具有微细铁素体组织的热轧钢板的制造方法及热轧钢板的利记博彩app

专利名称：：具有微细铁素体组织的热轧钢板的制造方法及热轧钢板的利记博彩app
技术领域：
：本发明涉及一种使碳钢的铁素体晶粒直径微细化的热轧钢板的制造方法及热轧钢板。
背景技术：
：公知有通过铁素体晶粒的微细化来提高强度和韧性的方法，具有微细铁素体组织的热轧钢板的制造技术是用于显现钢铁材料的材料功能的重要技术。另外，由于不采用特殊的元素就能谋求强化强度，因此，产品的回收再利用性也高，对地球环境的影响也较少。作为获得微细铁素体组织的热轧钢板的方法，以往大多研究了超大应变力口工(heavydeformation)法。例如，在专利文献1中7>开有这样的方法，即，在相变区域中，利用单遍或累计的大压下由^友钢获得具有粒径为3~51im的细粒铁素体组织的高强度热轧钢板。另外，在专利文献2中公开有这样的方法，即，在650~950。C的温度区域中，以40%以上的压下率压下，再在2秒以内连续地施加40%以上的压下率的压下，乂人而获得2~3jim左右的细粒铁素体组织。这些方法均有效利用轧制过程中的铁素体相变、铁素体再结晶进行的晶粒微细化机构。专利文献l:日本特开昭58-123823号/>才艮专利文献2:日本特开昭59-229413号7>才艮在上述公报等的方法中，2~3pm左右是细粒化的极限，在谋求晶粒直径的进一步微细化而使轧制温度为低温时，铁素体成为沿轧制方向伸展的层状的加工组织，存在材料的2次加工的变形能量降低的问题。因此，本发明提供一种用于获得热轧钢板的制造方法，该热轧钢板实现以往程度以上的晶粒微细化，具体地讲是平均小于2pm的铁素体晶粒直径、且具有不是层状而是等轴的铁素体粒、2次加工的变形能量较高。并且，在以往技术中，难以避免由大的压下轧制产生的板厚度方向上的应变付与量的不均匀性而导致产生铁素体粒径分布，由此，存在2次加工时的均匀变形能量降低的问题，但本热轧钢板实现了平均小于2(im的铁素体晶粒直径且具有等轴的铁素体粒，2次加工的变形能量较高且将板厚度方向上的铁素体粒径偏差均匀化为规定量以下，2次加工的均匀变形能量较高。
发明内容下面，说明本发明的热轧钢板及其制造方法。另外，为了易于理解本发明，用括号标记附图的参照附图标记，由此，本发明并不限定于图示的方式。如图l、图2的工序图概略所示，本发明利用包括轧制为总轧制(20)、l遍的第2轧制(30)、在其后立即进行的第3轧制(40)、以及在其后立即进行的冷却(50)的各工序，处理处于适合热轧加工的高温状态的、具有规定组成的钢々反坯料而获得热轧钢板。本发明人等由使用能进行各遍之间的时间较短的高压下轧制的多轧机热轧试验轧机(10)(参照图3，详细见后述)而进行实验的结果，发现了能够获得微细晶粒有效的下述条件。发现可通过它们的适当组合而获得采用以往方法所得到的热轧钢板以上的晶粒微细化，最终完成本发明。能够着眼于金属结晶组织而将其表现如下。(1)直到作为最后一遍的第3轧制(40)为止未进行铁素体相变，铁素体相变前的奥氏体在极力《鼓细化的基础之上，而且提高了位错密度。(2)在第1轧制(20)中，使奥氏体充分微细化并使其再々+日结曰曰。(3)在第2轧制(30)中，在避免动态再结晶、静态再结晶显著加快这样的超高压下轧制的同时、进行充分的压下率的轧制，累积应变，提高位错密度。(4)为了极力减少奥氏体的再结晶、恢复，并提高应变的累积效果，使第2轧制(30)与作为最后一遍的第3轧制(40)的各遍之间的时间比以往轧制方法的各遍之间的时间更短，并(5)在作为最后一遍的第3轧制(40)中，也进行充分的压下率的轧制，累积应变，提高位错密度。使此时的出口侧温度为规定的范围。(6)在第3轧制(40)之后，快速地冷却(50),促进铁素体相变，抑制铁素体粒生长。(7)至少第3轧制(40)在润滑状态下进行，这样可降低通过轧制所施加的应变的板厚度方向分布，也能够付与更均匀的应变。(8)至少第3轧制(40)在润滑状态下进行，这样可抑制由高压下、高速轧制产生的摩擦发热所导致的温度上升，提高应变的累积效果。(9)虽然由润滑轧制付与的相当应变量降低，但能够利用抑制温度上升的效果来维持、提高晶粒微细化效果。因此，技术方案l所述的发明目的在于提供一种解决上述问题的热轧钢^1的制造方法，其特征在于，包括A工序，包括第l轧制(20)，在该第l轧制(20)中，将以质量。/。计含有C:0.04~0.20%、Si:0.01~2.0%、Mn:0.5~3.0%、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢板坯料维持在Ae3相变点以上的温度区域，以连续的多遍且80%以上的总压下率将其轧制；B工序，包括第2轧制(30)，在该第2轧制(30)中，与A工序连续地进行轧机入口侧温度在Ae3相变点以上的温度区域内且压下率为30~55%的1遍轧制；C工序，包括第3轧制(40),在该第3轧制(40)中，在B工序之后进行轧机入口侧温度为规定的温度区域且压下率为3570%的1遍轧制；D工序，接着在该第3轧制之后的0.2sec内以600。C/sec以上的冷却速度冷却至(Ae3相变点-13CTC)以下的温度；若C工序中的规定温度区域为(Ae3相变点-60°C)以上且小于(Ae3相变点-30°C),则在0.6sec内进行第3轧制，规定温度区域为(Ae3相变点-30。