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CN113302315B - 热轧钢板和焊接接头、以及它们的制造方法 - Google Patents

热轧钢板和焊接接头、以及它们的制造方法 Download PDF

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CN113302315B CN201980088594.7A CN201980088594A CN113302315B CN 113302315 B CN113302315 B CN 113302315B CN 201980088594 A CN201980088594 A CN 201980088594A CN 113302315 B CN113302315 B CN 113302315B
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山下悠衣
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Abstract

一种热轧钢板，其化学组成以质量％计为C：0.02～0.20％、Si：0.01～1.50％、Mn：0.10～3.00％、P：0.10％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、Ti：0.02～0.20％、N：0.001～0.010％、Cu：0～0.50％、Ni：0～0.50％、Cr：0～1.00％、Mo：0～0.40％、Nb：0～0.060％、V：0～1.00％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.0050％、O：0.0100％以下、余量：Fe和杂质，金相组织以面积％计为铁素体：60～80％、铁素体和贝氏体的总和：90％以上，铁素体和贝氏体的晶粒直径的平均值为7.0μm以下，所述晶粒直径的标准偏差为2.0μm以下，Ti碳氮化物的直径的标准偏差为10nm以下。

Description

热轧钢板和焊接接头、以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及热轧钢板和焊接接头、以及它们的制造方法。
背景技术
汽车的车身结构所使用的钢板，从安全性的提高及轻量化的角度出发，要求高强度化和高压制加工性。针对这种要求，提出了比以往良好的扩孔性优异的高强度的钢板。
以往，作为这种加工用高强度热轧钢板，众所周知的有：具有由铁素体和马氏体组织、铁素体和贝氏体组织构成的混合组织的热轧钢板；或者具有以贝氏体或铁素体为主体的大致单相组织的热轧钢板。
例如，专利文献1公开了兼具高的扩孔性和烘烤硬化性的拉伸强度780MPa以上的热轧钢板及其制造方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2017-25397号公报
发明内容
发明要解决的问题
但是，对于汽车的行走部件所使用的钢板，由于对从台阶受到的冲击的耐久性和碰撞特性等原因，除了强度和压制成形时的加工性之外，还要求部件的韧性。但是，在专利文献1中，没有对韧性进行充分的研究，留有改善的余地。
本发明是为了解决上述问题而完成的，其目的在于提供一种除了高强度和扩孔性之外还具有优异的韧性的热轧钢板、具备该热轧钢板的焊接接头、以及它们的制造方法。
用于解决问题的方案
本发明是为了解决上述技术问题而完成的，其主旨是下述的热轧钢板和焊接接头、以及它们的制造方法。
(1)一种热轧钢板，其化学组成以质量％计为
C：0.02～0.20％、
Si：0.01～1.50％、
Mn：0.10～3.00％、
P：0.10％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.005～0.100％、
Ti：0.02～0.20％、
N：0.001～0.010％、
Cu：0～0.50％、
Ni：0～0.50％、
Cr：0～1.00％、
Mo：0～0.40％、
Nb：0～0.060％、
V：0～1.00％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.0050％、
O：0.0100％以下、
余量：Fe和杂质，
金相组织以面积％计为
铁素体：60～80％、
铁素体和贝氏体的总和：90％以上，
铁素体和贝氏体的晶粒直径的平均值为7.0μm以下，所述晶粒直径的标准偏差为2.0μm以下，
Ti碳氮化物的直径的标准偏差为10nm以下。
(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其中，
所述化学组成中，以质量％计
Cu：0.01～0.50％、
Ni：0.01～0.50％、
Cr：0.01～1.00％、
Mo：0.005～0.40％、
Nb：0.001～0.060％、
V：0.01～1.00％、
B：0.0005～0.0100％、以及
Ca：0.0005～0.0050％
中的至少任一者。
(3)一种热轧钢板的制造方法，其依次进行如下工序：
(a)铸造铸坯的工序，所述铸坯具有上述(1)或(2)所述的化学组成；
(b)铸造后，在所述铸坯的温度不下降到低于800℃的情况下进行下述的粗轧工序，或者在所述铸坯的温度不下降到低于800℃的情况下进行将所述铸坯插入板坯加热炉而将所述铸坯加热至1100～1250℃的板坯工序；
(c)粗轧工序，对所述铸坯进行开始温度为950～1200℃、结束温度为800～1050℃、总压下率为20％以上的热轧，制成薄板坯；
(d)薄板坯加热工序，将所述薄板坯以100℃/分钟以上的平均加热速度加热60秒以上至1100～1250℃的温度区域；
(e)精轧工序，在所述薄板坯加热工序结束后20秒以内，对所述薄板坯进行开始温度为900～1250℃、结束温度为Ar3点以上且小于950℃、总压下率为50％以上的热轧，制成钢板；
(f)冷却工序，将所述钢板以60℃/秒以上的平均冷却速度1次冷却至600～750℃的温度区域，在此后的0～10秒之间以0～10℃/秒的平均冷却速度进行缓慢冷却，然后进一步以60℃/秒以上的平均冷却速度2次冷却至如下温度：其小于等于比所述缓慢冷却的结束温度低15℃以上的温度，且在350～700℃的温度区域；以及
(g)卷取工序，对所述钢板进行卷取。
(4)一种焊接接头，其为具备第1母材部、第2母材部以及焊接金属部的焊接接头，
所述焊接金属部以至少沿着所述第1母材部的端部在第1方向上延伸的方式形成，
所述第1母材部为上述(1)或(2)所述的热轧钢板，
所述焊接金属部的化学组成以质量％计为
C：0.02～0.15％、
Si：0.01～1.50％、
Mn：0.10～1.50％、
