高强度热轧钢板及其制造方法.pdf

本发明提供具备优良的去毛刺加工性的高强度热轧钢板及其制造方法。通过设定为以质量％计以使C、S、N和Ti满足Ti*≥0.1且C×(48/12)-0.14＜Ti*＜C×(48/12)+0.08(其中，Ti*＝Ti-N×(48/14)-S×(48/32)，C、S、N、Ti为各元素的含量(质量％))的方式含有C：0.03％以上且0.1％以下、Si：低于0.5％、Mn：超过0.7％且低于1.2％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、N：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.1％以上且0.25％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的组成和铁素体相的百分率超过90％、析出含有Ti的碳化物且该碳化物中的70％以上的粒径小于9nm的组织，制成去毛刺加工性优良的高强度热轧钢板。

权利要求书
1.  一种高强度热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计，以使C、S、N和Ti满足下述(1)式和(2)式的方式含有C：0.03％以上且0.1％以下、Si：低于0.5％、Mn：超过0.7％且低于1.2％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、N：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.1％以上且0.25％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：铁素体相的百分率超过90％，析出含有Ti的碳化物，该碳化物中的70％以上的粒径小于9nm，
Ti*≥0.1…(1)
C×(48/12)-0.14＜Ti*＜C×(48/12)+0.08…(2)
其中，(1)式和(2)式中，Ti*＝Ti-N×(48/14)-S×(48/32)，C、S、N、Ti为各元素的质量％含量。

2.  如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其特征在于，Ti中的50质量％以上以粒径小于20nm的含有Ti的析出物的形式析出。

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％计还含有V：0.002％以上且0.1％以下、Nb：0.002％以上且0.1％以下中的至少一种。

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，在所述组成的基础上，以质量％计还含有Cu：0.005％以上且0.2％以下、Ni：0.005％以上且0.2％以下、Cr：0.002％以上且0.2％以下、Mo：0.002％以上且0.2％以下中的至少一种。

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，在所述组成的基础上，以质量％计还含有B：0.0002％以上且0.003％以下。

6.  如权利要求1～5中任一项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％计还含有Ca：0.0002％以上且0.005％以下、REM：0.0002％以上且0.03％以下中的至少一种。

7.  一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1、3～6中任一项所述的组成的钢原材加热至1100℃以上，实施精轧温度为(Ar3+20℃)以上且精轧最后两个机架的合计轧制率为60％以下的热轧，然后，以40℃/s以上的平均冷却速度冷却，在560℃以上且720℃以下的卷取温度下卷取。

8.  一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求1、3～6中任一项所述的组成的钢原材加热至1100℃以上，实施精轧温度为(Ar3+20℃)以上且精轧最后两个机架的合计轧制率为60％以下的热轧，然后，以40℃/s以上的平均冷却速度冷却，在500℃以上且660℃以下的卷取温度下卷取，酸洗后，实施均热温度为750℃以下的退火处理，并实施在热镀锌浴中浸渍的镀覆处理。

9.  如权利要求8所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在实施所述镀覆处理后，实施合金化处理。

说明书高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及去毛刺加工性(burring formability)优良的高强度热轧钢板及其制造方法。本发明的高强度热轧钢板主要用于汽车用构件(automotive body components)、例如车身的构件(member)、车架(frame)等结构构件(structural parts)、悬架(suspension)等行驶构件(chassis parts)。但是，不限于这些用途。
背景技术
近年来，为了实现汽车车身(automotive body)的轻量化(weight saving)，汽车部件的原材料积极地利用高强度钢板。高强度钢板作为汽车的骨架构件(structural parts)的利用已经普及。而且，为了实现汽车车身的进一步轻量化，不仅是骨架构件，对于一般使用热轧钢板的行驶构件等也强烈期望应用高强度钢板。
