CN103732776A - 在低温下的冲击能吸收特性和耐haz软化特性优异的高屈服比热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种最大拉伸强度为600MPa以上、在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板及其制造方法。以质量%计，含有C：0.04～0.09%、Si：0.4%以下、Mn：1.2～2.0%、P：0.1%以下、S：0.02%以下、Al：1.0%以下、Nb：0.02～0.09%、Ti：0.02～0.07%、N：0.005%以下，2.0≤Mn＋8［%Ti］＋12［%Nb］≤2.6，其余量包含Fe和不可避免的杂质；包含：珠光体的面积分数为5%以下，马氏体和残余奥氏体的合计面积分数为0.5%以下，其余量为铁素体和/或贝氏体的金相组织；铁素体和贝氏体的平均晶体粒径为10μm以下，含有Ti和Nb的失配析出的合金碳氮化物的平均粒径为20nm以下；屈服比为0.85以上。

Description

在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ（Heat-Affected Zone：热影响区）软化特性优异的最大拉伸强度（抗拉强度）为600MPa以上的高屈服比热轧钢板及其制造方法。本钢板适合作为建筑机械的起重臂（boom）、构架（frame）的坯料（原料），另外适合作为以弯曲成形为主体而成形的货车和汽车的车架、构件（member）等的坯料，而且适合作为管线管的坯料。

背景技术

建筑机械、货车的车架类是主要通过弯曲加工将热轧钢板成形，并对该成形的部件进行电弧焊接来装配。因此，对于用于这些部件的坯料，要求优异的弯曲加工性和电弧焊接性。进而，由于有时建筑机械、货车在低温环境下被使用，所以要求特别是在货车用的车架等上施加冲击时即使在低温下也不会发生脆性断裂、能充分吸收冲击能的特性。

作为冲击能吸收特性优异的钢板，在非专利文献1和专利文献1～2中公开了其技术。但是，这些钢板具有包含残余奥氏体或者马氏体的组织，进而通过使钢板的金相组织（金属组织:metal structure）最佳化而达到了优异的冲击特性。然而，这种组织的钢板存在屈服应力低、而且弯曲成形性存在问题这样的问题。

另外，在专利文献3中公开了通过进行冷轧而以高成品率稳定地制造具有较高的冲击能吸收能力的薄钢板的方法。但是，该方法除了电弧焊接部的热影响区（HAZ）的软化大，不能得到足够的焊接接头强度之外，在制造成本方面也是不利的。

作为得到弯曲性优异的高屈服比的热轧钢板的方法，例如公开了如专利文献4～6所示那样的使钢中分散了Ti、Nb等的合金碳化物的方法。但是，这些有效利用了析出强化的钢板具有下述问题：有电弧焊接热影响区的软化大，接头强度下降的情况，进而有低温下发生脆性断裂的情况、或冲击能吸收量变小的情况。

另一方面，作为抑制焊接热影响区软化的技术，专利文献7中公开了如下方法：通过复合添加Mo和Nb或Ti来抑制HAZ软化的方法，另外专利文献8中公开了通过使成分最佳化，即使是含有Ti的析出强化的钢也可抑制HAZ软化的方法。但是，这些方法存在下述问题：有在低温下由于坯料而发生脆性断裂的情况、或冲击能吸收量变小的情况。

在专利文献9中公开了如下方法：通过使从钢片（钢坯）的粗轧到精轧的轧制条件和其后的冷却处理合适化，来制造低温韧性和焊接性优异的高强度电焊钢管用热轧钢板。该方法通过控制钢片的粗轧和精轧中的再结晶而形成为细粒的金相组织，得到了低温韧性优异的钢板，但无意图控制合金碳氮化物的尺寸和分布。作为结果，由于这些方面不能最佳化，所以存在冲击能吸收特性下降的问题。

在专利文献10中公开了如下方法：通过将钢片的粗轧工序中的压下率、保持时间以及精轧条件合适化，来制造韧性和抗氢致开裂性优异的热轧高强度钢板。该方法中的粗轧工序的最佳化的目的是促进钢的再结晶，但无意图控制合金析出物的尺寸和分布。作为结果，由于这些方面不能最佳化，所以存在冲击能吸收特性下降的问题。对于精轧条件，在专利文献10所记载的方法中也存在不能控制合金析出物的尺寸和分布，不能得到良好的冲击吸收能的问题。

在专利文献11中公开了通过使焊接热影响区适当地分散析出粒子来得到具有优异的耐HAZ软化特性的高强度热轧钢板的技术。但是，该技术是在电弧焊接中使钢板的HAZ区中分散微细的析出物的技术，但没有进行钢中的析出粒子尺寸的最佳化，因此作为结果，存在钢板的冲击能吸收特性不好的问题。

<在先技术文献>

专利文献

专利文献1:日本特开2007-284776号公报

专利文献2:日本特开2005-290396号公报

专利文献3:日本特开平10-58004号公报

专利文献4:日本特开2009-185361号公报

专利文献5:日本特开2007-9322号公报

专利文献6:日本特开2005-264239号公报

专利文献7:日本特开2003-231941号公报

专利文献8:日本特开2001-89816号公报

专利文献9:日本特开2001-207220号公报

专利文献10:日本特开平10-298645号公报

专利文献11:日本特开2008-280552号公报

非专利文献

非专利文献1:新日铁技报378卷（2003）p.2

发明内容

本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于，提供一种低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性都优异的最大拉伸强度为600MPa以上的高屈服比热轧钢板及其制造方法。