C)以上且小于(Ae3相变点-5°C),则在0.5sec内进行第3轧制，若规定温度区域为(Ae3相变点-5。C)以上且小于(Ae3相变点+20°C)，则在0.3sec内进行第3轧制。在此，"Ae3相变点"是指钢自作为奥氏体区域的温度开始铁素体相变的热平衡温度。技术方案2所述的发明提供一种解决上述问题的热轧钢板的制造方法，其特征在于，包括A，工序，包括第l轧制(20，)，在该第l轧制(20，)中，对以质量。/o计含有C:0.04~0.20%、Si:0.01~2.0%、Mn:0.5~3.0%、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢板坯料进行轧制，轧制成在轧制结束时其组织为奥氏体单相且平均粒径为30(xm以下；B工序，包括第2轧制(30)，在该第2轧制(30)中，与A，工序连续地进行轧机入口侧温度为Ae3相变点以上的温度区域且压下率为30~55%的l遍轧制；C工序，包括第3轧制(40)，在该第3轧制(40)中，在B工序之后，进行轧机入口侧温度为(Ae3相变点-60°C)以上且小于(Ae3相变点+20°C)的温度区域、压下率为35~70%的1遍轧制；D工序，接着在第3轧制之后的0.2sec内以600。C/sec以上的冷却速度冷却至(Ae3相变点-130°C)以下的温度；若该第3轧制的入口侧温度为(Ae3相变点-60°C)以上且小于(Ae3相变点-30°C)，则在第2轧制后的0.6sec内进行第3轧制，若入口侧温度为(Ae3相变点-30°C)以上且小于(Ae3相变点-5°C)，则在第2轧制后的0.5sec内进行第3轧制，若入口侧温度为(Ae3相变点-5。C)以上且小于(Ae3相变点+20°C),则在第2轧制后的0.3sec内进行第3轧制。技术方案3所述的发明是根据技术方案2所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，第l轧制(20')是连续的多遍轧制，而且，若该第l轧制的入口侧温度为850。C以上且小于900。C,则总压下率为65%以上，若入口侧温度为900°C以上且小于950。C,则总压下率为70%以上，若入口侧温度为950。C以上且小于1000。C,则总压下率为75%以上，若入口侧温度为IOO(TC以上，则总压下率为80%以上。技术方案4所述的发明是根据技术方案1~3中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在第2轧制(30)与第3轧制(40)之间冷却钢板，使得第3轧制(40)的入口侧温度为(Ae3相变点-60°C)以上且小于(Ae3相变点+20°C)。技术方案5所述的发明是技术方案1~4中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，至少在第3轧制(40)中，向被轧制材料与轧辊之间供给轧制油来进行轧制。技术方案6所述的发明是根据技术方案5所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，供给轧制油来进行轧制的第3轧制(40)的被轧制材料与轧辊之间的库仑摩擦系数为0.25以下。在此，轧制中的"库仑摩擦系数"是通过依据埃贡-欧罗万的位错机制理论进行2维轧制分析，将摩擦系数作为变量而使前滑率、轧制负载与实际测量值一致地进行逆运算而求出的。前滑率能够通过预先对轧辊标注记号，来测定该记号复制于材料的复制间隔而获得。技术方案7所述的发明通过提供一种热轧钢板来解决上述课题，该热轧钢板以质量。/o计含有C:0.04~0.20%、Si:0.01~2.0%、Mn:0.5~3.0%,剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，其特征在于，距热轧钢板的表面板厚的1/4深度位置的铁素体晶粒直径D2小于2.0pm,并且，距热轧钢板的表面板厚的1/2深度位置的铁素体晶粒直径D3与距热轧钢^反的表面50(im的深度位置的铁素体晶粒直径D1的关系满足(D3-D1)/D2<0.4,距热轧钢板的表面50pm的深度位置的上述4失素体晶粒的轧制方向粒径Dr与板厚度方向粒径Dt满足式(1)。I(Dr-Dt)/((Dr+Dt)/2)|《0.25(1)在此，以D1、D2、D3所表示的各粒径表示平均粒径，该平均粒径是可通过ASTM切断法获得的值。并且，位于距钢板的表面50pm的深度的位置的Dl、Dr、Dt的粒径具有Dl-(Dt+Dr)/2的关系。采用本发明，能够使通用的碳钢的铁素体晶粒直径显著地微细化。作为其结果，不采用特殊的元素就能谋求强化强度，因此，成品的回收利用性也高，能够减轻对地球环境的影响。并且，由于能够在使铁素体晶粒微细化的同时做成非层状的等轴组织，能获得比利用以往技术制造的细粒薄钢板更高的2次加工的变形能量，因此，能够用于广泛的用途。另外，进一步通过至少在C工序中进行润滑轧制，所制造的钢板中，在以往的微细粒铁素体钢板中作为不利条件的2次加工时的均匀变形能量也得以改善。