以钢板作为原材料的汽车部件大部分通过对钢板实施冲压加工(press forming)、去毛刺加工(burring forming)等来成形为预定形状。但是，一般而言，伴随着钢板的高强度化，钢板的加工性降低。因此，汽车部件用的高强度钢板要求兼具期望的强度和优良的加工性。特别是，汽车行驶部件等要通过严格的加工而成形，因此，兼顾高强度化和加工性成为必要条件。特别是去毛刺加工性的好坏也大多决定高强度钢板能否应用于这些部件或者左右其量产性(mass productivity)的可否。
以往，为了提高高强度热轧钢板的加工性，活用了各种组织控制(microstructure control)、强化方法。例如为延展性优良的铁素体(ferrite)与硬质的马氏体(martensite)等的复合组织化、贝氏体组织(bainite  microstructure)的活用、以及铁素体组织的析出强化等。但是，现有技术中，实际情况是未得到具备能够应用于汽车行驶部件等实施严格的去毛刺加工而成形的部件的充分的加工性的高强度热轧钢板，期望加工性优良的高强度热轧钢板。
针对这样的期望，在专利文献1中提出了一种热轧钢板，其具有以重量％计含有C：0.05～0.2％、Si：0.01～0.5％、Mn：0.01％以上且低于0.5％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.007％以下、Ti：0.05～0.3％的组成，并具有限制了渗碳体析出量(amount of cementite precipitation)的组织。而且，根据专利文献1中提出的技术，通过降低作为奥氏体形成元素(austenite former)的Mn而扩大α区域，从热轧结束至卷取前为止的TiC析出得到促进，钢板强度通过TiC的析出强化得到确保，并且渗碳体的生成量减少，因此，钢板的扩孔性(hole expandability)显著提高。结果，得到了加工性优良的400～800N/mm2级高强度热轧钢板。
另外，在专利文献2中提出了如下技术：将以质量％计含有C：0.01～0.10％、Si：1.0％以下、Mn：2.5％以下、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.015～0.050％、Ti：0.10～0.30％的组成的钢加热后，进行轧制、冷却，在避开了TiC整合析出(coherently precipitate)于基质相(matrix phase)的温度范围的卷取温度下卷取，由此，制成具有平均粒径为5μm以下的铁素体主体组织(structure consisting essentially of ferrite)的热轧钢板。而且，根据专利文献2中提出的技术，通过制成控制了结晶粒径和晶粒形态的铁素体单相组织(single phase structure of ferrite)，能够在不损害高强度的情况下对热轧钢板赋予优良的延伸凸缘性(stretch-flangeability)。另外，TiC整合析出于母相基质时，延展性、延伸凸缘性劣化。
此外，在专利文献3中提出了一种热轧钢板，其具有以质量％计含有C：超过0.03％且为0.055％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.35％以 下、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Al：0.1％以下、N：0.01％以下、Ti：0.08％以上且0.25％以下、B：0.0005％以上且0.0035％以下、且固溶B为0.0005％以上的组成，并且具有微细析出有铁素体主体的基质和Ti碳化物的组织。该技术基于作为固溶强化元素(solute strengthening elements)的Mn和Si对延伸凸缘性产生不利影响这样的见解，其中，尽量降低Mn和Si的含量，取而代之，利用微细的Ti碳化物来确保强度。而且，根据专利文献3中提出的技术，通过含有固溶B，Ti碳化物的粗大化得到抑制，得到了拉伸强度为780MP以上的延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平9-209076号公报
专利文献2：日本特开2002-105595号公报
专利文献3：日本特开2012-26032号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，专利文献1中提出的技术中，降低了Mn含量，因此，铁素体相变温度达到高温，热轧钢板中析出的TiC发生粗大化。TiC主要在热轧钢板制造时在热轧结束后的冷却和卷取工序中的奥氏体→铁素体相变时产生。即，铁素体相变温度高时，在高温范围内析出TiC，结果，TiC容易粗大化。这样，在热轧钢板中的TiC发生粗大化的情况下，无法确保优良的去毛刺加工性。
另外，专利文献2中提出的技术中，在热轧钢板的制造工序中，避开了TiC与母相基质整合析出的温度来进行卷取。对于在这样的条件下制造的热轧钢板而言，不析出有助于提高钢板强度的微细的TiC，因此，无法兼顾高强度化和优良的去毛刺加工性。
另外，专利文献3中提出的技术中，能够利用固溶B抑制TiC粗大化。但是，由于B的添加而使铁素体晶粒容易变成伸展状，得不到高水平的延展性。另外，Mn含量低，难以使铁素体相变温度(ferrite transformation temperature)均匀降低，因此，制造稳定性差，不能对热轧钢板中析出的Ti碳化物进行精密的尺寸控制。因此，难以兼顾热轧钢板的高强度化和优良的去毛刺加工性。
此外，这些现有技术中，并没有提及将汽车部件量产时所要求的去毛刺加工性。
以往，钢板的去毛刺加工性主要通过根据基于日本钢铁联盟标准(The Japan Iron and Steel Federation Standard)的规定的方法进行扩孔试验(hole-expanding test)来评价。但是，该扩孔试验难以说是忠实地再现实际的制造生产线中将汽车部件量产时的冲裁加工工序和扩孔加工工序的试验。因此，即使是在根据上述规定的实验的评价中得到了良好的去毛刺加工性的钢板，在将汽车部件量产时也存在经常发生加工不良(processing defect)的问题。