本发明人对于能稳定地得到高屈服比的包含Ti等的合金碳氮化物的钢板的HAZ软化和在低温下的冲击能吸收特性的影响因子详细地进行了调查。其结果发现通过使Ti量、Nb量以及Mn量合适，能够抑制HAZ软化量。

另外，本发明人接着专心研究使低温下的冲击能吸收特性提高的方法，初次发现：作为钢板的金相组织，减小珠光体的面积分数，并且反倒极力排除以往被认为是对冲击能吸收能力的提高有利的残余奥氏体、马氏体，进而将在钢中分散的含有Ti、Nb的合金碳氮化物的与母相Fe的晶格匹配性和尺寸最佳化，特别是控制合金碳氮化物的失配（非匹配、不匹配）析出的粒子的粒径，由此改善在析出强化钢中成为课题的低温下的冲击能吸收特性。

一般地，在含有Nb、Ti的析出强化钢中，进行析出物控制，使得在与母相Fe具有特定的晶体取向关系的晶格匹配性良好的状态下存在，但此次调查了与低温下的冲击能吸收特性的关系的结果发现，相对于母相Fe晶格匹配性良好的析出状态的合金碳氮化物难以成为龟裂发生的起点和传播的障碍，另一方面，即使与母相Fe处于失配状态的合金碳氮化物的尺寸较小，也使低温下的冲击能吸收量下降。合金碳氮化物相对于母相的晶格匹配性影响到低温下的冲击能吸收量的机理是不确定的，但当合金碳氮化物与母相Fe的晶格匹配性差时，有可能成为界面剥落或者孔隙产生的起点，促进延展断裂和脆性断裂中的任何一个。

本发明人专心研究了用于实现上述组织形态的制造工艺、成分范围，其结果是，完成了使耐HAZ软化特性和低温下的能量吸收特性并存，而且屈服比高且弯曲性也良好的最大拉伸强度为600MPa以上的热轧钢板和镀覆钢板。

即，本发明的主旨如下。

（1）一种在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板，其特征在于，具有下述成分组成，即以质量%计，含有C：0.04～0.09%、Si：0.4%以下、Mn：1.2～2.0%、P：0.1%以下、S：0.02%以下、Al：1.0%以下、Nb：0.02～0.09%、Ti：0.02～0.07%、N：0.005%以下，

2.0≤Mn+8［%Ti］+12［%Nb］≤2.6，

其余量包含Fe和不可避免的杂质，

包含珠光体的面积分数为5%以下、马氏体和残余奥氏体的合计面积分数为0.5%以下、其余量为铁素体和贝氏体中的一种或两种的金相组织，

铁素体和贝氏体的平均晶体粒径为10μm以下，

含有Ti和Nb的失配析出的合金碳氮化物的平均粒径为20nm以下，

屈服比为0.85以上，

最大拉伸强度为600MPa以上。

（2）根据上述（1）所述的在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有0.01～0.12%的V。

（3）根据上述（1）或（2）所述的在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有合计为0.02～2.0%的Cr、Cu、Ni、Mo中的一种或两种以上。

（4）根据上述（1）～（3）的任一项所述的在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有0.0003～0.005%的B。

（5）根据上述（1）～（4）的任一项所述的在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有合计为0.0003～0.01%的Ca、Mg、La、Ce中的一种或两种以上。

（6）一种在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧镀覆钢板，其特征在于，在上述（1）～（5）的任一项所述的高屈服比热轧钢板的表面施加有镀层或者合金化镀层。

（7）一种在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板的制造方法，其特征在于，将包含上述（1）～（5）的任一项中所记载的成分组成的钢片加热到1150℃以上，对被加热了的钢片进行粗轧，在1000～1080℃之间结束粗轧，此时，在1150℃以下进行的粗轧中的最大的轧制间隔为45秒以下，在粗轧结束后，采取满足下述式（1）的保持时间t1秒后，开始精轧，进行满足下述式（2）的最终轧制温度Tf的精轧，在精轧后3秒以内开始钢片的水冷，接着以最低冷却速度8℃/秒以上将钢片冷却到700℃以下，在530～650℃的范围内进行卷取，

1000×（［%Ti］+［%Nb］）＞t1…式（1），

Tf＞830+400（［%Ti］+［%Nb］）…式（2）。

（8）根据（7）所述的高屈服比热轧钢板的制造方法，其特征在于，最终轧制温度Tf满足下述式（3），

Tf＞830+800（［%Ti］+［%Nb］）…式（3）。

（9）一种在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧镀覆钢板的制造方法，其特征在于，将采用上述（7）或（8）所述的制造方法得到的热轧钢板酸洗之后，在Ac3温度以下进行加热，接着使其浸渍在镀浴中，对该钢板表面进行镀覆。

（10）根据（9）所述的在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧镀覆钢板的制造方法，其特征在于，在所述镀覆后，还进行镀层合金化处理。

根据本发明的热轧钢板，能够通过上述构成得到最大拉伸强度为600MPa以上、耐HAZ软化特性和低温下的能量吸收特性优异、进而弯曲加工性优异的高屈服比热轧钢板。以往钢板，具有低温下的使用及移动存在制约、或不能得到足够的接头强度的问题，但本发明的热轧钢板，能够在寒冷地方使用，并且能够通过高强度化来使部件的板厚较薄，可期待建筑机械、汽车或者货车的轻量化效果。

