CN105143488A

CN105143488A - 热轧钢板及其制造方法

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Publication number: CN105143488A
Application number: CN201480022394.9A
Authority: CN
Inventors: 首藤洋志; 东昌史; 榊原章文; 神泽佑树; 木村谦
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2013-05-21
Filing date: 2014-05-16
Publication date: 2015-12-09
Anticipated expiration: 2034-05-16
Also published as: CN105143488B; WO2014188966A1; BR112015021149A2; JP6048580B2; BR112015021149B1; EP3000905A1; JPWO2014188966A1; MX2015011027A; EP3000905B1; US20150376730A1; KR20150114540A; ES2759051T3; EP3000905A4; TWI510649B; TW201502287A; KR101766567B1; PL3000905T3; US10023929B2

Abstract

本发明涉及一种热轧钢板，其以质量％计，具有含有C：0.01～0.2％、Si：2.5％以下、Mn：4.0％以下、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.001～2.0％、N：0.01％以下、以及O：0.01％以下，并合计含有0.01～0.30％的Ti或Nb之中的1种或2种的组成；板厚1/4部分的平均有效结晶粒径为10μm以下，距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶粒径在6μm以下，钢板的组织为回火马氏体或者下贝氏体，其体积分数合计为90％以上。

Description

热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及最大抗拉强度在980MPa以上、且疲劳强度和低温韧性优良的热轧钢板及其制造方法。特别地，涉及为了能够耐受作为负载着交变应力的构件的使用、且能够使用于极低温度区域而具有疲劳强度和低温韧性的热轧钢板及其制造方法。

背景技术

为了抑制源于汽车的二氧化碳气体的排放量，使用高强度钢板而推进汽车车体的轻量化。另外，为确保乘客的安全性，汽车车体除软钢板以外，也已经大量使用最大抗拉强度在980MPa以上的高强度钢板了。今后为了进一步推进汽车车体的轻量化，必须将高强度钢板的使用强度提高到以前以上的水平。由于钢板的高强度化一般伴随着低温韧性等材料特性的劣化，因而如何不使材料特性劣化而谋求高强度化对于高强度钢板的开发是很重要的。

钢板的疲劳强度的特征在于：需要以主要集中于汽车的行走部分用钢板的重要安全部件为中心。如果在钢板的高强度化的同时而不使疲劳强度提高，则无法实现部件的轻量化。因此，疲劳特性不仅通过强度来规定，而且通过在此以下的应力下不会发生疲劳破坏的疲劳极限、和负载恒定的应力或者应变时的疲劳寿命即时间强度来规定。

另外，这样的构件中使用的钢板在成形为构件而安装于汽车上之后，要求即使经受由碰撞等产生的冲击，构件也难以发生破坏。再者，为了确保在寒冷地区的耐冲击性，还要求也提高低温韧性。该低温韧性用vTrs(夏比断口转变温度)等来规定。因此，还需要考虑上述钢材的耐冲击性本身。除此以外，钢板因高强度化而难以发生塑性变形，所以对破坏的担心更为加重。因此，韧性要求作为重要的特性。

为了提高疲劳特性，使组织微细化是有效的。例如在专利文献1和专利文献2中，公开了一种将铁素体的平均粒径设定为2μm以下的、且强度-延性平衡以及疲劳极限比(疲劳强度/TS)良好的热轧钢板。但是，这些钢板是以铁素体为主相的组织，难以确保980MPa以上的强度。

另外，疲劳开裂由于从表面附近发生，因而使表面附近的组织微细化是特别重要的。例如，在专利文献3中，公开了一种以多边形铁素体为主相，并形成多边形铁素体的平均结晶粒径从板厚中心向表层逐渐减小的结晶粒径梯度组织的热轧钢板。该热轧钢板在热轧后通过实施弯曲加工，使多边形铁素体分数从板厚中心部向板厚表层部逐渐微细化。