P：0.10％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.005～0.300％、
Ti：0.02～0.20％、
N：0.010％以下、
Cu：0～0.50％、
Ni：0～0.50％、
Cr：0～1.00％、
Mo：0～0.60％、
Nb：0～0.060％、
V：0～1.00％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.0050％、
O：0.0010～0.0500％、
余量：Fe和杂质，
在从所述第1母材部的厚度方向观察的情况下，将与所述第1方向正交的方向设为第2方向，
将所述第1母材部的厚度设为t时，
在与所述第1母材部的厚度方向上的一侧的表面平行、且厚度方向上距所述表面的距离为1/8t的位置处的截面中，
从所述第1母材部与所述焊接金属部的边界起朝向所述第2方向上的所述第1母材部侧以50μm间距依次测定的贝氏体的面积率(％)m0、m1、m2、m3、m4以及m5满足下述式(i)。
0<mn-1-mn≤20 (i)
其中，上述式中的n为1～5的自然数。
(5)根据上述(4)所述的焊接接头，其中，
所述第1母材部的厚度为0.8～6.0mm。
(6)根据上述(4)或(5)所述的焊接接头，其中，
所述第2母材部为权利要求1或权利要求2所述的热轧钢板。
(7)根据上述(4)～(6)中任一项所述的焊接接头，其中，
所述第2母材部的厚度为0.8～6.0mm。
(8)根据上述(4)～(7)中任一项所述的焊接接头，其中，
所述焊接接头是在所述第1母材部和所述第2母材部对接的状态下进行坡口焊而成的对接接头。
(9)根据上述(4)～(7)中任一项所述的焊接接头，其中，
所述焊接接头是在所述第1母材部与所述第2母材部的厚度方向上的所述一侧重合的状态下进行角焊而成的搭接接头。
(10)一种焊接接头的制造方法，其为制造上述(4)～(9)中任一项所述的焊接接头的方法，其中，
使用实芯焊丝或药芯焊丝对所述第1母材部或所述第2母材部进行气体保护电弧焊。
发明的效果
根据本发明，能够得到在高强度及扩孔性的基础上具有优异的韧性的热轧钢板及具备该热轧钢板的焊接接头。
附图说明
图1是示出薄板坯加热工序中的加热时间与Ti碳氮化物的直径的标准偏差的关系的曲线图。
图2是用于说明本发明的一实施方式的焊接接头的结构的图。
图3是用于说明本发明的其他实施方式的焊接接头的结构的图。
图4是用于说明本发明的其他实施方式的焊接接头的结构的图。
图5是示意性地示出与本发明的其他实施方式的焊接接头的表面平行的截面的图。
图6是用于说明V型切口夏比冲击试验片的采集方法的图。
图7是用于说明V型切口的切取位置的图。
具体实施方式
本发明人等为了解决上述技术问题进行了深入研究，得到了以下见解。
(a)通过使钢板的金相组织为以细粒的铁素体和贝氏体为主体的组织，能够提高强度和扩孔性。
(b)在此基础上，通过降低铁素体和贝氏体的粒径不均，能够进一步提高扩孔性，并且能够提高韧性。
(c)但是，如果在组织中生成粗大的析出物，则其成为局部变形时的裂纹的起点，韧性下降。
(d)为此，进行了减小析出物的平均粒径的尝试，结果可知有时韧性未必不会下降。
(e)本发明人等进一步进行研究的结果可知，析出物的粒径不均越大，越容易产生局部裂纹，另外，铁素体和贝氏体的粒径不均也越大。即，发现了：为了提高韧性，不仅减小析出物的平均粒径，而且进一步减小粒径不均是有效的。
(f)热轧工序由粗轧和精轧构成。在一般的工序中，从粗轧到精轧，温度会不断降低。因此，会导致偏析或者多个粗轧工序中析出至奥氏体中等在各种时刻开始析出，成为析出物的粒径产生不均的原因。
(g)对此，通过将粗轧的结束温度设为规定的温度以下而在析出的析出物中导入应变，并且在粗轧结束后进行再加热，能够使析出物高效地再固溶。
(h)通过赋予应变，析出物的溶解速度加快，扩散速度提高，因此能够均匀地固溶。并且，通过先析出后再固溶，构成析出物的元素均匀地分散。
(i)其结果是，铁素体相变时析出的析出物的析出时刻和成核位点被均匀分散，不仅能够减小析出物的粒径，还可以减小铁素体和贝氏体的粒径的标准偏差。
本发明是基于上述见解而完成的。以下，对本发明的各要件进行详细说明。
1.化学组成
各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，在以下的说明中，关于含量的“％”是指“质量％”。
C：0.02～0.20％
C是析出碳化物而确保钢板的强度的有效元素。C含量低于0.02％时，难以确保期望的强度。另一方面，C含量超过0.20％时，扩孔性下降。因此，将C含量设为0.02～0.20％。C含量优选为0.03％以上、0.04％以上、0.05％以上、或0.06％以上，优选为0.18％以下、0.16％以下、0.14％以下、0.12％以下、或0.10％以下。
Si：0.01～1.50％
Si是用于钢的脱氧的元素。但是，若Si含量过多，则化学转化处理性下降，并且点焊性也劣化。因此，将Si含量设为0.01～1.50％。Si含量优选为0.05％以上、0.10％以上、0.20％以上、或0.30％以上，优选1.40％以下、1.20％以下、1.00％以下、或0.80％以下。
Mn：0.10～3.00％
Mn是对确保钢板的强度有效的元素。但是，若Mn含量过多，则容易发生微观偏析或宏观偏析，使扩孔性劣化。因此，将Mn含量设为0.10～3.00％。Mn含量优选为0.20％以上、0.40％以上、0.60％以上、0.80％以上、或1.00％以上，优选为2.60％以下、2.20％以下、2.00％以下、或1.80％以下。
P：0.10％以下
P为杂质，大量含有时，使钢板的扩孔性和韧性劣化。因此，将P含量设为0.10％以下。P含量优选为0.050％以下、或0.020％以下。不需要特别限定作为杂质的P的含量的下限，但其下限为0％。根据需要，可以将其下限设为0.0005％或0.001％。
S：0.010％以下
S形成MnS作为断裂的起点发挥作用，使钢板的扩孔性显著下降。因此，将S含量设为0.010％以下。S含量优选为0.0080％以下、或0.0060％以下。S为杂质，不需要特别限定S含量的下限，但其下限为0％。根据需要，可以将其下限设为0.0005％或0.001％。
Al：0.005～0.100％
Al是用于钢的脱氧的元素。但是，若Al含量过多，则夹杂物增加，使钢板的加工性劣化。因此，将Al含量设为0.005～0.100％。Al含量优选为0.010％以上、0.015％以上、或0.020％以上，优选为0.080％以下、0.060％以下、或0.050％以下。为了脱氧，也可以将Al含量设为0.008％以上或0.010％以上。
Ti：0.02～0.20％