另外，根据本发明的低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的热轧钢板的制造方法，能够制造最大拉伸强度为600MPa以上、耐HAZ软化特性和低温下的冲击能吸收特性优异、进而弯曲加工性优异的高屈服比热轧钢板。

再者，在本发明中，低温下的冲击能吸收优异是指：在夏比冲击试验中，在-40℃下的冲击能吸收为70J/cm²以上。另外，耐HAZ软化性优异是指：选择能得到良好的焊道形状的焊接电流、电压、焊接速度，且进行焊接线能量为10000J/cm以下的电弧焊接时，焊接热影响区（HAZ）的最软化部的维氏硬度（HV_HAZ）与坯料的维氏硬度（HV_BM）之差ΔHV（＝HV_BM-HV_HAZ）为40以下。另外，弯曲性优异是指：在90°V弯曲试验中，在将试件的板厚设为t，将不产生开裂的临界弯曲半径设为r_lim时，r_lim/t为1.0以下。

附图说明

图1是表示Mn+8Ti+12Nb与vE_-40以及ΔHV的关系的图。

图2是表示影响到最终粗轧～开始精轧的保持时间t1与vE_-40的关系的Ti+Nb量的影响的图。

图3是表示表2所示的钢种之中本发明例以及比较例两种（A-7、B-6）的Ti+Nb的质量%与Tf（℃）的关系的图。

具体实施方式

以下，对本发明详细地进行说明。

首先，对限定了本发明的低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板的钢成分的理由进行说明。在此，关于成分的“%”意指质量%。

“C：0.04～0.09%”

当C量小于0.04%时，难以确保最大拉伸强度为600MPa以上。而当超过0.09%时，粗大且失配析出的含有Ti以及Nb的合金碳氮化物增加，低温下的冲击能吸收特性变低，因此，限制在0.04%～0.09%的范围内。

“Si：0.4%以下”

当Si量超过0.4%时，有时马氏体或者残余奥氏体残存在钢板组织内，低温下的韧性和冲击能吸收特性下降。因此，将其合适范围设为0.4%以下。从确保弯曲成形性的观点来看，更优选为0.2%以下。Si量的下限不特别进行限定，但当小于0.001%时，制造成本增大，因此0.001%是实质上的下限。

“Mn：1.2～2.0%”

Mn是通过钢的金相组织控制而用于确保母材的强度、进而有助于抑制焊接部的HAZ软化的元素。当小于1.2%时，珠光体的面积分数增加，低温下的冲击能吸收特性下降，进而HAZ软化量变大，因此焊接接头强度相对于母材强度大大下降。当超过2.0%而含有时，有时形成硬质的马氏体，低温下的冲击能吸收特性下降，因此其合适范围设为2.0%以下。从确保弯曲成形性的观点来看，更优选为1.8%以下。

“P：0.1%以下”

P用于确保钢的强度。但是，当超过0.1%而含有时，低温韧性下降，进而不能得到低温下的冲击能吸收特性，因此，将其合适范围设为0.1%以下。下限不特别进行限定，但当小于0.001%时，制造成本增大，因此0.001%是实质上的下限。

“S：0.02%以下”

S是影响到冲击能吸收特性的元素。当超过0.02%而含有时，即使控制金相组织的面积分数和合金碳氮化物的平均粒径，也不能得到低温下的冲击能吸收特性，因此将其合适范围设为0.02%以下。下限不特别进行限定，但当小于0.0003%时，制造成本增大，因此0.0003%是实质上的下限。

“Al：1.0%以下”

Al用于脱氧和钢板的金相组织控制。当超过1.0%时，电弧焊接的热影响区软质化，不能得到足够的焊接接头强度，因此将其合适范围设为1.0%以下。下限不特别进行限定，但当小于0.001%时，制造成本增大，因此0.001%是实质上的下限。

“Nb：0.02～0.09%”

Nb作为析出强化元素而用于钢的强度调整，并且用于抑制焊接HAZ的软化。当小于0.02%时，看不到焊接HAZ的软化抑制效果，而当超过0.09%时，粗大且失配析出的含有Ti和Nb的合金碳氮化物增加，低温下的冲击能吸收特性变低，因此限制在0.02%～0.09%的范围内。

“Ti：0.02～0.07%”

Ti作为析出强化元素而用于钢的强度调整，并且用于抑制焊接HAZ的软化。当小于0.02%时，很难得到最大拉伸强度为600MPa以上。另外，当超过0.07%时，粗大且失配析出的含有Ti和Nb的合金碳氮化物增加，低温下的冲击能吸收特性变低，因此限制在0.02%～0.07%的范围内。为了稳定地得到屈服比0.85以上，优选将0.03%设为下限。

“N：0.005%以下”

N是通过氮化物的形成而有益于钢板的金相组织的晶体粒径。但是，当超过0.005%时，粗大且失配析出的含有Ti和Nb的合金碳氮化物增加，低温下的冲击能吸收特性变低，因此限制在0.005%以下的范围内。

下限不特别进行限定，但当小于0.0003%时，制造成本增大，所以0.0003%是实质上的下限。

“2.0≤Mn+8［%Ti］+12［%Nb］≤2.6”