特别是在考虑到部件的量产化的情况下，仅凭实验室中的加工性评价(evaluation of workability)是不充分的，需要进一步在考虑到量产中的加工条件变动的基础上保证原材料的加工性。现有技术中，完全没有研究这样的问题，因此，未必能得到兼具期望的强度和将汽车部件量产时所要求的加工性、特别是去毛刺加工性(以下，有时也称为量产去毛刺加工性)的高强度热轧钢板。例如，在以专利文献1～3中提出的技术为代表的、现有的铁素体主体组织中活用Ti碳化物的技术中，无法实现高强度热轧钢板的制造稳定性、优良的量产去毛刺加工性。
如上所述，以往，对于延伸凸缘性(去毛刺加工性)优良的热轧钢板进行了大量研究。但是，现有技术中，实际情况是未必能得到满足量 产去毛刺加工性、即实际的汽车部件制造生产线中所要求的严格的去毛刺加工性的高强度热轧钢板。
本发明的目的在于有利地解决上述的现有技术所存在的问题并提供拉伸强度(TS)为700MPa以上且去毛刺加工性、特别是量产去毛刺加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。
需要说明的是，在此所述的“量产去毛刺加工性”是指利用通过在利用50mmφ冲头(punch)的冲裁后(冲裁间隙(clearance of stamping)：30％)实施利用60°圆锥冲头(conical punch)的扩孔试验(hole-expanding test)而测定的去毛刺率(burring ratio)进行评价的加工性，与利用根据现有的扩孔试验方法、例如日本钢铁联盟标准中规定的扩孔试验方法的λ值评价的去毛刺加工性不同。
用于解决问题的方法
为了解决上述问题，本发明人首先对量产去毛刺加工性的评价方法进行了研究。以往，去毛刺加工性利用例如根据日本钢铁联盟标准中规定的扩孔试验方法的λ值进行评价。这种情况下，冲裁冲头直径为10mmφ。但是，本发明人发现，实际的部件量产现场的去毛刺加工性与根据日本钢铁联盟标准在实验室评价的λ值存在偏差。然后，进一步进行了研究，结果发现，采用在利用50mmφ冲头的冲裁后(冲裁间隙：30％)使用60°圆锥冲头扩孔的新的扩孔试验来评价的去毛刺加工性与量产冲裁性、量产去毛刺加工性具有良好的相关关系。
接着，本发明人采用上述新的扩孔试验对量产去毛刺加工性进行评价，由此对给热轧钢板的高强度化和加工性、特别是量产去毛刺加工性带来影响的各种因素进行了深入研究。
具体而言，对于以延展性高的铁素体相主体组织作为基质的热轧钢板，将氮化物、硫化物、碳化物和它们的复合析出物(例如，碳氮化 物等)、即可以在热轧钢板中析出的全部析出物纳入考虑，对实现热轧钢板的高强度化并且提高量产去毛刺加工性的方法反复进行了深入研究。
结果发现，通过对热轧钢板中含有的C量与Ti中有助于碳化物的形成的Ti量(Ti*)的平衡进行优化并且提高热轧钢板中析出的碳化物中粒径小于9nm的碳化物的比例，能够得到具有实际的汽车部件制造生产线中所要求的严格的量产去毛刺加工性的、拉伸强度为700MPa以上的热轧钢板。另外发现，通过不仅对碳化物、而是对可以在热轧钢板中析出的析出物(氮化物、硫化物、碳化物和它们的复合析出物)全部进行尺寸控制，量产去毛刺加工性进一步提高。
进而，本发明人对将在热轧钢板中析出的析出物(氮化物、硫化物、碳化物和它们的复合析出物)控制为期望的大小、即在对热轧钢板赋予期望的强度(拉伸强度700MPa以上)和优良的量产去毛刺加工性方面所需的大小的方法进行了研究。结果发现，需要将热轧钢板的Mn含量、以及C、S、N、Ti各自的含量调节至适当量并且对热轧条件、热轧后的冷却/卷取条件进行优化。
本发明基于上述的见解而完成，其主旨如下所述。
[1]一种高强度热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量％计，以使C、S、N和Ti满足下述(1)式和(2)式的方式含有C：0.03％以上且0.1％以下、Si：低于0.5％、Mn：超过0.7％且低于1.2％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、N：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.1％以上且0.25％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有如下组织：铁素体相的百分率超过90％，析出含有Ti的碳化物，该碳化物中的70％以上的粒径小于9nm，
Ti*≥0.1…(1)
C×(48/12)-0.14＜Ti*＜C×(48/12)+0.08…(2)
其中，(1)式和(2)式中，Ti*＝Ti-N×(48/14)-S×(48/32)，C、S、N、Ti为各元素的含量(质量％)。
[2]如上述[1]所述的高强度热轧钢板，其特征在于，Ti中的50质量％以上以粒径小于20nm的含有Ti的析出物的形式析出。
[3]如上述[1]或[2]所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量％计还含有V：0.002％以上且0.1％以下、Nb：0.002％以上且0.1％以下中的至少一种。
[4]如上述[1]～[3]中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量％计还含有Cu：0.005％以上且0.2％以下、Ni：0.005％以上且0.2％以下、Cr：0.002％以上且0.2％以下、Mo：0.002％以上且0.2％以下中的至少一种。
[5]如上述[1]～[4]中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量％计还含有B：0.0002％以上且0.003％以下。