Ti是使微细的碳化物TiC析出而确保钢板的强度的有效元素。Ti含量低于0.02％时，难以确保期望的强度。另一方面，若Ti含量超过0.20％，则其效果饱和，钢板的成本上升。因此，将Ti含量设为0.02～0.20％。Ti含量优选为0.04％以上、0.06％以上、或0.08％以上，优选为0.17％以下、0.15％以下、或0.13％以下。
N：0.001～0.010％
N作为杂质含有，但过度减少会导致炼钢成本上升。另一方面，N在比C高的温度下与Ti形成析出物，使钢板的扩孔性下降。因此，将N含量设为0.001～0.010％。N含量优选为0.002％以上、或0.003％以上，优选为0.008％以下、0.006％以下、或0.005％以下。
Cu：0～0.50％
Cu具有提高强度的效果，因此可以根据需要含有。但是，如果其含量过多，则不仅导致韧性下降，而且有可能在钢板上产生表面瑕疵等。因此，将Cu含量设为0.50％以下。Cu含量优选为0.40％以下、0.30％以下、或0.20％以下。为了充分获得上述效果，Cu含量优选为0.01％以上、0.05％以上、或0.10％以上。不是必须含有Cu，Cu含量的下限为0％。
Ni：0～0.50％
Ni具有提高强度并且提高韧性的效果，因此可以根据需要含有。但是，如果其含量过多，则有可能在钢板上产生表面瑕疵等。因此，将Ni含量设为0.50％以下。Ni含量优选为0.40％以下、0.30％以下、或0.20％以下。为了充分获得上述效果，Ni含量优选为0.01％以上、0.05％以上、或0.10％以上。不是必须含有Ni，Ni含量的下限为0％。
Cr：0～1.00％
Mo：0～0.40％
Nb：0～0.060％
V：0～1.00％
Cr、Mo、Nb及V有助于热轧钢板的强度的提高，因此根据需要可以单独含有选自它们中的1种，或者复合含有2种以上。但是，过量含有任一种元素时，则会生成大量的碳化物，使钢板的扩孔性下降。因此，将Cr含量设为1.00％以下、Mo含量设为0.40％以下、Nb含量设为0.060％以下、V含量设为1.00％以下。不是必须含有Ni、Cr、Mo、Nb以及V，这些各元素的含量的下限为0％。
Cr含量优选为0.70％以下，Mo含量优选为0.30％以下，Nb含量优选为0.040％以下，V含量优选为0.60％以下。为了充分获得上述效果，优选含有选自Cr：0.01％以上、Mo：0.005％以上、Nb：0.001％以上以及V：0.01％以上中的1种以上。另外，Cr含量优选为0.10％以上，Mo含量优选为0.050％以上，Nb含量优选为0.005％以上，V含量优选为0.10％以上。
B：0～0.0100％
B在晶界偏析，具有提高晶界强度的效果，因此可以根据需要含有。但是，如果其含量过多，则效果饱和，经济性下降。因此，将B含量设为0.0100％以下。B含量优选为0.0020％以下。为了充分获得上述效果，B含量优选为0.0005％以上。不是必须含有B，B含量的下限为0％。
Ca：0～0.0050％
Ca是控制成为断裂的起点、使加工性劣化的原因的非金属夹杂物的形态，并提高加工性的元素，因此可以根据需要含有。但是，如果其含量过多，则效果饱和，经济性下降。因此，将Ca含量设为0.0050％以下。Ca含量优选为0.0030％以下。为了充分获得上述效果，Ca含量优选为0.0005％以上。不是必须含有Ca，Ca含量的下限为0％。
O：0.0100％以下
O是杂质，大量含有时，会生成与Al或Si的氧化物，加工性和韧性有可能下降。因此，将O含量设为0.0100％以下。O含量优选为0.0090％以下、或0.0070％以下。不需要特别限定作为杂质的O的含量的下限，但其下限为0％。根据需要，可以将其下限设为0.0005％、0.0010％或0.0015％。
在本发明的钢板的化学组成中，余量为Fe和杂质。在此，“杂质”是指在工业上制造钢板时，由于矿石、废料等原料、制造工序的各种原因而混入的成分，在不对本发明造成不良影响的范围内允许含有的物质。
2.金相组织
对本发明的钢板的金相组织进行说明。在以下的说明中，“％”表示“面积％”。
通过使钢板的金相组织为软质的铁素体和比较硬质的贝氏体为主体的组织，能够确保强度、扩孔性以及韧性。因此，本发明的钢板的金相组织以面积％计含有60～80％的铁素体，且铁素体和贝氏体的总和为90％以上。
铁素体的面积率低于60％时，不能确保期望的扩孔性。另一方面，铁素体的面积率超过80％时，内部组织细，韧性优异的贝氏体的面积率相对变低，不能确保韧性。需要说明的是，在想要重视扩孔性的情况下，铁素体的面积率优选为65％以上，更优选为70％以上。另一方面，在想要重视韧性的情况下，铁素体的面积率优选为75％以下，更优选为70％以下。
另外，铁素体和贝氏体的总面积率优选为95％以上，优选实质上为100％。在金相组织中，可以混合存在珠光体、渗碳体、马氏体等组织，但这些组织以总体积率计优选为10％以下，更优选为5％以下，进一步优选为0％。需要说明的是，上述的其余组织中，渗碳体也可以含有1％以下。另一方面，含有马氏体的可能性低，可以为0％。另外，贝氏体中可以含有1％以下的残留奥氏体，但含有这些组织的可能性低，可以为0％。
另外，在钢板的金相组织中，铁素体及贝氏体的晶粒直径的平均值为7.0μm以下，铁素体和贝氏体的晶粒直径的标准偏差为2.0μm以下。通过形成细粒且均一的组织，可以确保强度、扩孔性和韧性。平均晶粒直径优选为6.0μm以下，更优选为5.0μm以下。不需要特别限定平均晶粒直径的下限，但可以将其下限设为0.8μm或1.0μm。另外，晶粒直径的标准偏差优选为1.5μm以下或1.2μm以下。不需要特别限定晶粒直径的标准偏差的下限，但可以将其下限设为0.1μm或0.2μm。需要说明的是，关于变动系数(晶粒直径的标准偏差/晶粒直径的平均值)，优选为0.35以下或0.30以下。不需要特别限定变动系数的下限，但可以将其下限设为0.09或0.14。
进而，为了使上述那样的铁素体和贝氏体的晶粒直径细粒且均一地相变，提高钢板的韧性，减小析出物的直径的不均是有效的。因此，在本发明中，将金相组织中所含的Ti碳氮化物的直径的标准偏差设为10nm以下。Ti碳氮化物的直径的标准偏差优选小，可以为8nm以下、7m以下或6nm以下。不需要特别限定其下限，其下限为0n，也可以设为1nm。
需要说明的是，对上述Ti碳氮化物的直径的平均值没有特别限制，但由于粗大碳氮化物会成为龟裂的发生点，因此从提高韧性的角度出发，优选为细粒，优选为50nm以下，更优选为40nm以下，进一步优选为30nm以下。不需要特别限定其下限，但可以将其下限设为0.5nm或1.0nm。另外，关于变动系数(直径的标准偏差/直径的平均值)，优选为0.35或0.30以下。不需要特别限定变动系数的下限，但可以将其下限设为0.10或0.15。
需要说明的是，在本发明中，金相组织是指在与钢板的轧制方向垂直的截面中，将钢板的厚度设为t时，距该钢板的表面的距离为1/4t或3/4t的位置处的组织。