“Mn+8［%Ti］+12［%Nb］”是与低温下的冲击能吸收特性和焊接HAZ软化特性相关的各元素的贡献比例的合计。如图1所示，对于Ti、Nb不同的11个钢种，绘制作为冲击能吸收特性的指标的vE_-40与作为HAZ软化量的指标的ΔHV的关系，当本参数的值小于2.0时，不能得到足够的耐HAZ软化特性（即ΔHV＞40），并且难以得到最大拉伸强度600MPa以上，当超过2.6时，粗大且失配析出的含有Ti和Nb的合金碳氮化物增加，低温下的冲击能吸收特性变低（即vE_-40＜70J/cm²）。因此将其合适范围限制在2.0～2.6的范围。

在本发明中，作为钢成分，除了上述各必需元素之外，还可以进一步选择性地含有如以下所示的元素。

“V：0.01～0.12%”

V也可以用于钢的强度调整。但是，当V的含有量小于0.01%时，没有效果，另外，当超过0.12%时，脆化增进，低温下的冲击能吸收特性下降。因此，将其合适范围限定为0.01～0.12%。

“Cr、Cu、Ni、Mo中的一种或两种：合计为0.02～2.0%”

Cr、Cu、Ni、Mo也可以用于钢的组织控制。但是，这些元素中的一种或两种以上的合计含有量小于0.02%时，没有与添加相伴的上述效果，另外，当超过2.0%时，奥氏体残留，低温下的冲击能吸收特性下降。因此，将这些元素的合计量的合适范围限定为0.02～2.0%。

“B：0.0003～0.005%”

B也可以用于钢板的组织控制。但是，当B量小于0.0003%时，未体现其效果，另外，当超过0.005%时，有时形成马氏体，低温下的冲击能吸收特性下降。因此，将其合适范围限制为0.0003～0.005%。

“Ca、Mg、La、Ce中的一种或两种以上：合计为0.0003～0.01%”

Ca、Mg、La、Ce也可以用于钢的脱氧。但是，当这些元素中的一种或两种以上的合计量小于0.0003%时，没有其效果，另外，当超过0.01%时，在低温下发生脆性断裂，冲击能吸收特性下降。因此，将其合适范围限制为0.0003～0.01%。

再者，上述成分之外的其余量（剩余部分）是Fe和不可避免的杂质，但本实施方式中的钢成分，对其他元素没有特别的限定，为了强度调整也可以适当含有各种元素。

接着，对本发明的热轧钢板的金相组织进行说明。

本发明的热轧钢板，以铁素体和贝氏体为主相，其余量（剩余部分）可以包含珠光体、马氏体和残余奥氏体中的任意一种或两种以上。

“珠光体的面积分数”

在含有Nb和Ti的析出强化钢中，当珠光体的面积分数超过5%时，在低温下容易发生脆性断裂，进而冲击能吸收特性下降，因此将其上限限制为5%。从确保弯曲性的观点来看，3%以下是优选的范围。再者，下限不特别进行规定，但关于冲击能吸收特性，更优选珠光体的面积分数接近于零。

“马氏体与残余奥氏体的合计面积分数”

在含有Nb和Ti的析出强化钢中，当马氏体与残余奥氏体的合计面积分数超过0.5%时，在低温下容易发生脆性断裂，进而冲击能吸收特性下降。因此，将合计面积分数的上限限制为0.5%。再者，下限不特别进行规定，关于冲击能吸收特性，更优选马氏体与残余奥氏体的合计面积分数接近于零。

“其余量的金相组织是铁素体和贝氏体中的一种或两种”

各自的面积分数不特别进行限制，但从确保弯曲加工性的观点来看，优选包含10%以上的贝氏体面积分数。

“铁素体和贝氏体的平均晶体粒径”

铁素体和贝氏体的平均晶体粒径，是与脆化有相关关系的因子。当平均粒径超过10μm时，有时即使控制含有Nb和Ti的合金碳氮化物的平均粒径，也不能确保低温下的冲击能吸收特性，因此将其上限限制为10μm。8μm以下是能更稳定地确保冲击能吸收特性的优选的条件。下限不特别进行限定，但小于2μm时，制造成本大幅度增加，因此2μm是实质上的下限。

在本发明中，钢板的金相组织的观察，能够依据JIS G0551通过光学显微镜来进行。观察面在钢板研磨后用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀。

铁素体、贝氏体、珠光体、马氏体的面积分数，是使用通过光学显微镜或扫描电子显微镜（SEM）所拍摄的组织照片，利用点计数法或图像分析来测定。残余奥氏体的面积分数利用Ｘ线衍射法来测定。

在本发明中，贝氏体包括上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体的全部。另外，珠光体包括珠光体和伪珠光体（疑似珠光体）。

晶体粒径通过利用光学显微镜的观察或利用EBSD法的晶体取向分析来进行测定。在此，“晶体粒径”是指JIS G0551中所记载的平均晶体粒径d。

“含有Ti和Nb的失配析出的合金碳氮化物的平均粒径”

含有Ti和Nb的合金碳氮化物的粒径、与作为母相组织的铁素体或贝氏体的晶格匹配性，是与低温下的冲击能吸收特性相关的重要的因子。一般地，已知在析出强化钢中使与母相组织的晶格匹配性良好的微细合金碳氮化物作为微细粒子析出，但为了低温韧性的改善和冲击能吸收特性的改善，与母相组织的晶格匹配性差的合金碳氮化物粒子的控制很重要。当恶化晶格匹配性的失配析出的合金碳氮化物的平均粒径超过20nm时，低温下的冲击能吸收特性下降，因此将其合适范围限定为20nm以下。从得到更优异的冲击能吸收特性的观点来看，10nm以下是更优选的范围。下限不特别进行限定，但作为能够进行析出物的晶体取向的分析的尺寸，2nm是实质上的下限。