此外，在以往技术中，对用于制造超樣i细粒钢板的轧才几的负载过大、且难以实现大型制造设备，但采用本发明，能够大幅度减轻对轧制设备的负载，容易实现大型制造设备。图l是第一实施方式的本发明的制造方法的流程图。图2是第二实施方式的本发明的制造方法的流程图。图3是表示轧制装置的例子的图。图4是表示实施例结果的一个例子的钢板的组织放大图。附图标记i兌明1、第1轧机(F1);2、第2轧机(F2);3、第3轧机(F3);4、供试-睑用材泮+;10、3轧才几热轧才几；11、加热炉；12、冷却装置；13、轧机间冷水头；14、润滑头；20、第l轧制；20，、第l轧制；30、第2轧制；40、第3轧制；50、冷却。具体实施例方式由以下说明的用于实施发明的最佳方式清楚可知本发明的上述作用及优点。首先，对本发明的热轧钢板的制造方法说明如下。图l是第一实施方式的本发明的热轧钢板的制造方法Sl(以下，有时仅记作"制造方法sr，)的流程图，记载适当的说明。制造方法S1按顺序包括工序A、工序B、工序C及工序D这4个工序。参照图l说明各工序。钢板坯泮牛在说明制造方法S1之前，说明钢板坯料。钢板坯料中所含有的成分与普通碳钢中所含有的成分相同即可，具体地讲，为以质量o/o计含有C:0.04~0.20%、Si:0.01~2.0%、Mn:0.5~3.0%、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢板坯料。下面分别进行说明。C:0.04~0.20质量％C是主要确保钢的强度所需要的元素，但在大量含有时，会引起钢材的焊接性老化、韧性显著降低、沖压成形时的成形性恶化。因而，本发明的具有微细铁素体组织的热轧钢板的c含有量以0.20质量％为上限。另外，在C含有量小于0.04质量0/0时，难以确保晶粒;微细化效果，因此，C含有量的下限为0.04质量％。优选C含有量为0.07质量。/。~0.16质量％。Si:0.01~2.0质量％Si是制钢时进行脱氧所需要的元素，而且是具有提高钢板加工性的作用的合金元素，但在含有量超过2.0质量％时，作为本发明的具有微细铁素体组织的热轧钢板的韧性受损，因此，其含有量以2.0质量％为上限。另一方面，在含有量过小时，制钢时无法充分地进行脱氧，因此，Si量的下限值为0.01质量M。优选Si含有量为0.01质量。/Q~1.5质量％。Mn:0.5~3.0质量％Mn是廉价的元素，是具有提高钢的强度的效果的元素。另外，还能防止由S导致的热轧脆性，降低Ae3相变点。在Mn含有量小于0.5质量％时，无法充分地显现该效果，因此，Mn含有量的下限值为0.5质量％。另一方面，Mn的含有量超过3.0质量％时，该效果饱和，反而使热轧钢纟反的加工性恶化，并且使热轧钢板的表面性状恶化，因此不佳。因而，Mn的含有量为3.0质量％以下。优选Mn含有量为0.5质量。/。~2.0质量％。另外，钢板坯料保持铸造材料原样即可，但为了降低铸造时的内部缺陷、使奥氏体直径微小化，优选实施l次以上的热加工，获得粒径为600^im以下的奥氏体组织。具体地讲，在连续铸造-热轧制工艺中，完成单遍以上的粗轧制的状态即可。在与本发明相关的基础实-验中，在进入下述A工序之前，以规定温度(例如IOOO~1200°C)将具有晶粒直径约为30iim的铁素体组织的坯料保持规定时间(例如12小时)，将奥氏体粒径形成为30~600pm来进行试验。下面，说明制造工序S1的各工序。工序A工序A是包括在成为奥氏体单层的Ae3相变点以上的温度区域中且总压下率为80%以上的第1轧制的工序。在此，第l轧制优选为多遍轧制，但并不限定于此。通过该第l轧制，能够将加热后的奥氏体粒径为30~600(im的坯料轧制为粒径为30pm以下程度的被轧制材料。工序B工序B是包括第2轧制的工序，该第2轧制是与上述工序A连续地对由该工序A获得的被轧制材料在Ae3相变点以上的温度区域且压下率为30~55%的单遍轧制。在压下率小于该范围时，无法获得微细粒。其理由虽不明确，但推测是由于在压下率不充分时，由压下导致的应变累积不充分。另外，在压下率大于该范围时，轧制负荷过大，也会产生设备的巨大化、超过设备极限、产生烧伤等使轧制不稳定化等问题。使入口侧温度为Ae3相变点以上的温度区域的原因在于，在第2轧制前的温度小于Ae3相变点时，被轧制材料处于过冷奥氏体区域的时间变长，直到第3轧制铁素体才完成相变，最终的铁素体组织成为2次加工性较差的层状。另外，在第2轧制前的温度过高时，易于发生再结晶、恢复，难以获得微细粒铁素体，因此优选小于(Ae3相变点+30°C)。第2轧制前温度的调整可以利用空气冷却、改变待机时间来调整。另外，在需要大幅度降低温度的情况下，也可以进4亍水冷却。工序C工序C是包括在上述工序B之后的第3轧制的工序，该第3轧制是在由温度区域指定的时间内，压下率为35~70%的单遍轧制。具体如下。条件l:若第3轧制前温度为(Ae3相变点-60°C)以上且小于(Ae3相变点-30°C)，则在第2轧制后的0.6sec内进行作为压下率为35~70%的单遍轧制的第3轧制。条件2:若第3轧制前温度为(Ae3相变点-30°C)以上且小于(Ae3相变点-5°C)，则在第2轧制后的0.5sec内进行作为压下率为35~70%的单遍轧制的第3轧制。