在此，在本发明中，各相的面积率、铁素体和贝氏体的平均晶粒直径、粒径的标准偏差、以及Ti碳氮化物的粒径的标准偏差按照以下的方式求出。
如上所述，首先，从距钢板的表面的距离为1/4t或3/4t的位置，以与钢板的轧制方向及厚度方向平行的截面(所谓的L方向截面)为观察面的方式，采集试样。然后，对该观察面进行镜面研磨，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后，使用扫描电子显微镜(SEM)进行组织观察。将倍率设为1000倍左右，对300μm×300μm的范围进行10个视场观察。
使用Adobe(注册商标)公司制“Photoshop CS5”的图像解析软件对利用SEM取得的图像进行图像解析，求出铁素体及贝氏体的晶粒直径的平均值和标准偏差。作为图像解析方法，例如，对片状的珠光体和球状化的渗碳体进行组织观察，并从图像解析的区域中除去，从图像中取得图像的最大明度值Lmax和最小明度值Lmin，将具有明度为Lmax-0.5(Lmax-Lmin)到Lmax的像素的部分作为贝氏体区域，将具有Lmin到Lmin+0.5(Lmax-Lmin)的像素的部分作为铁素体区域，算出面积率。进而，在铁素体和贝氏体中分别算出各颗粒的圆当量直径，算出晶粒直径的平均值和标准偏差。
另外，从距钢板的表面的距离为1/4t或3/4t的位置，以L方向截面为观察面的方式，制作厚度50～300nm左右的薄膜，利用透射电子显微镜(TEM)对该薄膜进行5个视场观察。不需要特别限定倍率，例如可以为20000倍左右。在本发明中，将直径在1～500nm的范围内的物质判断为Ti碳氮化物。对于通过TEM观察所确定的300个以上的Ti碳氮化物，使用Adobe(注册商标)公司制“Photoshop CS5”的图像解析软件同样地进行图像解析，算出各颗粒的圆当量直径，求出Ti碳氮化物的直径的平均值和标准偏差。
3.机械特性
在本发明中，对机械特性没有特别限制，但“具有高强度和扩孔性”是指拉伸强度为780MPa以上，且拉伸强度TS(MPa)与扩孔率λ(％)的关系TS×λ0.5为6000MPa·％0.5以上。另外，“具有优异的韧性”是指-40℃下的夏比冲击吸收能量为150J/cm2以上。不需要限定-40℃下的夏比冲击吸收能量的上限，但可以设为500J/cm2或400J/cm2。需要说明的是，拉伸强度更优选为800MPa以上或830MPa以上。不需要限定拉伸强度的上限，但可以设为1200MPa。
4.板厚
在本发明中，对钢板的厚度没有特别限制，在作为汽车的行走部件使用的情况下，优选设为0.8～6.0mm，更优选设为1.0～4.0mm或1.2～3.6mm。
5.制造方法
本发明人等通过迄今为止的研究，确认了通过进行以下所示的制造工序，能够制造本发明的热轧钢板。以下，对各制造工序进行详细说明。
(a)铸造工序
铸造具有上述化学组成的铸坯。作为铸造方法，例如可以使用薄板坯连续铸造等方法。
(b)板坯工序
铸造后，在得到的铸坯的温度不会下降到低于800℃的情况下，可以进行后面所述的粗轧工序，但根据需要，也可以将铸坯插入板坯加热炉而将铸坯加热至1100～1250℃。此时，需要在铸坯的温度下降到低于800℃之前将铸坯插入板坯加热炉。如果铸坯的温度下降到低于800℃，则Ti碳氮化物完全析出，之后再固溶变得困难。
(c)粗轧工序
对得到的铸坯(板坯)实施粗轧。将粗轧的开始温度设为950～1200℃的温度范围，将结束温度设为800～1050℃的温度范围。另外，总压下率设为20％以上。粗轧的开始温度低于950℃时，有可能结束温度低于800℃。另一方面，若粗轧的开始温度超过1200℃，则轧制中的原奥氏体粒径粗大化，因此不能达到作为目标的晶粒直径和标准偏差。需要说明的是，“粗轧”的“粗”这一术语本身没有特别的意思，只要对在板坯工序中得到的铸坯(板坯)进行上述的开始温度、总压下率及结束温度的热轧即可。通常通过被称为粗轧机的轧机进行热轧，因此在本发明中，将本工序称为粗轧工序。在本发明中，将在粗轧工序中被轧制的坯料(也包括在薄板坯加热工序中被加热的坯料。)称为薄板坯。
另外，粗轧的结束温度低于800℃时，则Ti碳氮化物完全析出，之后难以再固溶。另一方面，即使在结束温度超过1050℃的情况下，在高温下也会生成粗大的Ti碳氮化物，并且在粗轧时也不能导入充分的应变，难以通过之后的加热使Ti碳氮化物高效地再固溶。进而，粗轧中的总压下率低于20％时，Ti碳氮化物的再溶解所需的驱动力不足，因此析出物的直径不均变大。
(d)薄板坯加热工序
粗轧结束后，为了使析出的Ti碳氮化物再固溶，对薄板坯进行加热。此时，从上述的结束温度以100℃/分钟以上的平均加热速度加热60秒以上至1100～1250℃的温度区域。即，在本加热工序中，升温100℃以上。
平均加热速度低于100℃/分钟时，加热时间变长，金相组织会粗大化。同样，即使在加热温度超过1250℃的情况下，金相组织也会粗大化。另一方面，加热温度低于1100℃、或者加热时间低于60秒时，则Ti碳氮化物的再固溶变得不充分。
如上所述，在粗轧工序中，由于在Ti碳氮化物中导入了应变，因此即使是短时间的加热也能够高效地使其再固溶，能够抑制组织的粗大化。重要的是，作为再加热后的组织，不残留粒径超过20nm的Ti碳氮化物。
在此，本发明人等对加热时间与最终组织中析出的Ti碳氮化物的差异之间的关系进行了预备的调查。使用的钢是后面所述的实施例的表1所示的钢S，以薄板坯加热工序中的平均加热速度、加热温度及加热时间作为各种条件，制作热轧钢板。需要说明的是，平均加热速度为100℃/分钟以上，加热温度为1100～1250℃。另外，这些以外的条件与表2所示的钢板S1相同。然后，求出所得到的钢板中所含的Ti碳氮化物的直径的标准偏差。
图1是示出薄板坯加热工序中的加热时间与Ti碳氮化物的直径的标准偏差的关系的曲线图。如图1所示，可以清楚地看到Ti碳氮化物的直径的标准偏差随着加热时间的增加而下降的倾向。特别是，可知通过使加热时间为60秒以上，能够使Ti碳氮化物的直径的标准偏差为10nm以下。
(e)精轧工序
在薄板坯加热工序结束后20秒以内，对薄板坯进行开始温度为900～1250℃、结束温度为Ar3点以上且小于950℃、总压下率为50％以上的热轧。从薄板坯加热工序结束到精轧工序开始为止超过20秒时，不仅组织会粗大化，而且析出物的直径不均有可能变大。另外，开始温度取决于上述薄板坯加热工序中的加热温度。
进而，最终温度低于Ar3点时，则组织变得不均一。另一方面，最终温度为950℃以上时，则不仅因组织的粗大化而导致拉伸强度下降，而且在冷却工序中铁素体相变被延迟，Ti碳氮化物析出的时间的差异变大，因此析出物的直径不均变大。另外，铁素体的粒径不均也随之变大。而且，通过使总压下率为50％以上，能够形成细粒且均一的再结晶粒，能够使铁素体和贝氏体的晶粒直径小、不均小。需要说明的是，“精轧”的“精”这一术语本身没有特别的意思，只要对在板坯工序中得到的铸坯(板坯)进行上述的开始温度、总压下率及结束温度的热轧即可。通常通过被称为精轧机的轧机进行热轧，因此在本发明中，将本工序称为精轧工序。