在此，“失配析出的合金碳氮化物”是指：在作为母相组织的铁素体或贝氏体中没有匹配析出的状态，而且在与相邻的铁素体或贝氏体之间不具有下述的晶体取向关系（Baker-Nutting的取向关系）。

（100）MX//（100）Fe

（010）MX//（011）Fe

（001）MX//（0-11）Fe

（注：-1作为在1的上面标记“-”的记号的替代来表示）

在此，M表示Ti、Nb，不管Ti、Nb的占有分数如何。另外，Ｘ表示C、N，不管C、N的占有分数如何。在添加了V和/或Mo的情况下，有时在M之中包含V和/或Mo。

再者，失配析出的合金碳氮化物的晶体取向分析和平均粒径的测定，使用透射型电子显微镜（TEM）来进行。起初，将钢片试样薄膜化至电子束透射的程度，用TEM进行析出物以及其周围的母相Fe间的晶体取向分析，接着，在被判定为失配析出物的析出物之中，从大粒径的析出物开始依次测定20个的平均粒径。在此，析出物的粒径是作为假定为与粒子截面积等效的圆的、等效圆直径来测定。

“屈服比为0.85以上”

当屈服比小于0.85时，有时在低温下的冲击能吸收特性下降，而且弯曲加工性也下降。因此，将屈服比的下限限制为0.85。

再者，在本发明中，使用了r_lim/t作为弯曲加工性的评价标准。在此，t是试件的板厚，r_lim是在90°V弯曲试验中不发生开裂的临界弯曲半径，将r_lim/t为1.0以下判为弯曲加工性优异。0.5以下是更优选的范围。上限不特别进行限定，但当超过1.1时，有可能弯曲加工性下降，因此1.1以下是更优选的范围。

“最大拉伸强度为600MPa以上”

当最大拉伸强度小于600MPa时，无助于汽车、货车、建设机械等的部件轻量化，所以在本发明中将最大拉伸强度为600MPa以上的钢板作为前提。

接着，对制造方法进行详细说明。

在热轧之前，需要将本发明中规定的成分的钢片加热到1150℃以上，使存在于钢片中的合金碳氮化物成为固溶状态。在加热温度小于1150℃时，难以得到最大拉伸强度为600MPa以上的强度，而且粗大的合金碳氮化物不会充分地熔解，其结果残留粗大的合金碳氮化物，因此低温下的冲击能吸收特性下降。因此，将钢片的加热温度限定为1150℃以上。上限不特别进行规定，但当超过1300℃时，效果达到饱和，因此1300℃是实质上的上限。

对上述被加热了的钢片进行粗轧，而制成粗棒条。该粗轧需要在1000℃～1080℃之间完成。结束（终了）温度小于1000℃时，在奥氏体中析出粗大的合金碳氮化物，低温下的冲击能吸收特性下降，而为1080℃以上时，奥氏体晶粒粗大化，在精轧、冷却、卷取后的相变后组织中不能得到铁素体和贝氏体的10μm以下的平均晶体粒径，低温韧性发生劣化，并且冲击能吸收特性下降。另外，在1150℃以下进行的粗轧中，各轧制道次间的保持时间是对失配的合金碳氮化物的平均粒径造成影响的重要的参数。在本发明的方法中，粗轧是进行通常3～10次左右的压下、更优选5～10次的压下，但当在1150℃以下进行的各轧制间的最大保持时间t0为45秒以上时，合金碳氮化物粗大化至对冲击能吸收特性造成影响的程度。因此，将各轧制道次间的保持时间限制为45秒以内。更优选为30秒以内。

接着，对粗棒条进行精轧而制成轧制材。

从粗轧结束后到精轧开始的时间（t1）是对合金碳氮化物的平均粒径和相变后的铁素体及贝氏体的晶体粒径造成影响的重要的参数。如图2所示，Ti和Nb的合计量越多，冲击能吸收特性（vE_-40）从良好（OK）向不良（NG）转变的保持时间t1（图中箭头）越增加。从良好（OK）向不良（NG）转变的保持时间t1（秒）大致对应于1000×（［%Ti］+［%Nb］）。这样，当从粗轧结束后到精轧开始的保持时间t1（秒）为1000×（［%Ti］+［%Nb］）秒以上时，在奥氏体中析出粗大的合金碳氮化物，奥氏体晶粒粗大化，在精轧、冷却、卷取后的相变后组织中不能够得到铁素体和贝氏体的10μm以下的平均晶体粒径，低温韧性发生劣化，并且冲击能吸收特性下降。700×（［%Ti］+［%Nb］）＞t1秒是更优选的范围。因此，将保持时间t1（秒）规定为下述式（1）。

1000×（［%Ti］+［%Nb］）＞t1…式（1）

另外，在热精轧中，最终轧制温度Tf由于对合金碳氮化物的平均粒径和相变后的铁素体及贝氏体的晶体粒径造成影响，所以在本发明中是重要的条件，根据Ti和Nb含有量而变化。