再者，在专利文献4中，公开了一种以多边形铁素体为主相，并将表层附近的结晶粒径设定为板厚中心部的粒径的20％以下的热轧钢板。该热轧钢板是通过在铁素体区域进行轧制、因热轧时的加工发热而使表层发生逆相变，从而使表层的组织微细化的。

这些热轧钢板虽然疲劳特性优良，但制造方法复杂，合适的制造条件狭窄，从而令人担心生产率和成品率的降低。另外，由于铁素体为主相，因而难以确保980MPa以上的强度。

与此相对照，马氏体组织由于极硬，因而在具有980MPa级以上高强度的钢板中，为强化而大多作为主相或者第二相加以利用。在专利文献5中，记载着在以马氏体组织为主相的组织中，因细粒化引起的疲劳特性的提高。但是，这是一种钢管领域的技术，通过在造管后缩径、加热后进行骤冷而将马氏体的平均块直径设定为3μm以下。为了将同样的方法应用于热轧钢板而提高疲劳强度，必须在精轧后导入加热和骤冷装置，从而存在的课题是需要较大的投资。

另一方面，作为提高钢板韧性的方法，例如在专利文献6中，公开了一种以调整了纵横尺寸比的马氏体相为钢板组织的主相的制造方法。

一般地说，为人所知的是马氏体的纵横尺寸比依存于相变前的奥氏体晶粒的纵横尺寸比。在此，所谓纵横尺寸比较大的马氏体，是指由未再结晶奥氏体(通过轧制而延伸的奥氏体)相变而成的马氏体。另外，所谓纵横尺寸比较小的马氏体，是指由再结晶奥氏体相变而成的马氏体。

因此，专利文献6的钢板为了减小纵横尺寸比，有必要使奥氏体再结晶。除此以外，为了使奥氏体再结晶，有必要提高精轧温度。因此，奥氏体的粒径、进而马氏体的粒径有增大的倾向。一般地说，众所周知细粒化对韧性的提高是有效的，因而纵横尺寸比的降低虽然可能导致起因于形状的韧性劣化因子的降低，但由于伴随着起因于晶粒粗大化的韧性劣化，因而其提高是有限度的。除此以外，对于疲劳强度丝毫没有谈到，很难说可以确保充分的疲劳强度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平11-92859号公报

专利文献2：日本特开平11-152544号公报

专利文献3：日本特开2004-211199号公报

专利文献4：日本特开2007-162076号公报

专利文献5：日本特开2010-70789号公报

专利文献6：日本特开2011-52321号公报

专利文献7：日本特开2011-17044号公报

专利文献8：日本特开2012-62561号公报

专利文献9：日本特开2009-52106号公报

专利文献10：日本特开2008-285748号公报

专利文献11：日本特开2008-255484号公报

专利文献12：日本特开2005-200673号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明是鉴于上述的问题而研究出来的，其目的在于：提供同时具有980MPa以上的最大抗拉强度和优良的疲劳强度以及低温韧性的热轧钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人通过使热轧钢板的成分以及制造条件最优化，并对热轧钢板的组织进行控制，从而成功地制造出疲劳强度和低温韧性优良的最大抗拉强度为980MPa以上的热轧钢板。其要旨如下所述。

(1)一种最大抗拉强度为980MPa以上且疲劳强度和低温韧性优良的热轧钢板，其特征在于，具有如下的组成：以质量％计含有

C：0.01～0.2％、

Si：2.5％以下(不包括0％)、

Mn：4.0％以下(不包括0％)、

P：0.10％以下、

S：0.03％以下、

Al：0.001～2.0％、

N：0.01％以下(不包括0％)、以及

O：0.01％以下(不包括0％)，

并合计含有0.01～0.30％的Ti和Nb之中的任一者或两者，剩余部分包括铁和杂质；

而且具有回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者的体积分数的合计为90％以上的组织；

距表面为板厚的1/4范围的部分的平均有效结晶粒径在10μm以下，距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶粒径在6μm以下。