需要说明的是，在本发明中，Ar3点通过下述式(ii)求出。
Ar3点＝979.8-450.7×C-125.7×Mn+191.5×Nb+340×Ti+254×Al-32.42×Cr
(ii)
其中，式(ii)中的元素符号表示钢板中所含的各元素的含量(质量％)。
(f)冷却工序
精轧结束后，进行冷却，使得金相组织成为以铁素体和贝氏体为主体的组织。冷却工序进一步细分为1次冷却工序、缓慢冷却工序以及2次冷却工序。
在1次冷却工序中，从上述最终温度以60℃/秒以上的平均冷却速度冷却至600～750℃的温度区域。到上述温度区域为止的冷却速度低于60℃/秒时，则组织有可能粗大化。
接着，在缓慢冷却工序中，在上述的1次冷却的停止温度下，在0～10秒的期间，以0～10℃/秒的平均冷却速度进行缓慢冷却(例如空冷)。通过进行缓慢冷却，可以促进铁素体的生成。需要说明的是，1次冷却的停止温度低于600℃时，则有可能生成对扩孔性有害的珠光体。另一方面，超过750℃时，则难以获得促进铁素体生成的效果。
需要说明的是，缓慢冷却工序中的平均冷却速度也包含0℃/秒。即，上述缓冷却也包括等温保持。进一步，缓慢冷却工序中的冷却时间包括0秒。即，在想要抑制铁素体的生成、增加贝氏体的面积率的情况下，也可以省略缓慢冷却工序。可以根据期望的机械特性来适当选择缓慢冷却时间。具体而言，在想要重视扩孔性的情况下，延长缓慢冷却时间、增加铁素体的面积率即可；在想要重视韧性的情况下，不进行缓慢冷却而增加贝氏体的面积率即可。
接着，在2次冷却工序中，从上述缓慢冷却的结束温度以60℃/秒以上的平均冷却速度冷却至如下温度：其小于等于比缓慢冷却的结束温度低15℃以上的温度，且在350～700℃的温度区域。通过2次冷却，促进贝氏体的生成。2次冷却中的平均冷却速度低于60℃/秒时，则会生成珠光体、渗碳体等，扩孔性有恶化的可能。
需要说明的是，如上所述，在省略缓慢冷却工序的情况下，只要连续地进行1次冷却和2次冷却即可，即只要从上述最终温度以60℃/秒以上的平均冷却速度冷却至350～700℃的温度区域即可。2次冷却是必须的，将2次冷却导致的钢板的温度下降量(＝缓慢冷却结束温度-2次冷却停止温度)设为15℃以上，但也可以设为25℃以上、40℃以上或60℃以上。
(g)卷取工序
然后，对被冷却的热轧钢板进行卷取。对于卷取工序后的条件没有特别限定。
6.焊接接头
通常，汽车的车身结构所使用的钢板有时被焊接而用作焊接接头。在这种情况下，焊接接头的焊接热影响部(以下也称为“HAZ”)中，经常出现低温韧性下降的问题。因此，本发明人等使用上述的本发明的热轧钢板制造焊接接头，对HAZ和焊接金属部(以下，将它们统称为“焊接部”。)中的低温韧性进行了调查。其结果，得到以下的见解。
(a)如上所述，本发明的热轧钢板的金相组织以铁素体和贝氏体为主体。通过使用焊接材料对这种钢板进行焊接而产生的焊接金属部在焊接后以比较快的速度进行冷却。因此，其金相组织成为与钢板相比贝氏体的比例相对高的组织。
(b)而且，HAZ中的金相组织成为钢板与焊接金属部之间的中间组织。若HAZ中金相组织急剧变化，则成为硬度差增大、HAZ中的低温韧性显著劣化的原因。因此，期望HAZ中的金相组织平缓地变化。
(c)本发明人等进行研究，结果发现：虽然理由不确定，但在对组织中的铁素体及贝氏体的粒径不均小的钢板进行焊接的情况下，能够使HAZ中的金相组织的变化平缓进行。
以下，对使用本发明的热轧钢板制作的焊接接头进行详细说明。
(A)整体构成
图2是用于说明本发明的一实施方式的焊接接头的结构的图。如图2所示，本发明的一实施方式的焊接接头1具备第1母材部10、第2母材部20和焊接金属部30。图2所示构成的焊接接头1是在第1母材部10和第2母材部20对接的状态下进行坡口焊而成的对接接头。
图3是用于说明本发明的其他实施方式的焊接接头的结构的图。图3所示构成的焊接接头1是在第1母材部10与第2母材部20的厚度方向上的一侧(图3中的上侧)重合的状态下进行角焊而成的搭接接头。
本发明的焊接接头并不限定于这些构成。焊接金属部30只要具有以沿着第1母材部10的端部10a在第1方向(图2中的纸面垂直方向)延伸的方式形成的构成即可。
另外，如图2和图3所示，在第1母材部10和第2母材部20的与焊接金属部30的边界附近形成有HAZ 100、200。
第1母材部10和第2母材部20可以由不同的钢板构成，也可以如图4所示，一个钢板形成环状，该钢板的两端分别成为第1母材部10和第2母材部20。
本发明的热轧钢板可作为第1母材部10使用。即，第1母材部10具有上述化学组成和金相组织。另外，本发明的热轧钢板还可以作为第2母材部20使用。
(B)焊接金属部的化学组成
焊接金属部30具有如下化学组成：以质量％计为C：0.02～0.15％、Si：0.01～1.50％、Mn：0.10～1.50％、P：0.10％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.300％、Ti：0.02～0.20％、N：0.010％以下、Cu：0～0.50％、Ni：0～0.50％、Cr：0～1.00％、Mo：0～0.60％、Nb：0～0.060％、V：0～1.00％、B：0～0.0100％、Ca：0～0.0050％、O：0.0010～0.0500％、余量：Fe和杂质。
各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，在以下的说明中，关于含量的“％”是指“质量％”。
C：0.02～0.15％
C是析出碳化物从而确保焊接金属部的强度的有效元素。C含量低于0.02％时，难以确保期望的强度。另一方面，C含量超过0.15％时，则HAZ和焊接金属部的低温韧性下降。因此，将C含量设为0.02～0.15％。C含量优选为0.03％以上、0.04％以上、0.05％以上、或0.06％以上，优选为0.14％以下、0.12％以下、或0.10％以下。
Si：0.01～1.50％
Si是具有提高焊接金属部的强度的效果的元素。但是，若Si含量过多，则焊接时的熔渣多，表面性状下降。因此，将Si含量设为0.01～1.50％。Si含量优选为0.05％以上、0.10％以上、0.20％以上、或0.30％以上，优选为1.40％以下、1.20％以下、1.00％以下、或0.80％以下。
Mn：0.10～1.50％
Mn是对确保焊接部的强度有效的元素。但是，若Mn含量过多，则容易引起微观偏析或宏观偏析，使焊接金属部的低温韧性劣化。另外，使HAZ的低温韧性劣化。因此，将Mn含量设为0.10～1.50％。Mn含量优选为0.20％以上、0.30％以上，优选为1.2％以下。