可知当最终轧制温度Tf为830+400×（［%Ti］+［%Nb］）以下时，析出相对于母相没有晶格匹配性的粗大的合金碳氮化物，在低温下的冲击能吸收特性下降。因此，设定最终轧制温度Tf以使得满足以下的式（2）。

Tf＞830+400（［%Ti］+［%Nb］）…式（2）

该关系式（2）由后面示出的表2的钢种和最终轧制温度Tf的关系来求出。图3示出了表2所示的钢种之中本发明例以及比较例两种（A-7、B-6）的Ti+Nb的质量%与Tf（℃）的关系。在此，在将“a（［%Ti］+［%Nb］）”部分的系数a设为400时，即可知式（2）是在-40℃下的冲击吸收能vE_-40达到70J/cm²以上的边界。

在系数a为800时，即：

Tf＞830+800（［%Ti］+［%Nb］）…式（3）

的情况下，与系数a为400的情况相比，稍微远离在-40℃下的冲击吸收能vE_-40达到70J/cm²以上的边界。但是，在系数a为400～800的区域中，直到精轧开始为止的等待时间变长，开始析出合金碳氮化物的可能性变高，因此优选基于系数a为800的式（3）来控制Tf。

对于最终轧制温度Tf的上限，不特别进行限定，但有铁素体和贝氏体的晶体粒径变得粗大的倾向，更优选970℃以下。

在刚刚最终轧制之后进行轧制材的水冷。从最终轧制结束到空冷开始的时间是通过γ的粒径和合金碳氮化物的平均粒径对低温下的母材韧性和冲击能吸收特性造成影响。当刚刚最终轧制之后的空冷时间超过3秒时，有冲击能吸收特性下降的倾向，因此规定在3秒以内开始水冷。下限不特别规定，但对于一般的设备而言，实质上为0.2秒以上。

与刚刚最终轧制之后的空冷接续，冷却轧制材来制成热轧钢板。该冷却是控制金相组织的重要的工序。以最低冷却速度8℃/秒以上进行冷却直至700℃以下。

在冷却的停止温度超过700℃时，在晶界上合金碳氮化物容易粗大地析出，而且容易形成珠光体，进而铁素体的晶体粒径变大，在低温下的冲击能吸收特性下降。而在直至700℃为止的最低冷却速度小于8℃/秒时，在晶界上合金碳氮化物也容易粗大地析出，而且容易形成珠光体，进而铁素体的晶体粒径变大，在低温下的冲击能吸收特性下降。

在此，最低冷却速度8℃/秒以上意指：从空冷结束温度到700℃的温度间的冷却速度总是不低于8℃/秒。因此，意味着例如在该温度区间内不进行空冷。这样，在本发明中，在如以往那样利用水冷的冷却过程的途中不进行空冷。

冷却停止温度更优选为680℃以下，另外，最低冷却速度更优选为15℃/秒以上。最低冷却速度的上限不特别规定，但当超过80℃/秒时，难以在热轧卷内均匀地冷却，在卷材内的强度变动变大。因此，优选为80℃/秒以下。

接着，对被冷却了的热轧钢板进行卷取。卷取温度设定为530～650℃。卷取温度小于530℃时，有时形成马氏体或者残余奥氏体，在低温下的韧性下降和冲击能吸收特性下降变得显著。另外，在超过650℃时，珠光体的面积分数变多，在低温下的韧性下降和冲击能吸收特性下降变得显著。

也可以对这样能得到的热轧钢板进行再加热（退火）。在这种情况下，当再加热的温度超过Ac3温度时，析出粗大的合金碳氮化物，在低温下的冲击能吸收特性下降。因此，将再加热温度的合适范围限制为Ac3温度以下。加热方法不特别指定，使用炉加热、感应加热、通电加热、高频加热等方法来进行即可。

加热时间不特别规定，但在550℃以上的加热保持时间超过30分钟时，为了得到590MPa以上的抗拉强度，优选将最高加热温度设为700℃以下。

再者，再加热（退火）也可以在卷取热轧钢板以后、温度变成室温之前进行。

光整冷轧（调质轧制）或者矫直轧制对形状矫正、时效性、进而对疲劳特性的改善奏效，因此也可以在酸洗后或酸洗前进行。在进行光整冷轧时，优选将压下率的上限设为3%。其原因是，当超过3%时，钢板的成形性受损。另外，酸洗也可以根据目的来进行。

接着，对本发明的热浸镀锌钢板及其制造方法进行说明。

本发明的热浸镀锌钢板是在前述的本发明的热轧钢板的表面设置有镀层或合金化镀层的钢板。

在对通过前述的方法得到的热轧钢板进行酸洗后，使用连续镀锌设备或者连续退火镀锌设备来加热钢板并实施热浸镀，在热轧钢板的表面形成镀层。

当钢板的加热温度超过Ac3温度时，引起钢板的抗拉强度下降和低温下的冲击能吸收特性下降，因此将加热温度的合适范围限制为Ac3温度以下。加热温度越接近Ac3，抗拉强度越急剧下降，材质偏差越大，因此，Ac3-30℃以下是更优选的加热温度范围。