条件3:若第3轧制前温度在(Ae3相变点-5°C)以上且小于(Ae3相变点+20°C)，则在第2轧制后的0.3sec内进行作为压下率为35~70%的单遍轧制的第3轧制。为了提高应变的累积效果，第2轧制与第3轧制之间的间隔、即各遍之间的时间极短为好，但为了缩短各遍之间的时间，在轧机组的设置空间、轧制速度方面存在制约。在各遍之间的时间为上述值以上时，晶粒微细化效果明显降低。推测其理由在于，由于B工序中的第2轧制与C工序中的第3轧制之间的各遍之间的时间越长，而且第3轧制前温度越高，越会导致发生静态再结晶，因此，应变的累积不充分。推测第3轧制前温度越低，第2轧制~第3轧制之间的时间也可以越长的原因在于，温度越低，越能抑制再结晶。另外，在使第3轧制前温度过低时，在第3轧制前发生铁素体相变而最终的铁素体组织易于成为层状组织，因此，在本发明中为(Ae3相变点-60°C)以上。一般认为，准确地说本下限温度是与在C工序及其后的D工序中进行的冷却所需要的时间相关。为了有效地推断晶粒微细化存在效果的"积累未再结晶区域中的应变"，需要形成上述条件l、条件2或条件3的范围。另外，作为将上述工序C的第3轧制前的温度控制为(Ae3相变点-60°C)以上且小于(Ae3相变点+20°C)的方法，一般考虑预测第2轧制中的发热、升温，调整第2轧制前的温度，使得轧制后的温度在上述温度区域内，但为了避免在轧制前产生相变则要限制第2轧制前温度形成Ae3相变点以上。另一方面，作为抑制第2轧制中的升温的方法，存在降低第2轧制的速度而增加轧辊排热量的方法等，但鉴于需要缩短第3轧制之前的各遍之间的时间，轧制速度的降低存在极限，有时也无法调整轧制后温度。因此，寻求在从第2轧制以后到第3轧制为止的期间里冷却钢板的方法。从提高设备配置的自由度的方面考虑，期望使用能够以较短距离获得较大的温度下降量的急速冷却装置，例如若需要下降10。C的温度，为了在0.6sec以内的各遍之间的时间内进行冷却，需要17。C/sec以上的冷却速度。从极力减少各遍之间的再结晶、恢复，并且提高应变的累积效果这样的观点来说，通过各遍之间的冷却进行的温度调整在第2轧制后的极短时间内完成为好，最好使用具有更大的冷却速度的冷却部件而在第2轧制之后立即完成冷却。在第3轧制的压下率小于35%时，应变的累积不足，在之后的冷却过程中促进铁素体相变的效果不充分。另一方面，在第3轧制的压下率大于70%时，产生对加工过程中发生再结晶、相变、之后的冷却产生影响那样程度的加工发热，因此，晶粒的微细化效果减弱。另外，轧制负荷过大，也会产生设备的巨大化、超过设备极限、使轧制不稳定化等问题。并且，在第3轧制中，也可以向被轧制材料与轧辊之间供给轧制油，在库仑摩擦系数为0.25以下的条件下进行轧制。在无润滑条件下进行了上述第1~第3轧制的情况下，特别是在高压下轧制过程中，在板表层侧产生很大的剪切应变。大多会由于该应变量的差而产生板厚度方向上的组织差。另外，特别是在高压下高速轧制过程中，由摩擦产生的发热很大，会对结晶微细化产生影响。有时由于该温度上升而阻碍铁素体结晶;微细化。相对于此，至少在第3轧制中通过润滑来降低摩擦系数而进行轧制时，板厚度方向上的应变量均等化，板厚度方向上的组织随之均等化，并且，摩擦发热降低而能够抑制过大的发热。由此，有利于晶粒微细化。另外，由于能够通过润滑轧制来降低轧制负荷，因此，能够提高在设备方面、发热方面受制约的压下率上限。例如在50%压下的情况下，相对于摩擦系数^1=0.4的无润滑轧制，只要进行摩擦系数^1=0.15的润滑轧制，就能够将轧制负荷减轻40%以上，从而能够将由摩擦引起的轧制材料的温度上升程度降低50。C以上。因此，第3轧制入口侧及出口侧的温度控制变容易，能够减轻冷却设备的规格、负荷。为了充分地获得以上的效果，优选使摩擦系数为0.25以下。另外，作为其附带的效果，从不改造现状的热轧制设备就能够使用的范围扩大等实用化的方面考虑，效果也很明显。由于铁板加工的影响较大，因此，最终的成品铁素体组织必须在第3轧制中润滑，但也可以在此外的第l轧制、第2轧制中也进行润滑轧制。另外，在摩擦系数小于0.1时，轧制时材料前端部的咬入性有可能显著恶化，因此，摩擦系数最好为O.l以上。D工序D工序是在C工序之后，在0.2sec内以600。C/sec以上的冷却速度冷却至(Ae3相变点-13CTC)以下的温度的工序。由此，可获得平均粒径为2.0pm以下的细粒铁素体组织占50%以上的热轧钢板。通过以上述条件进行冷却，能抑制奥氏体的再结晶、恢复，促进铁素体相变。优选冷却至(Ae3相变点-130°C)以下且(Ae3相变点-200°C)以上的温度区域。另外，优选在上述D工序中，使在C工序的第3工序结束后直到开始冷却为止的时间在0.1sec以内。并且，最好使冷却速度为900。C/sec以上。由此，能够获得平均粒径为1.5nm以下的细粒铁素体组织占50%以上的热轧钢板。通过以上这样的制造工序Sl,能够使通用的碳钢的铁素体晶粒直径显著微细化。详细地讲，即使不进行润滑轧制，也能够制造满足不含有析出强化元素、晶粒直径不会沿轧制方向过度伸展以及铁素体晶粒直径小于2pm的轧制钢板。由此，能够改善2次加工时的变形能量。而且，通过至少在C工序中进行润滑轧制，也能够进一步制造板厚度方向上的铁素体粒径差较小的热轧钢板。