(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其特征在于：所述回火马氏体和下贝氏体之中的任一者中或者两者中存在的铁系碳化物为1×10⁶(个/mm²)以上，所述回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者的有效晶粒的平均纵横尺寸比为2以下。

(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度热轧钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有选自Cu：0.01～20％、Ni：0.01～20％、Mo：0.01～10％、V：0.01～0.3％、以及Cr：0.01～2.0％之中的1种或2种以上。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热轧钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有选自Mg：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、以及REM：0.0005～0.1％之中的1种或2种以上。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热轧钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有B：0.0002～0.01％。

(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的热轧钢板，其特征在于：在钢板的表面具有锌镀层或者合金化锌镀层。

(7)一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，熔炼成如下的组成，即以质量％计含有：

C：0.01～0.2％、

Si：2.5％以下(不包括0％)、

Mn：4.0％以下(不包括0％)、

P：0.10％以下、

S：0.03％以下、

Al：0.001～2.0％、

N：0.01％以下(不包括0％)、以及

O：0.01％以下(不包括0％)，

并合计含有0.01～0.30％的Ti和Nb之中的任一者或两者，剩余部分包括铁和杂质；之后将铸造板坯直接加热至或者暂且冷却后加热至1200℃以上；在精轧的最终阶段，在将轧辊的直径设定为R/mm、压下率设定为r％时满足R/(100－r)≥8，且在900℃以上使热轧结束；在从精轧温度至700℃之间，以平均冷却速度为60℃/秒以上的冷却速度进行冷却；在从700℃至400℃之间，以平均冷却速度为50℃/秒以上的冷却速度进行冷却；在从400℃至室温之间，以平均冷却速度低于50℃/秒的冷却速度进行冷却；在低于400℃的温度下进行卷取。

(8)根据上述(7)所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述铸造板坯以质量％计，进一步含有选自

Cu：0.01～2.0％、

Ni：0.01～2.0％、

Mo：0.01～1.0％、

V：0.01～0.3％、以及

Cr：0.01～2.0％之中的1种或2种以上。

(9)根据上述(7)或(8)所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述铸造板坯以质量％计，进一步含有选自

Mg：0.0005～0.01％、

Ca：0.0005～0.01％、以及

REM：0.0005～0.1％之中的1种或2种以上。

(10)根据上述(7)～(9)中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述铸造板坯以质量％计，进一步含有B：0.0002～0.01％。

(11)根据上述(7)～(10)中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在卷取后，进一步进行锌镀覆处理或者合金化锌镀覆处理。

发明的效果

根据本发明，可以提供疲劳强度和低温韧性优良、且最大抗拉强度为980MPa以上的热轧钢板及其制造方法。

具体实施方式

下面就本发明的内容进行详细的说明。

本发明人等进行了潜心的研究，结果发现：通过将热轧钢板的组织设定成距表面为板厚的1/4范围的部分的平均有效结晶粒径在10μm以下、距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶粒径在6μm以下、和以体积分数计合计含有90％以上的回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者的组织，并通过进一步优选将回火马氏体和下贝氏体的平均纵横尺寸比设定为2以下、进一步优选使回火马氏体以及下贝氏体中存在的铁系碳化物含有1×10⁶(个/mm²)以上，就可以确保980MPa以上的高强度、和较高的疲劳强度以及低温韧性。

在此，所谓有效结晶粒径，是指用方位差在15°以上的晶界包围的区域，可以使用EBSD等进行测定。关于其详细情况容后叙述。

[热轧钢板的显微组织]

首先，就本发明的热轧钢板的显微组织进行说明。

在本发明的热轧钢板中，通过将主相设定为回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者，且将其体积分数的合计设定为90％以上，从而确保980MPa以上的最大抗拉强度和较高的疲劳强度。因此，有必要将主相设定为回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者。