P：0.10％以下
P是杂质，大量含有时，使焊接金属部的低温韧性劣化。因此，将P含量设为0.10％以下。P含量优选为0.050％以下、或0.020％以下。
S：0.010％以下
S形成MnS而作为断裂的起点发挥作用，使焊接金属部的低温韧性显著下降。因此，将S含量设为0.010％以下。S含量优选为0.0080％以下、或0.0060％以下。
Al：0.005～0.300％
Al是用于钢的脱氧的元素。但是，若Al含量过多，则夹杂物增加，使焊接金属部的低温韧性劣化。因此，将Al含量设为0.005～0.300％。Al含量优选为0.010％以上、0.015％以上、或0.020％以上，优选为0.200％以下、0.100％以下、或0.050％以下。
Ti：0.02～0.20％
Ti是对使微细的碳化物TiC析出而确保焊接金属部的强度有效的元素。Ti含量低于0.02％时，难以确保期望的强度。另一方面，Ti含量超过0.20％时，则其效果饱和，经济性下降。因此，将Ti含量设为0.02～0.20％。Ti含量优选为0.04％以上、0.06％以上、或0.08％以上，优选为0.17％以下、0.15％以下、或0.13％以下。
N：0.010％以下
N在比C高的温度下与Ti形成析出物，使焊接金属部的低温韧性下降。因此，将N含量设为0.010％以下。N含量优选为0.008％以下、0.006％以下、或0.005％以下。从这种角度考虑，不需要设定N含量的下限，但为了将N含量减少至小于0.001％，炼钢成本会增多。因此，N含量优选为0.001％以上、0.002％以上、或0.003％以上。
Cu：0～0.50％
Cu具有提高强度的效果，因此可以根据需要含有。但是，其含量过多时，则在晶界偏析，发生脆化。因此，将Cu含量设为0.50％以下。Cu含量优选为0.40％以下、0.30％以下、或0.20％以下。为了充分获得上述效果，Cu含量优选为0.01％以上、0.05％以上、或0.10％以上。
Ni：0～0.50％
Ni具有提高强度和韧性的效果，因此可以根据需要含有。但是，如果其含量过多，则强度过度上升，由于与钢板的强度差，从而韧性劣化。因此，将Ni含量设为0.50％以下。Ni含量优选为0.40％以下、0.30％以下、或0.20％以下。为了充分获得上述效果，Ni含量优选为0.01％以上、0.05％以上、或0.10％以上。
Cr：0～1.00％
Mo：0～0.60％
Nb：0～0.060％
V：0～1.00％
Cr、Mo、Nb和V有助于提高焊接金属部的强度，因此根据需要可以单独含有从它们中选择的1种，或者复合含有2种以上。但是，过量含有任一种元素时，则生成大量的碳化物，使焊接金属部的低温韧性下降。因此，Cr含量设为1.0％以下，Mo含量设为0.60％以下，Nb含量设为0.060％以下，V含量设为1.00％以下。
Cr含量优选为0.70％以下，Mo含量优选为0.40％以下，Nb含量优选为0.040％以下，V含量优选为0.60％以下。为了充分获得上述效果，优选含有选自Cr：0.01％以上、Mo：0.005％以上、Nb：0.001％以上以及V：0.01％以上中的1种以上。另外，Cr含量优选为0.10％以上，Mo含量优选为0.050％以上，Nb含量优选为0.005％以上，V含量优选为0.10％以上。
B：0～0.0100％
B在晶界偏析，具有提高晶界强度的效果，因此可以根据需要含有。但是，如果其含量过多，则效果饱和，经济性下降。因此，将B含量设为0.0100％以下。B含量优选为0.0020％以下。为了充分获得上述效果，B含量优选为0.0005％以上。
Ca：0～0.0050％
Ca是控制成为断裂的起点、使加工性劣化的原因的非金属夹杂物的形态，并且提高加工性的元素，因此可以根据需要含有。但是，如果其含量过多，则效果饱和，经济性下降。因此，将Ca含量设为0.0050％以下。Ca含量优选为0.0030％以下。为了充分获得上述效果，Ca含量优选为0.0005％以上。
O：0.0010～0.0500％
O在焊接中不可避免地混入。但是，大量含有时，与Al或Si形成氧化物，韧性有可能下降。因此，将O含量设为0.0010～0.0500％。O含量优选为0.0300％以下、或0.0100％以下。
在本发明的焊接金属部的化学组成中，余量为Fe和杂质。在此，“杂质”是指在工业上制造母材部或后面所述的焊接材料所使用的钢时，由于矿石、废料等原料、制造工序的各种原因而混入的成分，在不对本发明造成不良影响的范围内允许的物质。
需要说明的是，焊接金属部的化学组成由焊接时的母材部与焊接材料的流入比例决定。作为焊接材料，例如可以使用市售的JIS Z 3312：2009中记载的实芯焊丝或JIS Z3313：2009中记载的药芯焊丝。
(C)HAZ的金相组织
如上所述，在HAZ中金相组织急剧变化时，硬度差增大，HAZ中的低温韧性显著劣化。但是，在对具有上述化学组成及金相组织的钢板进行焊接的情况下，HAZ中的金相组织的变化变得平缓。
在本发明中，HAZ中的金相组织的变化平缓是指具体满足以下的限定。以下，进行详细说明。
在图2和图3中，点划线所示的面C是与第1母材部10的厚度方向上的一侧的表面10b平行、且厚度方向上距表面10b的距离为1/8t的位置处的截面。需要说明的是，t是第1母材部10所使用的钢板的厚度。
另外，图5是从第1母材部10的厚度方向观察面C的图。图5所示的X方向是焊接金属部30延伸的方向即第1方向，Y方向是从第1母材部10的厚度方向观察的情况下与第1方向正交的方向。然后，在面C上，从第1母材部10与焊接金属部30的边界起朝向Y方向上的第1母材部10侧(纸面右侧)以50μm间距依次测定贝氏体的面积率(％)。
在图5所示的例子中，从第1母材部10与焊接金属部30的边界以50μm间距提取Y方向上50μm、X方向上500μm的区域，在各个区域中测定贝氏体的面积率(％)。然后，将依次测定的贝氏体的面积率(％)设为m0、m1、m2、m3、m4及m5。
此时，HAZ中的金相组织的变化平缓是指m0、m1、m2、m3、m4及m5分别满足下述式(i)。即，以50μm间距相邻的区域之间的贝氏体的面积率的变化量mn-1-mn的值为20以下。需要说明的是，如上所述，越是焊接金属部30侧越被急速冷却，因此贝氏体的面积率变高。因此，mn-1-mn的值超过0。通过满足式(i)，能够在焊接部确保优异的低温韧性。
0＜mn-1-mn≤20 (i)
其中，上述式中的n为1～5的自然数。
需要说明的是，本发明的焊接接头可以通过对上述热轧钢板使用JIS Z 3312：2009中记载的实芯焊丝或JIS Z 3313：2009中记载的药芯焊丝进行焊接来制造。对焊接方法没有特别限制，例如，可以在第1母材部10和第2母材部20对接的状态下进行坡口焊，也可以在第1母材部10与第2母材部20的厚度方向上的一侧重合的状态下进行角焊。