由此，能够改善2次加工时的均匀变形能量。图2是第二实施方式的本发明的热轧钢板的制造方法S2(以下，有时仅记作"制造方法S2")的流程图，记载适当的说明。制造方法S2按顺序包括工序A，、工序B、工序C及工序D这4个工序。即，制造工序S2将制造工序S1中的工序A作为工序A，，作为工序A，以后工序的工序B、工序C、工序D通用。因而，在此但J兌明工序A，，省略其他的工序。工序A，是包括轧制坯料而使得轧制结束时的组织为奥氏体单相且平均粒径为30nm以下的第l轧制20，的工序。其原因在于，一般认为，奥氏体粒径越小，每单位体积的晶界面积越大，则在随后的工序的第2、第3轧制中越能高效地累积应变，并且在之后的铁素体相变时，相变的成核位置增加而有助于铁素体粒的微细化。而且，若在该时刻混杂有铁素体组织，则利用后工序的轧制而伸展，最终以层状的加工组织的状态残留，因此在钢^反的才几械特性上不佳。为了使奥氏体粒径为30nm以下，具体地讲，进行由连续的多遍构成的轧制，若入口侧温度为850。C以上且小于90(TC,则只要进行总压下率为65%以上的轧制即可，若入口侧温度为900°C以上且小于950°C,则只要进行总压下率为70%以上的轧制即可，若入口侧温度为950°C以上且小于1000°C则只要进行总压下率为75%以上的轧制即可，若入口侧温度为1000°C以上则只要进行总压下率为80%以上的轧制即可。在与本发明相关的基础实验中，使遍数为24遍、总压下率为60~80%、轧制前温度为830。C~1050°C,在轧制结束后将轧制材料组织冻结，测量奥氏体粒径，结果可获知只要处于在上述温度及总压下率的条件下，奥氏体平均粒径就为30pm以下。对于使奥氏体平均粒径为30pm以下的条件并不会特别地限定，但在遍数为l的轧制中，需要l遍超大压下的轧制，轧制负荷过大，因此不佳。在限定压下率而过度增加遍数时，每l遍的压下率降低，难以获得由奥氏体粒的再结晶而产生的微细化效果，因此不佳。作为每l遍的压下率，优选为27%以上。另外，在本发明中，也可以对第l轧制前的坯料实施轧制，因此，并不限定自铸造状态轧制的总遍数。另外，在上述第l轧制后，即使在短时间内进行B工序的第2轧制也没有关系，但相反在直到第2轧制为止的时间很长时，奥氏体粒生长，因此不佳。在基础实验中，在连续地进行全部工序的情况下，在第l轧制的最后一遍结束后l~10sec左右内进行了第2轧制，只要是该范围，就不会在最终获得的铁素体组织中出现很大的差异。通过以上这样的制造工序S2，也能够起到与制造工序S1同样的效果，即能够使通用的碳钢的铁素体晶粒直径显著微细化。详细地讲，即使不进行润滑轧制，也能够制造满足不含有析出强化元素、晶粒直径不会沿轧制方向过度伸展以及铁素体晶粒直径小于2pm的轧制钢板。由此，能够改善2次加工时的变形能量。而且，通过至少在C工序中进行润滑轧制，也能够进一步制造板厚度方向上的铁素体粒径差较小的热轧钢板。由此，能够改善2次加工时的均匀变形能量。以上制造方法S1、S2所采用的制造设备优选包括热处理设备、由2个以上轧机构成的串联轧制设备以及配置在该轧制设备的出口侧的冷却装置。轧制设备的各轧机需要实现规定值以上的压下率，而且将第2轧制与第3轧制之间的各遍之间的时间最长控制在0.6sec内，因此，要求规定的轧制速度，轧机之间的距离需要设定在规定值以内。另外，冷却装置需要配置在串联轧制设备的出口侧附近而能够立即冷却第三轧制后的被轧制材料。另外，在第2轧制与第3轧制之间进行水冷却的情况下，需要将水冷却头配置在轧机机壳内或者机壳之间。下面，对能够在制造工序S1、S2中进行润滑轧制时制造的、本发明的钢板进行-说明。该热轧钢板如下。铁素体相本发明的钢板将主相作为铁素体相。因而，铁素体相的截面积为以任意截面切断钢板后的截面积的50%以上即可。优选为70%以上。在此，所谓"主相"是指在该钢板的任意截面中，占该截面面积的50%以上面积的相。铁素体晶粒直径本发明的钢板的铁素体结晶在钢板的板厚度方向上具有规定的粒径分布。具体如下。将沿板厚度方向距钢板表面50pm的位置的铁素体晶粒直径设为D1、沿板厚度方向距钢板表面为该板厚度的1/4深度处的铁素体晶粒直径设为D2、以及沿板厚度方向距钢板表面为该板厚度的1/2深度处的铁素体晶粒直径设为D3时，满足下式(2)。(D3-D1)/D2<0.4(2)在此，Dl、D2、D3表示各自位置的平均粒径，该平均粒径可通过ASTM切断法获得。意味着能够利用式(2)定量地评价板厚度方向上的分布比，通过满足式(2)，能在钢板的板厚度方向上获得规定的均勻的粒径分布。铁素体晶粒的纵横关系并且，本发明的钢板将沿板厚度方向距钢一反表面50(im的位置的铁素体粒中的、轧制方向粒径设为Dr、板厚度方向上的粒径设为Dt时，满足下式(1)。I(Dr-Dt)/((Dr+Dt)/2)|<0.25(1)在此，Dr、Dt是通过在与轧制材料的宽度方向垂直的截面中用显微镜观察铁素体组织并用切断法计算粒径时，将轧制方向上的测定与板厚度方向上的测定分开进行而获得的。并且，意味着能够利用式(1)定量地评价粒子的纵横比，通过满足式(1)而形成非层状组织。采用以上的本发明的钢板，能够改善在以往的微细粒铁素体钢板中作为不利条件的2次加工时的变形能量、均匀变形能量。