[6]如上述[1]～[5]中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，在上述组成的基础上，以质量％计还含有Ca：0.0002％以上且0.005％以下、REM：0.0002％以上且0.03％以下中的至少一种。
[7]一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述[1]、[3]～[6]中任一项所述的组成的钢原材加热至1100℃以上，实施精轧温度为(Ar3+20℃)以上且精轧最后两个机架的合计轧制率为60％以下的热轧，然后，以40℃/s以上的平均冷却速度冷却，在560℃以上且720℃以下的卷取温度下卷取。
[8]一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有上述[1]、[3]～[6]中任一项所述的组成的钢原材加热至1100℃以上，实施精轧温度为(Ar3+20℃)以上且精轧最后两个机架的合计轧制率为60％以下的热轧，然后，以40℃/s以上的平均冷却速度冷却，在500℃以上且660℃以下的卷取温度下卷取，酸洗后，实施均热温度为750℃以下的退火处理，并实施在热镀锌浴中浸渍的镀覆处理。
[9]如上述[8]所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在实施上述镀覆处理后，实施合金化处理。
发明效果
根据本发明，可以得到拉伸强度为700MPa以上、而且具有能够耐受将汽车部件量产时的加工的优良的去毛刺加工性的高强度热轧钢板。因此，根据本发明，能够将高强度热轧钢板应用于汽车中的车身的构件、车架等结构构件、以及悬架等行驶构件，本发明显著有助于这些部件的轻量化。
另外，本发明能够得到兼具拉伸强度为700MPa以上的强度和优良的量产去毛刺加工性的热轧钢板，因此，其用途不局限于汽车部件，还能够开展高强度热轧钢板的进一步的用途，在产业上发挥显著的效果。
具体实施方式
以下，对本发明具体进行说明。
本发明的高强度热轧钢板的特征在于，具有如下组成：以质量％计，以使C、S、N和Ti满足下述(1)式和(2)式的方式含有C：0.03％以上且0.1％以下、Si：低于0.5％、Mn：超过0.7％且低于1.2％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、N：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.1％以上且0.25％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且具有如下组 织：铁素体相的百分率超过90％，析出含有Ti的碳化物，该碳化物中的70％以上的粒径小于9nm。
Ti*≥0.1…(1)
C×(48/12)-0.14＜Ti*＜C×(48/12)+0.08…(2)
其中，(1)式和(2)式中，Ti*＝Ti-N×(48/14)-S×(48/32)，C、S、N、Ti为各元素的含量(质量％)。
首先，对本发明热轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，则以下的表示成分组成的％表示质量％。
C：0.03％以上且0.1％以下
C是在热轧钢板中形成适当的碳化物而确保所需的钢板强度方面而言重要的元素。为了得到期望的拉伸强度(700MPa以上)，需要将C含量设定为0.03％以上。另一方面，C含量超过0.1％时，热轧钢板的加工性降低，无法确保期望的去毛刺加工性。因此，C含量设定为0.03％以上且0.1％以下。优选为0.04％以上且0.08％以下。
Si：低于0.5％
Si含量为0.5％以上时，导致热轧钢板的表面性状的显著降低，对疲劳特性、化学转化处理性和耐腐蚀性等产生不利影响。另外，Si会升高铁素体相变温度，因此，对本发明作为目的的微细析出物的生成产生不利影响。因此，Si含量设定为低于0.5％。优选为0.001％以上且低于0.1％，更优选为0.001％以上且低于0.05％。
Mn：超过0.7％且低于1.2％
Mn在本发明中是最重要的元素之一。Mn通过奥氏体-铁素体相变点控制(control of austenite-to-ferrite transformation temperatures)而显著影响本发明中最重要的含有Ti的碳化物的析出(precipitation)。
在含有Ti的热轧钢板的情况下，含有Ti的碳化物主要在热轧钢板制造工序中的精轧结束后的冷却和卷取过程中伴随着奥氏体→铁素体相变而析出。另外，热轧钢板中析出的碳化物中，有助于热轧钢板的高强度化的碳化物是微细的碳化物，粗大的碳化物不仅无助于高强度化，还会对热轧钢板的加工性产生不利影响。
在此，奥氏体-铁素体相变点达到高温时，含有Ti的碳化物在高温范围内析出，因此，含有Ti的碳化物发生粗大化。因此，为了使含有Ti的碳化物微细化，优选降低奥氏体-铁素体相变点。
Mn是具有降低奥氏体-铁素体相变点的效果的元素。Mn含量为0.7％以下时，奥氏体-铁素体相变点不会充分降低。结果，难以将含有Ti的碳化物控制为本发明期望的大小，无法得到本发明作为目的的量产去毛刺加工性优良的高强度热轧钢板。另一方面，Mn含量为1.2％以上时，上述的效果饱和，因此，结果导致成本增加。另外，Mn含量为1.2％以上而变得过量时，板厚中央部的Mn偏析增加。该中央偏析(center segregation)会损害去毛刺加工前的冲裁孔的端面性状(punched surface)，因此成为量产去毛刺加工性劣化的主要原因。因此，Mn含量限定为超过0.7％且低于1.2％。优选为超过0.7％且低于1.0％。
P：0.05％以下
