母材的硬度软，因此焊接部的加工性降低。而且，若超过0.6%， 则由于淬火硬化，在焊接金属部及具有热稳定性的HAZ相对于母材硬度的硬化显著，因此焊接部的成形性降低。还有，优选将Ceq(I)规定为0. 10 0.5%。另外，使焊接部的硬化、 脆化产生的C的含量优选为0. 17质量％以下。另一方面，在通过向母材的通电发热而进行阻抗焊接的点焊中，为了确保接头强度，从焊接部的硬度分布及脆化抑制的观点出发，关于化学组成，将C含量规定为0. 17质量％以下，且由下述⑶式定义的碳当量Ceq(II)规定为0. 03 0. 20%，并且，为了还在宽泛的焊接条件范围得到用于确保接头强度的熔核径，优选将下述(9)式所定义的母材阻抗的指标Rsp规定为45以下。Ceq(II) = C+Mn/100+Si/90+Cr/100........................ (8)式Rsp = 13. 5 X (Si+Al+0. 4Mn+0. 4Cr)+12. 2...............(9)式在此，式中的元素符号表示各元素在钢中的含量(单位质量％ )。在点焊这样的急冷热循环中，因为C量对硬化、脆化造成的影响大，所以C含量优选为0. 17%以下，更优选为0. 15%以下。Ceq(II)是点焊这样的急冷热循环中焊接部的最高硬度的指标，通过将Ceq(II) 规定为0. 03 0. 20%，能够得到阻抗焊接性优异的焊接部。Ceq(II)低于0. 03%时，因为缺乏淬火性，所以在点焊接部得到的最高硬度比母材硬度小，因此在接头强度评价试验中，虽然能够得到所谓的焊缝断裂，但是得到的最大断裂载荷小。而且，若Ceq(II)超过0.20%， 则由于淬火硬化，在焊接金属部及具有热稳定性的HAZ部相对于母材硬度的硬化·脆化显著，在强度评价试验中，焊接金属部(熔核内)会产生裂纹，难以得到所谓的焊缝断裂。还有，优选将Ceq(II)规定为0. 06 0. 17%。母材阻抗的指标Rsp是能够在一定程度的宽泛的焊接条件范围得到用于确保接头强度的充分的熔核(熔融接合部)径的一个指标，为了得到阻抗焊接性优异的焊接中，优选其为45以下。更优选为40以下。为了在宽泛的焊接条件范围得到用于确保接头强度的熔核径，电流密度和阻抗发热很重要。在此，电流密度由焊接中的通电路径的截面积决定，在热稳定性优异的本发明钢中，因为不会发生因粒成长引起的软化，所以可抑制初期的通电路径的扩展，从而易于形成充分的熔核径。另一方面，阻抗发热受母材的电阻抗值的影响大，母材阻抗大时过剩地产生阻抗发热，若超过适当条件范围，则容易发生烟尘。还有，所谓点焊的适当条件范围，一般采用4X V _t的熔核径被形成的焊接电流 烟尘发生电流(t为接合材的板厚)的范围，或者显示焊缝断裂的最小电流 烟尘发生电流的范围来表示。(F)关于轧制轧制是从超过1000°C的温度，使用可逆式轧机(reverse mill)或串列式轧机 (tandem mill)，在奥氏体温度区域进行。从工业生产性的观点出发，到少最终的数段优选使用串列式轧机。采用通过连续铸造和铸造·开坯得到的钢坯、通过薄带连铸(strip casting)而得到的钢板等，和根据需要一度对它们施加了热加工或冷加工的，如果它们是冷片，则再热至超过1000°C再进行轧制。若轧制的开始温度为1000°c以下，则轧制载荷过大，不但难以得到充分的轧制率，而且在Ar3点以上的温度结束充分的轧制率的轧制也很困难，从而得不到期望的机械特性和热稳定性。优选从1025°C以上、更优选从1050°C以上的温度开始轧制。为了抑制奥氏体晶粒的粗大化，另外为了抑制设备费用和加热燃料费，上限为1350°C以下，优选为1250°C以下。如果是不需要使TiC和NbC等的析出物充分溶解于奥氏体中的钢种，则在该范围之中也优选再加热至比较低的温度(1050 1150°C)。这是为了易于使初期的奥氏体晶粒微细化，也易于使最终的铁素体晶微细化。为了在轧制后使奥氏体向铁素体相变，终轧温度为Ar3A以上且780°C以上的温度范围。若终轧温度低于Ar3A，则在轧制中发生铁素体。另外如果低于780°C的温度，则轧制载荷增大，不但难以施加充分的压下，而且轧制中在板表层部有发生铁素体相变的情况。 优选在Ar3点以上且800°C以上的温度结束轧制。