另外，能够通过不含有析出强化元素而以通用成分的钢板通过晶粒微细化来形成高强度，因此，成品的回收利用性也很优良，能够减轻对地球环境的影响。实施例下面，通过实施例更详细地说明本发明。^f旦是，本发明并不限于该实施例。实施例1在实施例l中，在C工序中不进行润滑(摩擦系数为0.4)的情况下，利用各条件进行轧制。下面，说明具体的条件及结果。将调整为以表l中所示的AD表示的成分的坯料中的A所示的坯料切断为宽度100mm、长度70~200mm的切片，作为供试验用材料。将该供试验用材料在炉内温度为IOO(TC的加热炉中保持l小时之后，实施热轧制、冷却。另外，如表中所述，A所示的供试验用材料的Ae3相变点为83(TC。所谓Ae3相变点是指钢自作为奥氏体区域的温度开始铁素体相变的热平衡温度。表l供试验用材料成分(质量％)#1jftCSiMnPSAlNAe3相变点A0.150.010.740.020.0020.020.002謂。CB0.100.230.800.030.0050.040.004謂。CC0.200.010.970.030.0040.030.003770°CD0.150.011.520.030.0030.030.003750。C制作图3所示的、连续配置于加热炉11的3轧才几热轧才几IO并使用该3轧机热轧才几进行热轧制。第l轧机(Fl)l与第2轧机(F2)2之间的距离为2.1m，第2轧机(F2)2与第3轧机(F3)3之间的距离为1.0m,能够进行各遍之间的时间为0.6秒以下的轧制。另外，在第2轧机(F2)2与第3轧机(F3)3之间配设有轧机间水冷却头13。各轧制轧机的压下率耳又为40%以上。自加热炉ll通过各轧机l~3的供试验用材料4被导入冷却装置12中。润滑头14设置在各轧机的入口侧。在进行润滑时，能够朝向工作辊喷射润滑材料。轧机规格及轧制条件表示于表2。表2轧机规格/轧制条件轧机数3轧机间距离第1~第2轧机2.1m第2第3礼机l.Om工作辊直径c))200~220mm第l轧制遍数4,5遍间时间IO秒左右第2/第3轧制由第2、第3轧机实施如表2所示，供试验用材料4在第1轧机(Fl)l中进行了45遍的轧制。之后，利用第2轧机(F2)2与第3轧机(F3)3分别实施了第2轧制、第3轧制。表3表示了在本实施例中进行的试验中的各工序的条件等。在此，准备与供随后的工序的试验片不同的试验片，将以相同条件进行了第l轧制后的该试验片骤冷却至室温，通过观察组织来测量了记载于表中的平均Y(奥氏体)粒径。表3表3<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>另外，图3同时表示轧制后的平均粒径。在此，该平均粒径的测定可通过ASTM切断法来获得。参照表3来研究各试验。由于本实施例所提供的A所示的钢材的Ae3相变点如上所述那样为830。C,因此，Ae3相变点_60°C=770°CAe3相变点-30°C=800°CAe3相变点-5°C=825°CAe3相变点+20°C=850°C试验编号1的C工序中的轧制前温度为75CTC,由于在本发明不需要满足至少为770。C以上的必要条件，因此，组织为层状。一般认为其原因在于，Ae3相变点以下的过冷度变大，在第3相变前已经产生铁素体相变。试验编号2满足本发明的制造方法，能够获得1.6(im的微细粒径。虽要求C工序中的第3轧制的入口侧温度为77(TC,轧制前各遍之间的时间为0.6sec内，但在此试验编号3为0.8sec。由此，导致晶粒直径变大。其原因在于因发生静态再结晶而应变累积不充分。试验编号4满足本发明的制造方法，能够获得1.8(xm的微细粒径。虽要求C工序中的第3轧制的入口侧温度为800°C,虽轧制前各遍之间的时间为0.5sec内，^旦在此试^r编号5为0.7sec。由此，导致晶粒直径变大。其原因在于因发生静态再结晶而应变累积不充分。试验编号6满足本发明的制造方法，能够获得1.9pm的微细粒径。试验编号7与试验编号5相同。试验编号8满足本发明的制造方法，能够获得1.9pm的微细粒径。虽要求C工序中的第3轧制的入口侧温度为830。C，虽轧制前各遍之间的时间为0.3sec内，但在此试验编号9为0.6sec。由此，导致晶粒直径变大。其原因在于因发生静态再结晶而应变累积不充分。试验编号10的B工序中的第2轧制的压下率为20%,不满足本发明的30~55%。推断为应变的累积、转变的高密度化不充分。由此，粒径未樣i细化。试验编号ll成为层状组织。一般推测为，B工序的第2轧制前温度为780。C、小于Ae3相变点，因此，在第3轧制前发生铁素体相变。试验编号12及试验编号13在D工序中轧制-冷却间的时间为0.5sec,比本发明的规定长，冷却速度也较缓慢。由此，无法使晶粒微细化。试验编号14的C工序的第2轧制中的压下率为30%,不满足本发明所规定的35~60%。由此，推断为应变的累积、转变的高密度化不充分，晶粒未微细化。试验编号15的D工序中的冷却速度为25(TC/sec，其速度不充分，因此，一般推测为未充分抑制再结晶、恢复，未适当地促进铁素体相变。试验编号16的D工序中的冷却停止温度710。C，不是本发明所规定的"Ae3相变点-130。C以下"、即700。