需要说明的是，作为焊接条件，只要以通常条件进行即可，例如使用气体保护电弧焊。此时，焊接中的电流值、电压值、焊接速度、保护气体可以从公知的技术中适当选择。
以下，通过实施例更具体地对本发明进行说明，但本发明并不限定于这些实施例。
实施例1
熔炼具有表1所示化学组成的钢，通过薄板坯连续铸造制成铸坯后，在表2所示的条件下实施热轧，进行冷却后卷取，制造热轧钢板，作为试验材料。
[表1]
表1
Figure GDA0003990992930000231
[表2]
表2
Figure GDA0003990992930000241
[金相组织]
对得到的试验材料的金相组织进行观察，通过上述步骤分别求出铁素体和贝氏体的晶粒直径的平均值和标准偏差、以及Ti碳氮化物的直径的平均值和标准偏差。需要说明的是，根据搭载于SEM的EBSD做出的解析结果，确认在全部钢板中未发现残留奥氏体。
[机械特性]
对于机械特性中的拉伸强度特性(拉伸强度(TS)，总伸长率(EL))，使用在将板宽设为W时于板宽方向上距板的一端的距离为1/4W或3/4W的任一位置处以与轧制方向正交的方向(宽度方向)为长度方向而采集的JIS Z2241：2011的5号试验片，根据JIS Z 2241：2011进行评价。
对于扩孔率，从与拉伸试验片采集位置同样的位置采集试验片，根据JIS Z 2256：2010记载的试验方法进行评价。另外，对于韧性，通过用JIS Z 2242：2018中规定的2.5mm小尺寸的V型切口试验片在-40℃下进行C方向切口的夏比冲击试验来评价。另外，对于钢板的最终板厚小于2.5mm的钢板，以总厚度进行测定。
将金相组织的观察结果和机械特性的测定结果汇总示于表3。
[表3]
表3
Figure GDA0003990992930000261
由表3可知，在满足本发明的全部限定的本发明例中，具有高强度和扩孔性、以及优异的韧性。与此相对，在比较例中，结果是扩孔性和韧性的至少任一个劣化。
具体而言，在试验No.5中，由于2次冷却工序中的冷却停止温度低，生成了马氏体，因此铁素体和贝氏体的面积率小于90％，韧性劣化。
在试验No.16中，由于粗轧工序中的结束温度过低，Ti碳氮化物完全析出，之后不能再固溶，因此Ti碳氮化物的粒径不均变大，铁素体及贝氏体的粒径不均也随之变大，结果扩孔性及韧性均劣化。
在试验No.20中，由于粗轧后的加热工序中的加热温度过高，因此铁素体和贝氏体粗大化，韧性劣化。在试验No.21中，由于2次冷却工序中的冷却速度过低，因此过量生成珠光体、渗碳体等，扩孔性恶化。
在试验No.22中，在1次冷却后的缓慢冷却工序中，冷却时间过长，因此铁素体的面积率过大，结果韧性劣化。在试验No.23中，粗轧后的加热工序中的升温速度低，铁素体和贝氏体粗大化，韧性劣化。
在试验No.24中，由于精轧中的最终温度过高，因此Ti碳氮化物析出的时间的差异变大。而且，Ti碳氮化物的粒径不均变大，铁素体及贝氏体的粒径不均也随之变大，因此扩孔性及韧性均劣化。
在试验No.27中，粗轧后的加热工序中的加热温度低，Ti碳氮化物的再固溶不充分，因此Ti碳氮化物的粒径不均变大，铁素体和贝氏体的粒径不均也随之变大，结果扩孔性和韧性均劣化。在试验No.28中，从薄板坯加热工序结束到精轧工序开始为止超过了20秒，因此组织粗大化，析出物的直径的不均变大。
在试验No.31中，由于粗轧工序中的结束温度过低，因此Ti碳氮化物完全析出，之后不能再固溶，因此Ti碳氮化物的粒径不均变大，铁素体及贝氏体的粒径不均也随之变大，结果扩孔性及韧性均劣化。
在试验No.33中，2次冷却工序中的冷却停止温度高，铁素体的面积率过大，结果韧性劣化。在试验No.34中，由于未实施薄板坯加热工序，因此Ti碳氮化物的再固溶不充分，因此Ti碳氮化物的粒径不均变大，铁素体和贝氏体的粒径不均也随之变大，结果扩孔性和韧性均劣化。
在试验No.36中，由于1次冷却工序中的冷却停止温度低，生成了珠光体，因此扩孔性劣化。在试验No.38中，由于1次冷却工序中的冷却速度低，因此铁素体和贝氏体的粒径不均变大，韧性劣化。在试验No.41中，由于1次冷却工序中的冷却停止温度高，未充分生成铁素体，因此扩孔性劣化。
在试验No.46中，由于粗轧工序中的结束温度过高，因此Ti碳氮化物的高效再固溶变得困难，Ti碳氮化物的粒径不均变大。而且，铁素体及贝氏体的粒径不均也随之变大，结果扩孔性及韧性均劣化。
在试验No.50中，粗轧工序中的总压下率低，在No.51中，薄板坯加热工序中的加热时间不充分，因此在任一种情况下，Ti碳氮化物的粒径不均都变大，铁素体和贝氏体的粒径不均也随之变大，结果扩孔性和韧性均劣化。
在试验No.52中，C含量过多，在试验No.53中，Mn含量过多，因此扩孔性下降。
实施例2
接着，准备具有表4所示的化学组成的实芯焊丝，作为焊接材料。然后，使用表5所示的焊接材料，对上述试验材料的表面进行堆焊焊接。即，在本实施例中，第1母材部和第2母材部为相同的钢材。焊接通过气体保护电弧焊进行，作为焊接条件，电流值：190A、电压：23V、焊接速度：100cm/分钟、保护气体：Ar+20％CO2。
[表4]
表4
Figure GDA0003990992930000281
对得到的焊接接头的焊接金属部进行化学组成的测定。具体而言，从焊接金属部以母材部不混入的方式采集切屑。使用采集的切屑，通过电感耦合等离子体发射光谱分析法、高频燃烧法进行分析。将焊接金属部的化学组成的测定结果示于表5。
[表5]
表5
Figure GDA0003990992930000291
然后，对于得到的焊接接头，以与进行了焊接的试验材料的表面平行、且厚度方向上距试验材料的表面的距离为1/8t的位置处的截面为观察面的方式进行切取。并且，如上所述，从钢材与焊接金属部的边界中的一者起朝向Y方向上的钢材侧以50μm的间距选择Y方向上50μm、X方向上500μm的区域，测定各区域中的贝氏体的面积率(m0～m5：％)。
进而，按照图6所示的要领，由上述焊接接头制作V型切口夏比冲击试验片。对于图6的(a)所示形状的堆焊焊接产生的焊接接头，首先，如图6的(b)所示地对焊接金属部中从试验材料的表面溢出的部分进行研削，使表面平坦。
接着，如图6的(c)所示，以焊接金属部的延伸方向为长度方向地切取JIS Z 2242(2018)所规定的长度55mm、宽度10mm、厚度2.5mm的V型切口试验片。此时，使进行了焊接的钢材的表面作为V型切口试验片的表面。另外，在钢材的厚度为2.5mm以下的情况下，将钢材的厚度作为V型切口试验片的厚度。
图7是用于说明V型切口的切取位置的图。图7的(a)是从厚度方向观察V型切口试验片的图，图7的(b)是示出图7的(a)中的AA部分的截面图。如图7所示，是以V型切口的前端穿过焊接金属部与HAZ的边界的方式切取的。然后，使用得到的V型切口试验片，在-40℃下进行夏比试验，评价吸收能量的值。在本实施例中，吸收能量的值为50J/cm2以上视为合格。