进而，在实施热浸镀以后，也可以进行镀锌层合金化处理，形成为合金化热浸镀锌层。

再者，镀层种类并不限于镀锌层，只要加热温度的上限是Ac3温度，则也可以是其他的镀层种类。

另外，在本发明中热轧之前的制造方法并不特别限定。即，继利用高炉、转炉、电炉等进行的炼制之后，采用各种的二次精炼来进行成分调整，使得成为目标的成分含有量。接着，除了通常的连续铸造、基于铸锭法的铸造之外，也可以采用薄板坯铸造等方法来铸造。在原料中也可以使用废料（scrap）。在为通过连续铸造而得到的板坯时，既可以以高温铸片的状态原样地直接送到热轧机中，也可以冷却到室温之后，在加热炉中再加热后进行热轧。

实施例

以下，通过实施例进一步说明本发明。

通过以下的方法来制造具有表1所示的化学成分的A～AC的钢。首先，通过铸造制作钢片后，在表2-1和表2-2所示的热轧条件及退火镀覆条件下对钢片进行再加热、粗轧而制成粗棒条。接着，对粗棒条进行精轧而制成4mm板厚的轧制材后，进行冷却，作为热轧钢板进行卷取。

关于表1中的化学组成的表示是质量%。另外，在表1中，Ac3（℃）是通过以下的式子算出的值。

$\mathrm{Ac}3=910-210\sqrt{\mathrm{}}[\%C]+45[\%\mathrm{Si}]-30[\%\mathrm{Mn}]+700[\%P]+40[\%$ $\mathrm{Al}]+400[\%\mathrm{Ti}]+32[\%\mathrm{Mo}]-11[\%\mathrm{Cr}]-20[\%\mathrm{Cu}]-15[\%\mathrm{Ni}]$

在式中，%C、%Si、%Mn、%P、%Al、%Ti、%Mo、%Cr、%Cu、%Ni分别表示C、Si、Mn、P、Al、Ti、Mo、Cr、Cu以及Ni在钢中的含有量。

表1中的钢的化学组成，与该钢No.的字母序号相同的表2中的钢No.的钢的化学组成对应。

表2中的“SRT”表示板坯加热温度（℃）。“RFT”表示粗轧结束温度（℃）。“t0”表示在1150℃以下进行的各粗轧间的最大保持时间（秒）。“t1”表示从粗轧结束到精轧开始的时间（秒）。“Tf”表示最终精轧温度（℃）。“t2”表示刚最终精轧后的空冷时间（秒）。“CRmin”表示从空冷后到SCT间的最低冷却速度（℃/秒）。“SCT”表示水冷停止温度（℃）。“CT”表示卷取温度（℃）。

钢A-12～14、C-2是热浸镀锌钢板，将热轧钢板进行酸洗后，在连续退火镀锌生产线，在表2所示的退火温度下进行退火，接着进行镀锌来制造。

再者，将镀锌浸渍温度设为450℃，另外，进行了镀锌层合金化处理的场合，将合金化温度设为500℃来进行。

首先，对已制作的钢板的金相组织、合金碳氮化物进行观察。

钢板的金相组织的观察，如前述那样依据JIS G0551通过光学显微镜对L截面进行。另外，各组织的面积分数，是使用组织照片在L截面的1/4t厚度（将板厚设为t时，距离钢板表面1/4t的位置）的区域中通过点计数法或图像分析来测定。铁素体和贝氏体的晶体粒径的测定基于JIS G0552来算出标称粒径的值。

含有Ti和Nb的失配析出的合金碳氮化物的晶体取向分析及平均粒径的测定，是将钢片试样薄膜化至电子束透射的程度，使用透射型电子显微镜（TEM）来进行，通过观察20个以上的合金碳氮化物来进行。

接着，为了测定焊接热影响区（HAZ）的软化量，通过电弧焊接制作了搭接接头。在焊接的气氛为100%的CO₂的条件下进行，在线能量大约为5000～8000J/cm的范围内的条件下进行。焊接后进行截面的研磨，进行母材和焊接热影响区（HAZ）的维氏硬度试验，目标为0以下的软化。表3示出以上的测定结果。再者，表3中的“F”表示铁素体，“B”表示贝氏体，“A”表示残余奥氏体，“M”表示马氏体，“P”表示珠光体，“d_(F、B)”表示铁素体和贝氏体的平均晶体粒径（μm），“d_MCN”表示失配析出的合金碳氮化物的平均粒径（nm），“ΔHV”表示在将焊接热影响区的最软化部的维氏硬度记为HV_HAZ、将坯料的维氏硬度记为HV_BM时HV_BM与HV_HAZ之差。

接着，评价钢板的强度特性、在低温下的冲击能吸收特性和弯曲性。

钢板的强度特性通过以下的方法进行评价。首先，将供试材加工成JIS Z2201所记载的5号试件。并且，针对该5号试件，按照JIS Z2241所记载的方法进行拉伸试验，求出拉伸最高强度（TS）、屈服强度（YS）、以及延伸率（EI）。

在低温下的冲击能吸收特性通过夏比冲击试验进行评价。基于JIS2202制作板厚3mm的2mmV缺口试件，将试件冷却到-40℃后，进行夏比冲击试验，测量其冲击能吸收值（J/cm²）。

弯曲试验通过JISＺ224的V块法（弯曲角度为90°）来进行，试件的板厚记为t，测量不发生开裂的临界弯曲半径r_lim。

表3中示出以上的测定结果。再者，如上述那样，表3中的“vE_-40”是夏比冲击吸收值（J/cm²），“r_lim/t”是临界弯曲半径rlim除以板厚所得到的值。将r_lim/t为0.5以下的情形记作◎，将超过0.5且为1.0以下的范围内的情形记作○，将超过1.0的情形记作×。