P由于偏析等而导致热轧钢板的加工性的降低。因此，P含量抑制为0.05％以下。优选为0.001％以上且0.03％以下。但是，在对热轧钢板实施镀锌处理(galvanized treatment)而制成镀锌钢板(galvanized steel sheet)的情况下，从镀覆性的观点出发，优选将P含量设定为0.005％以上，更优选设定为0.01％以上。
S：0.005％以下
S形成硫化物而使热轧钢板的加工性降低。因此，S含量设定为0.005％以下。优选为0.0001％以上且0.003％以下，更优选为0.0001％以上且0.0015％以下。
N：0.01％以下
N含量超过0.01％而过量时，在热轧钢板的制造工序中生成大量的氮化物，热延展性(hot ductility)劣化，或者氮化物粗大化而显著损害热轧钢板的去毛刺加工性。因此，N含量设定为0.01％以下。优选为0.0001％以上且0.006％以下，更优选为0.0001％以上且0.004％以下。
Al：0.1％以下
Al作为钢的脱氧剂是重要的元素。但是，其含量超过0.1％时，难以进行钢的铸造，或者在钢中残留大量的夹杂物而导致热轧钢板的表面性状、加工性的降低。因此，Al含量设定为0.1％以下。优选为0.001％以上且0.06％以下。
Ti：0.1％以上且0.25％以下
Ti在本发明中是最重要的元素之一。Ti形成微细碳化物而有助于提高热轧钢板的强度。为了得到期望的强度，需要将Ti含量设定为0.1％以上。另一方面，Ti含量超过0.25％时，容易在热轧钢板中残留粗大的碳化物，不仅不能提高强度，还会显著损害热轧钢板的加工性、韧性和焊接性等。因此，Ti含量设定为0.1％以上且0.25％以下。优选为0.1％以上且0.2％以下。
本发明的热轧钢板在上述范围内以满足下述(1)式、(2)式的方式含有C、S、N、Ti。(1)式和(2)式是为了兼顾热轧钢板的高强度化和优良的量产去毛刺加工性而应当满足的条件，在本发明中是极其重要的指标。需要说明的是，(1)式和(2)式中，Ti*＝Ti-N×(48/14)-S×(48/32)，C、S、N、Ti为各元素的含量(％)。
Ti*≥0.1…(1)
如后所述，在本发明中，在钢原材中添加预定量的Ti，利用热轧前的加热将钢原材中的碳化物固溶，主要在热轧后的卷取时使含有Ti的碳化物析出。但是，并非添加到钢原材中的Ti的全部量都有助于碳化物生成，添加到钢原材中的Ti的一部分被消耗于氮化物、硫化物的形成。这是由于，在比卷取温度高的温度范围内，Ti更容易形成氮化物、硫化物而非碳化物，在热轧钢板的制造时、卷取工序前，Ti形成氮化物、硫化物。因此，添加到钢原材中的Ti中能够有助于碳化物生成的最低限度的Ti量可以用Ti*(＝Ti-N×(48/14)-S×(48/32))表示。
在此，Ti*小于0.1时，得不到期望的热轧钢板强度(拉伸强度700MPa以上)。因此，在本发明中，将Ti*设定为0.1以上。优选为0.12以上。但是，Ti*过度增高时，热轧钢板强度过高，加工性可能会降低。另外，Ti*过度增高时，Ti碳化物、Ti碳氮化物、Ti氮化物、Ti硫化物等含有Ti的析出物发生粗大化，量产去毛刺加工性可能会降低。因此，优选将Ti*设定为0.2以下。
C×(48/12)-0.14＜Ti*＜C×(48/12)+0.08…(2)
(2)式是表示Ti*量与C量的关系的公式。C量相对于Ti*量过量增多时，Ti碳化物、Ti碳氮化物等发生粗大化，并且析出粗大的渗碳体(Cementite)或珠光体(Pearlite)，显著损害以量产去毛刺加工性为代表的热轧钢板的加工性。因此，在本发明中，设定为C×(48/12)-0.14＜Ti*。优选为C×(48/12)-0.12＜Ti*。另一方面，Ti*量相对于C量过量增多时，不仅成本增加，而且热轧钢板的韧性和焊接性劣化。因此，在本发明中，设定为Ti*＜C×(48/12)+0.08。优选为Ti*＜C×(48/12)+0.06。
以上为本发明热轧钢板的基本成分。进而，本发明的热轧钢板可以根据需要含有V：0.002％以上且0.1％以下、Nb：0.002％以上且0.1％以下中的至少一种。
V和Nb具有使晶粒微细化而提高热轧钢板的韧性的效果，因此，可以根据需要添加。另外，添加的V、Nb的一部分与Ti一起以微细的复合碳化物(complex carbide)或复合析出物的形式析出，有助于析出强化(precipitation strengthening)。为了得到这样的效果，优选将V含量设定为0.002％以上、将Nb含量设定为0.002％以上。但是，这些元素的含量超过0.1％时，得不到与成本匹配的效果。因此，V含量优选设定为0.002％以上且0.1％以下，更优选设定为0.002％以上且0.08％以下。另外，Nb含量优选设定为0.002％以上且0.1％以下，更优选设定为0.002％以上且0.08％以下。
另外，本发明的热轧钢板可以根据需要含有Cu：0.005％以上且0.2％以下、Ni：0.005％以上且0.2％以下、Cr：0.002％以上且0.2％以下、Mo：0.002％以上且0.2％以下中的至少一种。
Cu和Ni是有助于提高热轧钢板的强度的元素，可以根据需要添加。为了得到这样的效果，优选将Cu含量设定为0.005％以上、将Ni含量设定为0.005％以上。但是，这些元素的含量超过0.2％时，在热轧钢板制造时、热轧中可能会产生表层裂纹。因此，Cu含量优选设定为0.005％以上且0.2％以下，更优选设定为0.005％以上且0.1％以下。另外，Ni含量优选设定为0.005％以上且0.2％以下，更优选设定为0.005％以上且0.15％以下。
Cr和Mo均是碳化物形成元素(carbide formation elements)，有助于提高热轧钢板的强度，因此，可以根据需要添加。为了得到这样的效果，优选将Cr含量设定为0.002％以上、将Mo含量设定为0.002％以上。但是，这些元素的含量超过0.2％时，得不到与成本匹配的效果。因此，Cr含量优选设定为0.002％以上且0.2％以下，更优选设定为0.002％以上且0.1％以下。另外，Mo含量优选设定为0.002％以上且0.2％以下，更优选设定为0.002％以上且0.1％以下。