C以下。因此，通过冷却促进铁素体相变不充分，并且，铁素体相变后的粒生长较大。试验编号17在第1轧制中总压下率小于80%,并且，第l轧制后的奥氏体粒径为30pm以上，因此不满足本发明的规定。由此，一般推测为第2轧制、第3轧制中的应变累积不充分，铁素体相变的成核位置不充分。试验编号18的总压下率为80%,但第l轧制后的的奥氏体粒径为30pm以下，并且，在其他工序中也满足本发明的规定，能够获得微细的晶粒。试验编号19与试验编号17相同。试验编号20与试-睑编号18相同。试一验编号21与试验编号17相同。试验编号22的总压下率为80%，其他工序也满足本发明的必要条件，因此，能够获得微细粒径的钢板。试—验编号23与试验编号17相同。试验编号24、试验编号25与试验编号22相同。如上所述，通过满足本发明的各工序的规定，即使不进行润滑轧制，能够获得含有具有小于2.0(xm的粒径的、被微细化的晶粒的钢板。实施例2在实施例2中，在C工序中供给润滑油而使摩擦系数为0.25以下的情况下进行试验。轧制设备与实施例相同。将调整为表l所示的以AD表示的成分的各坯料切断为宽度100mm、长度70~200mm的切片来制作供试验用材料。将该供试验用材料在炉内温度为IOOO"C的加热炉中保持l小时之后，实施热轧制、冷却。另外，如表中所述，本供试验用材料的Ae3相变点针对A、B、C、D分别为830。C、800°C、770°C、750°C。表4表示了在本实施例中进行的试验中的各工序的条件等。在此，准备与提供给随后的工序的试验片不同的试验片，将以相同条件进行了第l轧制后的该试验片骤冷却至室温，通过观察组织来测量记载于表中的平均Y(奥氏体)粒径。<table>tableseeoriginaldocumentpage27</column></row><table>此外，针对试验编号26试验编号54也表示了其制造条件。在表4表示的各试验中，以备注栏所示的"制造方法S1"所示的试验编号的试验利用在上述制造方法S1的C工序中进行库仑摩擦系数为0.25以下的润滑轧制的制造方法来制造钢板。同样，以"制造方法S2"表示的试验编号的试验利用在上述制造方法S2的C工序中进行库仑摩擦系数为0.25以下的润滑轧制的制造方法来制造钢才反。并且，对于与任一制造方法相对应的试-验编号的试验均表示为"制造方法S1、S2"。备注栏为空栏的均是不满足必要条件的制造方法。表5表5<table>tableseeoriginaldocumentpage29</column></row><table>表示了粒径分布比及粒子形状。同时也记载了机械性质。由表5可知，由在C工序中适当地进行润滑轧制的制造方法S1或制造方法S2制造的钢板在板厚度方向上的粒径分布的均匀性良好，并且，粒子形状的纵横比很小。即，成为具有非层状的组织的钢板。由此，能够获得伸长性良好且2次加工性优良的热轧钢板。针对机械性质，实际上仅对试验编号l、11、25~29及52~54的例子进行了测定。对于试验编号l、11、25~29,是由钢种A构成的，但在任一情况下，利用制造方法S1、或制造方法S2制造的钢板显示较高的伸长率。另一方面，对于试验编号52~54,由于含有成分不同，因此，无法直4妄比專交上述试-验编号。但能够获得可由组织所得到的效果。对于试验编号53，伸长率的值比其他更小，但这原因在于钢种C含有很多的C(碳)。由以上可知，显著地显现由组织方面所考虑的机械性质。通过如上所述那样至少在C工序中使润滑轧制、特别是摩擦系数为0.25以下，能够形成粒径分布、粒子形状更加良好、也有利于2次加工的钢板。图4表示存在润滑的情况和无润滑的情况的钢板的组织放大图。存在润滑的情况采用试验编号29,不存在润滑的情况采用试验编号25。由此也可知，能够利用制造方法S1或制造方法S2获得具有非层状的组织的钢板。以上，与目前^皮认为最有实践性且优选的实施方式相关地说明了本发明，但本发明并不限于本申请说明书中所公开的实施方式，能够在不违反可由权利要求书及整个说明书读取的发明主旨或构思的范围内进行适当的变更，必须理解为伴随着这些变更的熔融锌类电镀钢板的制造方法以及钢4反也包含在本发明的技术范围内。权利要求1.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，包括A工序，包括第1轧制，在该第1轧制中，将以质量％计含有C0.04～0.20％、Si0.01～2.0％、Mn0.5～3.0％、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢板坯料维持在Ae3相变点以上的温度区域，以连续的多遍、利用80％以上的总压下率将其轧制；B工序，包括第2轧制，在该第2轧制中，与上述A工序连续地进行轧机入口侧温度为Ae3相变点以上的温度区域且压下率为30～55％的1遍轧制；C工序，包括第3轧制，在该第3轧制中，在上述B工序之后进行轧机入口侧温度为规定的温度区域且压下率为35～70％的1遍轧制；D工序，接着在该第3轧制之后，在0.2sec内以600℃/sec以上的冷却速度冷却至(Ae3相变点-130℃)以下的温度；若上述C工序中的规定温度区域为(Ae3相变点-60℃)以上且小于(Ae3相变点-30℃)，则在0.6sec内进行上述第3轧制，若规定温度区域为(Ae3相变点-30℃)以上且小于(Ae3相变点-5℃)，则在0.5sec内进行上述第3轧制，若规定温度区域为(Ae3相变点-5℃)以上且小于(Ae3相变点+20℃)，则在0.3sec内进行上述第3轧制。