还有，如果结束轧制的温度在Ar3A以上且780°C以上的温度范围，则以低为宜。这是为了使通过轧制被导入奥氏体的加工应变的蓄积效果变大，让晶粒的微细化得到促进。 本发明采用的钢种的Ar3点大概是从780至900°C。为了促进铁素体的微细化，总压下量以板厚减少率计为90%以上，优选为92%， 更优选为94%以上。以从轧制结束温度至“轧制结束温度+100°C”的温度范围的板厚减少率计优选为40%以上。更优选以轧制结束温度至“轧制结束温度+80°C ”的温度范围的板厚减少率计为60%以上。轧制为连续的多道次的轧制。每1道次的压下量优选为15 60%。 加大每1道次的压下量的方法会使向奥氏体的应变蓄积，使由于相变而生成的铁素体的晶粒直径微细化，虽然从这一角度为优选，但是因为需要增大轧制载荷，所以不仅轧制设备要大型化，而且也难以控制板的形状。本发明的方法中，是将每1道次的压下量作为40%的多道次的轧制，由此也能够获得微细的铁素体晶粒。因此，特别是想使板形的控制容易时，优选最终的2道次的压下率为40% /道次以下。(G)关于轧制后的冷却结束轧制后，为了不让被导入奥氏体的加工应变解放，以其为驱动力使奥氏体向铁素体相变，从而生成微细的铁素体晶粒组织，在从轧制结束至0. 4秒之内要冷却到720V 以下的温度。冷却优选采用水冷，而且该冷却速度作为将空冷期间除外而进行强制冷却的期间的平均冷却速度，优选为400°C /秒以上。在此，规定达到冷却至720°C以下的温度的时间的理由是因为，若在超过720°C的温度停止冷却或使之钝化，则在微细的铁素体生成以前，由加工导入的应变便被解放，或者应变的存在形态发生变化，将对铁素体的核生成没有效果，铁素体晶粒显著粗大化。若温度达到720V以下，则进入到铁素体相变活跃化的相变温度区域。能够得到上述的铁素体组织的铁素体相变温度区域，是从该温度至600°C之间的温度区域。因此，在达到720°C以下后，一次停止冷却或使该速度钝化，在该温度区域保持2莒以上，由此能够确保上述的热稳定的铁素体晶粒组织的形成。若在该温度区域的保持时间短，则上述的热稳定的铁素体晶粒组织的形成有可能被阻碍。更优选在620 700°C的温度区域使之停留3 秒以上。如果是以微细的铁素体晶粒组织为主相，其中以体积率计分散5%以上的马氏体的复相组织钢，则在上述的冷却·保持后，优选冷却至350°C以下的温度。以40°C /s以上的冷却速度冷却至250°C以下的温度更为优选。还有，若以20°C/s以下的冷却速度进行至 350°C以下的温度的冷却，则贝氏体容易发生，有可能阻碍马氏体生成。另一方面，如果是以微细的铁素体晶粒组织为主相，以体积率计分散有3 30% 的残留奥氏体的复相组织钢，则优选在上述的冷却之后，以20°C /s以上的冷却速度冷却至 350 500°C，其后，再以60°C /h以下的冷却速度进行徐冷。更优选至400 500°C的冷却速度为50°C /s以上。(H)关于冷却设备在本发明中，进行上述的冷却的设备没有限定。工业上适合使用水量密度高的水喷射装置。例如，在轧制板搬送辊之间配置水喷淋头，通过从板的上下喷射充分的水量密度的高压水便能够进行冷却。(I)关于冷轧和退火为了有效率地生产具有微细粒组织的薄钢板，在热轧后进行酸洗，再进行冷轧后退火。为了促进退火中的铁素体的再结晶而使冷轧率为40%以上，因为轧制困难所以在 90%以下。对轧制设备没有限制，能够使用串列式轧机和可逆式轧机。冷轧后，为了成为使加工铁素体再结晶的微细粒铁素体组织而进行热处理。为了在铁素体的再结晶的产生温度以上防止晶粒的粗大化而使温度为900°C以下。优选为Ac1A 以上的温度且Ac3A以下的温度。这是由于低于Ac1点时，铁素体的再结晶需要很长时间， 若超过Ac3点，则组织成为奥氏体相，因此组织容易粗大化。退火时间为铁素体现再结晶的时间以上，对上限没有限制。能够使用通常的连续退火设备和分批退火设备，但是为了高效率地生产而优选使用连续退火设备进行短时间的退火。使用连续熔融镀敷设备进行熔融镀敷时，因为一般镀敷设备具有前退火工序，所以在冷轧后不需要时行退火，而是能够使冷轧材直接穿过镀敷设备。以下通过实施例更详细地说明本发明。实施例1将具有表1所示的化学组成的钢种Al All的钢进行熔炼，通过热锻达到30mm 厚。其后，再加热至1050°C后，用试验用小型串列式轧机实施制，最终成为2mm的板厚。表1