另外，本发明的热轧钢板可以根据需要含有B：0.0002％以上且0.003％以下。
B是使钢的奥氏体-铁素体相变延迟的元素，通过抑制奥氏体-铁素体相变而使含有Ti的碳化物的析出温度低温化，有助于该碳化物的微细化。为了得到这样的效果，优选将B含量设定为0.0002％以上。另一方面，B含量超过0.003％时，由B带来的贝氏体相变效果增强，难以使热轧钢板组织为本发明作为目的的铁素体主相组织。因此，B含量优选设定为0.0002％以上且0.003％以下，更优选设定为0.0002％以上且0.002％以下。
另外，本发明的热轧钢板可以根据需要含有Ca：0.0002％以上且0.005％以下、REM：0.0002％以上且0.03％以下中的至少一种。
Ca和REM是对钢中夹杂物的形态控制有效的元素，有助于提高热轧钢板的加工性。为了得到这样的效果，优选将Ca含量设定为0.0002％以上、将REM含量设定为0.0002％以上。但是，Ca含量超过0.005％时或者REM含量超过0.03％时，钢中夹杂物增加，热轧钢板的加工性可能会劣化。因此，Ca含量优选设定为0.0002％以上且0.005％以下，更优选设定为0.0002％以上且0.003％以下。另外，REM含量优选设定为0.0002％以上且0.03％以下，更优选设定为0.0002％以上且0.003％以下。
本发明中，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以列举W、Co、Ta、Sn、Sb、Zr和O等，它们的含量各自可以容许为0.1％以下。
接着，对本发明热轧钢板的组织的限定理由进行说明。
本发明的热轧钢板具有如下组织：铁素体相的百分率超过90％，析出含有Ti的碳化物，该碳化物中的70％以上的粒径小于9nm。另外，优选设定为热轧钢板中含有的Ti中的50质量％以上以粒径小于20nm的析出物的形式析出的组织。
铁素体相的百分率：超过90％
为了提高热轧钢板的去毛刺加工性，使热轧钢板组织为延展性优良的铁素体相是有效的。为了实现作为本发明目的的量产去毛刺加工性，需要使相对于热轧钢板的组织整体的铁素体百分率以面积率计超过90％。优选以面积率计超过94％，更优选以面积率计超过96％。另外，从去毛刺加工性的观点考虑，优选铁素体晶粒的形状为多边形。此外，优选铁素体晶粒径尽量微细。需要说明的是，从去毛刺加工性的观点考虑，优选使热轧钢板组织为铁素体单相组织。另外，从提高冲裁性的观点考虑，优选使铁素体百分率以面积率计为99％以下。
本发明的热轧钢板中，作为可以含有的铁素体相以外的组织，可以列举渗碳体、珠光体(pearlite)、贝氏体、马氏体、残余γ(retained austenite)等。这些组织存在于热轧钢板中时，去毛刺加工性降低，但只要这些组织的合计百分率以面积率计低于约10％则可以容许。优选以面积率计低于6％，更优选以面积率计低于4％。
含有Ti的碳化物
在本发明中，通过在热轧钢板中析出含有Ti的碳化物而对热轧钢板赋予期望的强度(拉伸强度700MPa以上)。该含有Ti的碳化物主要是在热轧钢板制造工序中的精轧结束后的冷却、卷取工序中伴随奥氏体→铁素体相变而析出的碳化物。
为了最大限度地发挥析出强化的效果而对强度与加工性(量产去毛刺加工性)的平衡进行优化，需要使热轧钢板中析出的含有Ti的碳化物微细化。本发明人进行深入研究的结果发现，为了达到期望的特性， 需要使含有Ti的碳化物中以个数计为70％以上的碳化物的粒径小于9nm。优选为80％以上。在此，“含有Ti的碳化物”中，除了Ti碳化物以外，还包含在Ti的基础上含有Nb、V、Cr、Mo中的一种以上的复合碳化物等。
含有Ti的析出物
通过控制含有Ti的析出物的大小，能够进一步提高热轧钢板的量产去毛刺加工性。
如前所述，在以含Ti钢作为原材料的热轧钢板的情况下，除了有助于热轧钢板的高强度化的碳化物(含有Ti的碳化物)以外，还析出含有Ti的氮化物、碳氮化物、硫化物等。另外，在热轧钢板的制造时，这些氮化物、碳氮化物、硫化物等比含有Ti的碳化物先析出。因此，含有Ti的氮化物、碳氮化物、硫化物在与碳化物的析出相比更高的温度范围内析出，因此，容易粗大化而使量产去毛刺加工性降低。
本发明人反复进行深入研究的结果发现，控制这些析出物的析出量和粒径对于本发明着重关注的量产去毛刺加工性的提高化极其有效。为了表现出这样的效果，优选使热轧钢板中含有的Ti中的50质量％以上以粒径小于20nm的含有Ti的析出物的形式析出。更优选为60质量％以上且85质量％以下。粒径小于20nm的含有Ti的析出物大部分为含有Ti的碳化物，但包含一部分含有Ti的氮化物、碳氮化物、硫化物。
在此，上述含有Ti的析出物中，除了Ti碳化物、Ti氮化物、Ti硫化物、Ti碳氮化物等析出物以外，还包含在Ti的基础上含有Nb、V、Cr、Mo中的一种以上的复合碳化物、复合氮化物、复合硫化物和复合碳氮化物等复合析出物。
需要说明的是，推测：即使在含有Ti的析出物中粒径为20nm以上的析出物析出的情况下，只要其析出量为适当量，则也有助于作为去毛刺加工的前一阶段的冲裁性的提高，进而有助于去毛刺加工性的改善。
另外，即使为了赋予耐腐蚀性而在本发明热轧钢板的表面上设置镀层，也不会损害上述的本发明的效果。设置在热轧钢板表面上的镀层的种类没有特别限定，可以为电镀层(galvanic electroplating)、热镀层(hot-dip plating)等中的任意一种。另外，作为热镀，可以列举例如热镀锌(hot-dip galvanization)。此外，也可以设定为在镀覆后实施合金化处理(alloying treatment)的合金化热镀锌(galvannealed steel)。