2.—种热轧钢寺反的制造方法，其特征在于，包括A，工序，包括第l轧制，在该第l轧制中，将以质量％计含有C:0.04~0.20%、Si:0.01~2.0%、Mn:0.5~3.0%、结束时的组织为奥氏体单相且平均粒径为301im以下；B工序，包括第2轧制，在该第2轧制中，与上述A，工序连续地进行轧才几入口侧温度为Ae3相变点以上的温度区域且压下率为30~55%的1遍轧制；C工序，包括第3轧制，在该第3轧制中，在上述B工序之后，进行轧机入口侧温度为(Ae3相变点-60°C)以上且小于(Ae3相变点+20°C)的温度区域且压下率为35~70%的1遍轧制；D工序，接着在第3轧制之后，在0.2sec内以600。C/sec以上的冷却速度冷却至(Ae3相变点-130°C)以下的温度；若该第3轧制的入口侧温度为(Ae3相变点-60°C)以上且小于(Ae3相变点-30°C),则在上述第2轧制后的0.6sec内进行上述第3轧制，若入口侧温度为(Ae3相变点-30°C)以上且小于(Ae3相变点-5°C),则在上述第2轧制后的0.5sec内进行上述第3轧制，若入口侧温度为(Ae3相变点-5。C)以上且小于(Ae3相变点+20°C),则在上述第2轧制后的0.3sec内进行上述第3轧制。3.根据权利要求2所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，上述第l轧制是连续的多遍轧制，而且，若该第l轧制的入口侧温度为850。C以上且小于900。C，则总压下率为65%以上，若入口侧温度为900。C以上且小于950。C，则总压下率为70%以上，若入口侧温度为950。C以上且小于1000。C,则总压下率为75%以上，若入口侧温度为1000。C以上，则总压下率为80%以上。4.根据权利要求l~3中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在上述第2轧制与上述第3轧制之间冷却钢板，使得上述第3轧制的入口侧温度为(Ae3相变点-60°C)以上且小于(Ae3相变点+20°C)。5.根据权利要求l~4中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，至少在上述第3轧制中，向被轧制材料与轧辊之间供给轧制油来进行轧制。6.根据权利要求5所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，供给上述轧制油而进行轧制的上述第3轧制的上述被轧制材料与上述轧辊的库仑摩擦系数为0.25以下。7.—种热轧钢4反，该热轧钢^反以质量。/Q计含有C:0.04~0.20%、Si:0.01~2.0%、Mn:0.5~3.0%，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，其特征在于，上述热轧钢板的距表面为板厚的1/4深度位置处的铁素体晶粒直径D2小于2.0(im;并且，上述热轧钢板的距表面为板厚的1/2深度位置处的铁素体晶粒直径D3与上述热轧钢板的距表面50nm的深度位置处的铁素体晶粒直径D1的关系满足(D3-D1)/D2<0.4;上述热轧钢板的距表面50nm的深度位置处的上述铁素体晶粒的轧制方向粒径Dr与板厚度方向粒径Dt满足式(1)，I(Dr-Dt)/((Dr+Dt)/2)|《0.25(1)。全文摘要本发明提供一种具有微细铁素体组织的热轧钢板的制造方法及热轧钢板。包括A工序，包括第1轧制，该第1轧制中，将C0.04～0.20％、Si0.01～2.0％、Mn0.5～3.0％、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成的钢板维持在Ae3相变点以上的温度区域，以连续的多遍且80％以上的总压下率将其轧制；B工序，包括第2轧制，在该第2轧制中，进行入口侧温度为Ae3相变点以上且压下率为30～55％的1遍轧制；C工序，包括第3轧制，在该第3轧制中，进行入口侧温度为规定的温度区域且压下率为35～70％的1遍轧制；D工序，在第3轧制后的0.2sec内以600℃/sec以上的冷却速度冷却至(Ae3相变点-130℃)以下的温度；若C工序中的规定温度区域为(Ae3相变点-60℃)以上且小于(Ae3相变点-30℃)，则在0.6sec内进行第3轧制，若C工序中的规定温度区域为(Ae3相变点-30℃)以上且小于(Ae3相变点-5℃)，则在0.5sec内进行第3轧制，若C工序中的规定温度区域为(Ae3相变点-5℃)以上且小于(Ae3相变点+20℃)，则在0.3sec内进行第3轧制。文档编号B21B1/38GK101616754SQ20078005060公开日2009年12月30日申请日期2007年2月2日优先权日2007年2月2日发明者佐佐木保,江藤学,河野佳织,福岛杰浩,胁田昌幸申请人:住友金属工业株式会社