钢A-2是由于板坯加热温度在合适范围外，因此抗拉强度小于600MPa、而且在低温下的冲击能吸收特性低的比较例。

钢A-3～4、钢B-3～4是由于粗轧结束温度在合适范围外，因此在低温下的冲击能吸收特性低的比较例。

钢A-6、钢B-3是由于从粗轧结束到精轧开始的时间在合适范围外，因此在低温下的冲击能吸收特性低的比较例。

钢A-7～8、钢A-10、钢B-6～8是由于精轧的条件和精轧后的冷却条件在合适范围外，因此在低温下的冲击能吸收特性低的比较例。

钢A-11、钢B-10是由于精轧后的水冷停止温度和热轧钢板的卷取温度在合适范围外，因此在低温下的冲击能吸收特性低的比较例。

钢A-12、钢B-11是由于热轧钢板的卷取温度在合适范围外，因此抗拉强度小于600MPa、在低温下的冲击能吸收特性低的比较例。

钢A-15是由于退火温度为Ac3温度以上，因此在低温下的冲击能吸收特性低的比较例。

钢F-1、Q-1、S-1、AB-1、AC-1是由于Mn量、Ti量、Nb量的值在合适范围外，因此HAZ软化量大的比较例。其中，钢F-1、Q-1、AC-1的抗拉强度小于600MPa。

钢G-1是由于C量在合适范围外，因此强度小于600MPa、而且HAZ软化量大的比较例。

钢H-1、I-1、K-1、AB-1是由于C量、Si量、Mn量在合适范围外，因此存在马氏体或者残余奥氏体，在低温下的冲击能吸收特性低，而且弯曲性也差的比较例。

钢J-1是由于Mn量在合适范围外，因此存在珠光体，在低温下的冲击能吸收特性低的比较例。

钢M-1、O-1是由于S量和P量过大，因此在低温下的冲击能吸收特性低的比较例。

钢E-1、R-1、T-1、U-1是由于Ti量、Nb量、N量在合适范围外，因此存在粗大的合金碳氮化物，在低温下的冲击能吸收特性低的比较例。

钢P-1是由于Al量过大，因此HAZ已软质化的比较例。

与此相对，本发明例均显示出如下特性：屈服比为0.85以上，最大拉伸强度为600MPa以上，且在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异。

Claims (10)

1.一种在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板，其特征在于，具有下述成分组成，即以质量%计，含有C：0.04～0.09%、Si：0.4%以下、Mn：1.2～2.0%、P：0.1%以下、S：0.02%以下、Al：1.0%以下、Nb：0.02～0.09%、Ti：0.02～0.07%、N：0.005%以下，

2.0≤Mn+8［%Ti］+12［%Nb］≤2.6，

其余量包含Fe和不可避免的杂质，

包含珠光体的面积分数为5%以下、马氏体和残余奥氏体的合计面积分数为0.5%以下、其余量为铁素体和贝氏体中的一种或两种的金相组织，

铁素体和贝氏体的平均晶体粒径为10μm以下，

含有Ti和Nb的失配析出的合金碳氮化物的平均粒径为20nm以下，

屈服比为0.85以上，

最大拉伸强度为600MPa以上。

2.根据权利要求1所述的在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有0.01～0.12%的V。

3.根据权利要求1或2所述的在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有合计为0.02～2.0%的Cr、Cu、Ni、Mo中的一种或两种以上。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有0.0003～0.005%的B。

5.根据权利要求1～4的任一项所述的在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板，其特征在于，以质量%计，还含有合计为0.0003～0.01%的Ca、Mg、La、Ce中的一种或两种以上。

6.一种在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧镀覆钢板，其特征在于，在权利要求1～5的任一项所述的高屈服比热轧钢板的表面施加有镀层或者合金化镀层。

7.一种在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧钢板的制造方法，其特征在于，

将包含权利要求1～5的任一项中所记载的成分组成的钢片加热到1150℃以上，

对被加热了的钢片进行粗轧，在1000～1080℃之间结束粗轧，此时，在1150℃以下进行的粗轧中的最大的轧制间隔为45秒以下，

粗轧结束后，采取满足下述式（1）的保持时间t1秒后，开始精轧，

进行满足下述式（2）的最终轧制温度Tf的精轧，

在精轧后3秒以内开始钢片的水冷，接着以最低冷却速度8℃/秒以上将钢片冷却到700℃以下，在530～650℃的范围内进行卷取，

1000×（［%Ti］+［%Nb］）＞t1…式（1），

Tf＞830+400（［%Ti］+［%Nb］）…式（2）。

8.根据权利要求7所述的高屈服比热轧钢板的制造方法，其特征在于，最终轧制温度Tf满足下述式（3），

Tf＞830+800（［%Ti］+［%Nb］）…式（3）。

9.一种在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧镀覆钢板的制造方法，其特征在于，将采用权利要求7或8所述的制造方法得到的热轧钢板酸洗之后，在Ac3温度以下进行加热，接着使其浸渍在镀浴中，对该钢板表面进行镀覆。

10.根据权利要求9所述的在低温下的冲击能吸收特性和耐HAZ软化特性优异的高屈服比热轧镀覆钢板的制造方法，其特征在于，在所述镀覆后，还进行镀层合金化处理。

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