接着，对本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的特征在于，将上述组成的钢原材加热至1100℃以上，实施精轧温度为(Ar3+20℃)以上且精轧最后两个机架的合计轧制率为60％以下的热轧，然后，以40℃/s以上的平均冷却速度冷却，在560℃以上且720℃以下的卷取温度下卷取。
在本发明中，钢原材的熔炼方法没有特别限定，例如，利用转炉(converter)、电炉(electric furnace)、感应炉等进行熔炼。然后，优选利用真空脱气装置(vacuum degassing equipment)等进行二次精炼(secondary smelting)。关于之后的铸造，从生产率、品质方面考虑，优选通过连铸法(continuous casting process)进行。需要说明的是，也可以为利用开坯轧制(blooming)的方法。所铸造的钢坯(slab)(钢原材)可以是厚度为约200mm～约300mm的通常的钢坯，也可以是厚度为约30mm的薄钢坯。如果制成薄钢坯，则可以省略粗轧(rough rolling)。铸造后的钢坯可以直接进行直送热轧(hot direct rolling)，也可以利用加热炉再加热后进行热轧。
钢原材的加热温度：1100℃以上
对如上得到的钢原材实施热轧。在本发明中，重要的是在热轧之前将钢原材(钢坯)加热而使钢原材中的碳化物再固溶。钢原材的加热温度低于1100℃时，钢原材中的碳化物不会再固溶，无法在热轧结束后的冷却和卷取工序中得到期望的微细碳化物。因此，钢原材的加热温度设定为1100℃以上。优选为1200℃以上，更优选为1240℃以上。
但是，钢原材的加热温度过度增高时，会过度促进钢板表面的氧化，显著损害表面性状(surface quality)，对热轧钢板的加工性也产生不利影响。因此，优选将钢原材的加热温度设定为1350℃以下。
在钢原材的加热之后，对钢原材实施由粗轧和精轧构成的热轧。关于粗轧条件，没有特别限定。另外，如前所述，在钢原材为薄钢坯的情况下，可以省略粗轧。精轧中，将精轧温度设定为(Ar3+20℃)以上，将精轧机的最后两个机架的合计轧制率(total reduction ratio)设定为60％以下。
精轧温度：(Ar3+20℃)以上
精轧温度低于(Ar3+20℃)时，热轧结束后的冷却和卷取工序中的奥氏体→铁素体相变成为从未再结晶γ晶粒(unrecrystallized austenite grain)的铁素体相变。这种情况下，得不到期望的微细碳化物，无法达到本发明作为目标的热轧钢板强度(拉伸强度700MPa以上)。因此，将精轧温度设定为(Ar3+20℃)以上。优选为(Ar3+40℃)以上。但是，精轧温度过度增高时，晶粒粗大化而对热轧钢板的冲裁性(punchability)产生不利影响，因此，优选将精轧温度设定为(Ar3+140℃)以下。
需要说明的是，在此所述的Ar3相变点是在冷却速度5℃/s的加工热模拟实验(thermecmastor test)(热加工再现试验(thermo-mechanical simulation test))中求出热膨胀曲线(thermal expansion curve)并利用其变化点求出的相变温度。
精轧最后两个机架的合计轧制率：60％以下
精轧最后两个机架的合计轧制率超过60％时，残留应变增大，助长从未再结晶γ晶粒的铁素体相变。因此，将精轧机的最后两个机架的合计轧制率设定为60％以下。优选为50％以下。
平均冷却速度：40℃/s以上
在热轧结束后实施冷却时，平均冷却速度低于40℃/s时，铁素体相变温度增高。结果，在高温范围内析出碳化物，得不到期望的微细碳化物，无法达到本发明作为目标的热轧钢板强度(拉伸强度700MPa以上)。因此，将平均冷却速度设定为40℃/s以上。优选为50℃/s以上。但是，平均冷却速度过大时，可能得不到期望的铁素体组织，因此，优选设定为150℃/s以下。
需要说明的是，在此所述的平均冷却速度是指精轧温度-卷取温度之间的平均冷却速度。
在本发明中，通过以上述平均冷却速度冷却而使铁素体相变温度降低至卷取温度附近，在从即将进行卷取之前至卷取工序初期之间使含有Ti的碳化物析出。由此，避免含有Ti的碳化物在高温范围内析出而发生粗大化，可以得到析出了本发明期望的微细碳化物的热轧钢板。
卷取温度：560℃以上且720℃以下
如上所述，在本发明中，使含有Ti的微细的碳化物主要在从即将进行卷取之前至卷取工序初期之间析出。因此，为了使含有Ti的碳化物微细且大量地析出，需要将卷取温度设定为适合于含有Ti的碳化物的析出的温度范围。卷取温度低于560℃时或者超过720℃时，有助于钢的高强度化的微细的碳化物不会充分析出，得不到期望的热轧钢板强度。基于以上的理由，将卷取温度设定为560℃以上且720℃以下。优选为600℃以上且700℃以下。
在本发明中，在对卷取后的热轧钢板实施酸洗和退火处理后，可以实施在热镀锌浴(molten zinc bath)中浸渍的镀覆处理。另外，可以在实施镀覆处理后实施合金化处理。在实施镀覆处理的情况下，将卷取温度设定为500℃以上且660℃以下，将退火处理的均热温度设定为750℃以下。
卷取温度：500℃以上且660℃以下
随着卷取温度增高，在热轧钢板中容易生成内部氧化层(internal oxidation layer)。该内部氧化层会导致镀层不良，特别是，卷取温度超过660℃时，无法确保镀层品质。另一方面，从抑制镀层不良的观点出发，优选将卷取温度设定得较低。但是，卷取温度低于500℃时，无法充分确保含有Ti的碳化物的析出量，得不到期望的热轧钢板强度。因此，在卷取后实施镀覆处理的情况下，将卷取温度设定为500℃以上且660℃以下。优选为500℃以上且600℃以下。
均热温度：750℃以下