权利要求
1. 一种热轧钢板，是以铁素体为主相的碳钢或低合金钢构成的钢板，其特征在于，距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径D( μ m)满足下述(1)式及(2) 式，并且距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径在700°C的增加速度 X(ym/min)和所述平均晶粒直径D ( μ m)满足下式(3)，1.2 ^ D ^ 7......................................................(1)式D 彡 2. 7+5000/(5+350 · C+40 · Mn)2...............(2)式DK0. 1...................................................... (3)式在此，C和Mn表示钢中的各元素的质量百分比含量，并且，作为铁素体以外的第二相以体积率计含有5 40%的马氏体，并且屈强比低于 0. 75。
2.根据要求1所述的热轧钢板，其特征在于，在距钢板表面板厚的1/16的深度位置的平均晶粒直径Ds ( μ m)、距钢板表面板厚的1/4的深度位置的平均晶粒直径D ( μ m)、板厚的中心部分的平均晶粒直径Dc ( μ m)之间，满足Ds ( 0. 75Dc和D彡0. 9Dc构成的关系。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，C含量为0.17质量％以下，并且由下式⑶定义的碳当量Ceq(II)为0. 03 0. 20%，并且由下式(9)定义的母材阻抗的指标Rsp为45以下，Ceq(II) = C+Mn/100+Si/90+Cr/100........................ (8)式Rsp = 13. 5X (Si+Al+0. 4Mn+0. 4Cr)+12. 2...............(9)式在此，式中的元素符号表示各元素在钢中的质量百分比含量。
4.一种熔融镀敷热轧钢板，其特征在于，在权利要求1 3中任一项所述的钢板的表面，具有Si、Al、Zn-Al合金或1 - 合金的被覆层。
5.一种权利要求1 3所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，是多道次热轧由碳钢或低合金板构成的钢坯来制造热轧钢板的方法，其中，在Ar3点以上且在780°C以上的温度结束最终的轧制道次，其后以400°C /秒以上的冷却速度在0. 4秒以内冷却至720V以下后，在600 720°C的温度区域保持2秒以上。
6.一种权利要求4所述的熔融镀敷热轧钢板的制造方法，其特征在于，对于根据权利要求5的方法得到的热轧钢板进行酸洗后，用连续熔融镀敷生产线实施熔融镀敷。
全文摘要
提供一种作为适用于汽车用、家电用、机械构造用、建筑用等的用途的原材的，机械的强度、加工性及热稳定性优异的热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法。一种热轧钢板，是以铁素体为主相的碳钢或低合金钢构成的钢板，其中，距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径D(μm)满足下述(1)式及(2)式，并且距钢板表面板厚的1/4的深度位置的铁素体的平均晶粒直径在700℃下的增加速度X(μm/min)和所述平均晶粒直径D(μm)满足下式(3)。1.2≤D≤7…(1)式，D≤2.7+5000/(5+350·C+40·Mn)2…(2)，D·X≤0.1…(3)式。
文档编号C23C2/40GK102242306SQ20111017698
公开日2011年11月16日 申请日期2006年8月3日 优先权日2005年8月3日
发明者今井规雄, 吉田充, 土岐保, 富田俊郎, 河野佳织, 泰山正则, 胁田昌幸, 西畑瞳 申请人:住友金属工业株式会社