将这些结果汇总示于表6。
[表6]
表6
Figure GDA0003990992930000311
由表6可知，在满足本发明的全部限定的本发明例中，具有优异的低温韧性。与此相对，在比较例中，HAZ中的组织的变化剧烈，因此结果是低温韧性差。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到在高强度及扩孔性的基础上还具有优异的韧性的热轧钢板。另外，使用该热轧钢板制作的焊接接头在焊接部具有优异的低温韧性。
附图标记说明
1.焊接接头
10.第1母材部
10a.端部
10b.表面
20.第2母材部
30.焊接金属部
100,200.HAZ

Claims (14)

1.一种热轧钢板，
其化学组成以质量％计为C：0.02～0.20％、
Si：0.01～1.50％、
Mn：0.10～3.00％、
P：0.10％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.005～0.100％、
Ti：0.02～0.20％、
N：0.001～0.010％、
Cu：0～0.50％、
Ni：0～0.50％、
Cr：0～1.00％、
Mo：0～0.40％、
Nb：0～0.060％、
V：0～1.00％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.0050％、
O：0.0100％以下、
余量：Fe和杂质，
金相组织以面积％计为
铁素体：60～80％、
铁素体和贝氏体的总和：90％以上，
铁素体和贝氏体的晶粒直径的平均值为7.0μm以下，所述晶粒直径的标准偏差为2.0μm以下，
Ti碳氮化物的直径的标准偏差为10nm以下，
所述热轧钢板的拉伸强度为780MPa以上，
-40℃下的夏比冲击吸收能量为150J/cm2以上。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，
所述化学组成中，以质量％计
Cu：0.01～0.50％、
Ni：0.01～0.50％、
Cr：0.01～1.00％、
Mo：0.005～0.40％、
Nb：0.001～0.060％、
V：0.01～1.00％、
B：0.0005～0.0100％、以及
Ca：0.0005～0.0050％
中的至少任一者。
3.一种热轧钢板的制造方法，其依次进行如下工序：
(a)铸造铸坯的工序，所述铸坯具有权利要求1或权利要求2所述的化学组成；
(b)铸造后，在所述铸坯的温度不下降到低于800℃的情况下进行下述的粗轧工序，或者在所述铸坯的温度不下降到低于800℃的情况下进行将所述铸坯插入板坯加热炉而将所述铸坯加热至1100～1250℃的板坯工序；
(c)粗轧工序，对所述铸坯进行开始温度为950～1200℃、结束温度为800～1050℃、总压下率为20％以上的热轧，制成薄板坯；
(d)薄板坯加热工序，将所述薄板坯以100℃/分钟以上的平均加热速度加热60秒以上至1100～1250℃的温度区域；
(e)精轧工序，在所述薄板坯加热工序结束后20秒以内，对所述薄板坯进行开始温度为900～1250℃、结束温度为Ar3点以上且小于950℃、总压下率为50％以上的热轧，制成钢板；
(f)冷却工序，将所述钢板以60℃/秒以上的平均冷却速度1次冷却至600～750℃的温度区域，在此后的0～10秒之间以0～10℃/秒的平均冷却速度进行缓慢冷却，然后进一步以60℃/秒以上的平均冷却速度2次冷却至如下的温度：其小于等于比所述缓慢冷却的结束温度低15℃以上的温度，且在350～700℃的温度区域；以及
(g)卷取工序，对所述钢板进行卷取，
所述热轧钢板的拉伸强度为780MPa以上，
-40℃下的夏比冲击吸收能量为150J/cm2以上。
4.一种焊接接头，其为具备第1母材部、第2母材部以及焊接金属部的焊接接头，
所述焊接金属部以至少沿着所述第1母材部的端部在第1方向上延伸的方式形成，
所述第1母材部为权利要求1或权利要求2所述的热轧钢板，
所述焊接金属部的化学组成以质量％计为C：0.02～0.15％、
Si：0.01～1.50％、
Mn：0.10～1.50％、
P：0.10％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.005～0.300％、
Ti：0.02～0.20％、
N：0.010％以下、
Cu：0～0.50％、
Ni：0～0.50％、
Cr：0～1.00％、
Mo：0～0.60％、
Nb：0～0.060％、
V：0～1.00％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.0050％、
O：0.0010～0.0500％、
余量：Fe和杂质，
在从所述第1母材部的厚度方向观察的情况下，将与所述第1方向正交的方向设为第2方向，
将所述第1母材部的厚度设为t时，
在与所述第1母材部的厚度方向上的一侧的表面平行、且厚度方向上距所述表面的距离为1/8t的位置处的截面中，
从所述第1母材部与所述焊接金属部的边界起朝向所述第2方向上的所述第1母材部侧以50μm间距依次测定的贝氏体的面积率(％)m0、m1、m2、m3、m4以及m5满足下述式(i)，
0<mn-1-mn≤20 (i)
其中，上述式中的n为1～5的自然数。
5.根据权利要求4所述的焊接接头，其中，
所述第1母材部的厚度为0.8～6.0mm。
6.根据权利要求4所述的焊接接头，其中，
所述第2母材部为权利要求1或2所述的热轧钢板。
7.根据权利要求5所述的焊接接头，其中，
所述第2母材部为权利要求1或2所述的热轧钢板。
8.根据权利要求4所述的焊接接头，其中，
所述第2母材部的厚度为0.8～6.0mm。
9.根据权利要求5所述的焊接接头，其中，
所述第2母材部的厚度为0.8～6.0mm。
10.根据权利要求6所述的焊接接头，其中，
所述第2母材部的厚度为0.8～6.0mm。
11.根据权利要求7所述的焊接接头，其中，
所述第2母材部的厚度为0.8～6.0mm。
12.根据权利要求4～11中任一项所述的焊接接头，其中，
所述焊接接头是在所述第1母材部和所述第2母材部对接的状态下进行坡口焊而成的对接接头。
13.根据权利要求4～11中任一项所述的焊接接头，其中，
所述焊接接头是在所述第1母材部与所述第2母材部的厚度方向上的所述一侧重合的状态下进行角焊而成的搭接接头。
14.一种焊接接头的制造方法，其为制造权利要求4～13中任一项所述的焊接接头的方法，其中，
使用实芯焊丝或药芯焊丝对所述第1母材部或所述第2母材部进行气体保护电弧焊。
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