如上所述，在实施镀覆处理的情况下，将卷取温度设定得较低，因此，有助于热轧钢板的高强度化的微细的碳化物(含有Ti的碳化物)在卷取时有时不会充分析出。因此，在本发明中，在镀覆处理前的退火处理时使微细的碳化物(含有Ti的碳化物)析出，从而使镀覆处理后的热轧钢板具有期望的强度(拉伸强度700MPa以上)。在此，退火处理的均热温度(soaking temperature)超过750℃时，析出的碳化物(含有Ti的碳化物)发生粗大化，热轧钢板强度降低。因此，将退火处理的均热温度设定为750℃以下。优选为720℃以下。需要说明的是，从促进微细的碳化物(含有Ti的碳化物)的析出的观点出发，优选将退火处理的均热温度设定为600℃以上。另外，优选将在均热温度下的保持时间设定为10s以上且1000s以下。
退火处理后，将钢板浸渍到热镀锌槽中，在钢板的表面上形成热镀锌层。在热镀锌槽中浸渍后，可以实施合金化处理。退火处理和镀覆处理优选在连续热镀锌生产线(continuous hot-dip galvanizing line)中实施。
另外，镀覆的种类不仅可以为上述的热镀锌、合金化热镀锌，也可以为电镀锌(electrogalvanizing)。
需要说明的是，镀覆处理条件、合金化处理条件、其他的制造条件没有特别限定，例如，可以在通常的条件下进行。
实施例
将具有表1所示成分和Ar3相变点的钢坯(No.A～Q)加热至1200～1290℃，在表2所示的热轧条件下制作热轧钢板(No.1～23)。板厚为2.0～4.0mm。需要说明的是，表1的Ar3相变点通过上述的方法求出。对于一部分的热轧钢板(No.3、4、9～11、16、18、19)，在酸洗后从热镀锌生产线中通板，由此，在表2所示的均热温度下实施退火处理，进一步实施热镀锌处理。需要说明的是，热镀锌处理为如下处理：将退火处理后的热轧钢板浸渍到480℃的镀锌浴(0.1质量％Al-Zn)中，在钢板的两表面上形成每单面附着量为45g/m2的热镀锌层(hot-dip galvanizing layer)。另外，对于一部分的热轧钢板(No.9～11、16、18、19)，除了热镀锌处理以外，还实施合金化处理。合金化处理温度设定为520℃。
从通过上述方法得到的热轧钢板(No.1～23)上裁取试验片，进行组织观察(microstructure observation)、拉伸试验、扩孔试验。组织观察方法和各种试验方法如下所述。
(i)组织观察
铁素体相的百分率
从热轧钢板上裁取扫描电子显微镜(scanning electron microscope：SEM)用试验片，对与轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，进行硝酸乙醇溶液腐蚀(natal etching)，在板厚1/4位置处，以3000倍的倍率拍摄10个视野的SEM照片，通过图像分析(image analysis)将铁素体相与铁素体以外的相分离，并确定各个相的百分率(面积率)。
含有Ti的碳化物
由热轧钢板(板厚1/4位置)制作薄膜试样(thin-film sample)，使用透射电子显微镜(transmission electron microscope)，拍摄10个视野的20万倍的照片。
根据拍摄的照片求出含有Ti的碳化物的总个数(N0)，并且，通过图像处理将含有Ti的碳化物各自的粒径以圆等效直径(equivalent circle diameter)求出，求出含有Ti的碳化物中粒径小于9nm的碳化物的个数(N1)。使用这些值(N0和N1)，对于含有Ti的碳化物，求出小于9nm的碳化物数相对于总碳化物数的比率(N1/N0×100(％))。
含有Ti的析出物
使用AA系电解液(乙酰丙酮(acetylacetone)-四甲基氯化铵(tetramethylammonium chlorite)的乙醇溶液(ethanol solution)，对热轧钢板进行恒流电解(constant-current electrolysis)来提取析出物，使用孔径为20nm的过滤器(filter)将提取液过滤。这样，分离出粒径小于20nm的析出物，将其通过ICP发光分光分析(inductively-coupled plasma optical emission spectrometry)进行分析，求出粒径小于20nm的析出物中含有的Ti量。用粒径小于20nm的析出物中含有的Ti量除以热轧钢板中含有的Ti量，求出粒径小于20nm的析出物中含有的Ti的比例(百分率)。
(ii)拉伸试验
对于每个热轧钢板，裁取3个以与轧制方向成直角的方向作为拉伸方向的JIS 5号拉伸试验片，进行依据JIS Z 2241(2011)的规定的拉伸试验(应变速率：10mm/分钟)，测定拉伸强度、总伸长率(total elongation)。对每个热轧钢板进行3次拉伸试验，将3次的平均值作为拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。
(iii)扩孔试验(量产去毛刺加工性评价)
从热轧钢板上裁取试验片(大小：150mm×150mm)，通过使用50mmφ冲头的冲裁加工(冲裁间隙：30％)在该试验片上形成初始直径d0的孔。接着，在形成的孔中从冲裁时的冲头侧插入顶角为60°的圆锥冲头，将该孔扩展，测定裂纹贯通钢板(试验片)的板厚时孔的直径d1，通过下式算出去毛刺率(％)。
去毛刺率(％)＝{(d1-d0)/d0}×100
将去毛刺率为40％以上的情况评价为量产去毛刺加工性良好。
将所得到的结果示于表3中。



本发明例的热轧钢板(No.1～3、5、6、9、12～16、22、23)均为兼具期望的拉伸强度(700MPa以上)和优良的量产去毛刺加工性的热轧钢板。另一方面，偏离本发明范围的比较例的热轧钢板(No.4、7、8、10、11、17～21)无法确保预定的高强度或者无法确保充分的去毛刺率。