本发明中的回火马氏体对于使热轧钢板具有强度、疲劳强度和低温韧性是最重要的显微组织。回火马氏体是板条状晶粒的集合，在其内部含有长径为5nm以上的铁系碳化物。再者，该铁系碳化物属于多个变体(variant)、即向不同的方向伸长的多个铁系碳化物群。

回火马氏体通过降低在Ms点(马氏体相变开始温度)以下的冷却时的冷却速度这一情况、或者在暂且形成马氏体组织后于100～600℃下进行回火，便可以得到其组织。本发明在400℃～室温间的冷却控制下控制析出。

下贝氏体也是板条状晶粒的集合，在其内部含有长径为5nm以上的铁系碳化物。再者，该铁系碳化物属于单一的变体、即向同一方向伸长的铁系碳化物群。是回火马氏体还是下贝氏体，通过观察铁系碳化物的伸长方向便可以容易地加以判别。在此，所谓向同一方向伸长的铁系碳化物群，意味着铁系碳化物群的伸长方向的差异在5°以内。

下贝氏体往往从400℃开始在Ms点附近生成，即使在Ms点以下，也与马氏体竞争生成。如果400℃以下的冷却速度比较大，则形成马氏体，如果较小，则形成下贝氏体。

在回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或者两者的体积分数的合计低于90％时，不能确保作为本发明要件的980MPa以上的最大抗拉强度，也不能得到作为本发明效果的较高的疲劳强度。因此，其下限为90％。另一方面，即使将其体积分数设定为100％，也可以发挥作为本发明效果的强度、较高的疲劳强度和优良的低温韧性。此外，下贝氏体优选为5％以上，进一步优选为9％。通过增加下贝氏体的体积分数，板厚1/4部分的平均有效结晶粒径具有减小的倾向。

在热轧钢板的组织中，作为其它的组织，也能够以体积分数计合计含有10％以下的铁素体、初生马氏体(freshmartensite)、上贝氏体、珠光体、残余奥氏体之中的1种或者2种以上。

在此，所谓初生马氏体，定义为不含碳化物的马氏体。初生马氏体虽然为高强度但低温韧性较差，因而有必要将体积分数限制在10％以下。

残余奥氏体由于通过在冲压成形时使钢材发生塑性变形、或者在碰撞时使汽车构件发生塑性变形而相变为初生马氏体，因而产生与以上叙述的初生马氏体同样的不良影响。因此，有必要将体积分数限制在10％以下。

上贝氏体为板条状晶粒的集合，是在板条间含有碳化物的板条聚集体。在板条间含有的碳化物由于成为破坏的起点，因而使低温韧性降低。另外，上贝氏体与下贝氏体相比较，由于在高温下形成，因而为低强度。因此，如果上贝氏体过剩地形成，则难以确保980MPa以上的最大抗拉强度，且疲劳强度降低。该倾向在上贝氏体的体积分数超过10％时变得明显，因而有必要将其体积分数限制在10％以下。

铁素体为块状的晶粒，是指在内部不包含板条等下部组织(substructure)的组织。铁素体是最软质的组织，带来抗拉强度和疲劳强度的降低，因而为了确保980MPa以上的最大抗拉强度和较高的疲劳强度，有必要限制在10％以下。另外，铁素体与作为主相的回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者相比较，由于是极其软质的，因而变形在两组织的界面集中，从而容易成为破坏的起点。这样一来，铁素体使低温韧性降低。该倾向在体积分数超过10％时变得明显，因而有必要将其体积分数限制在10％以下。

珠光体也与铁素体同样，带来抗拉强度的降低、疲劳强度的降低或者低温韧性的劣化，因而有必要将其体积分数限制在10％以下。

以上的构成本发明钢板组织的回火马氏体、初生马氏体、上贝氏体、下贝氏体、铁素体、珠光体、奥氏体以及剩余组织可以采用以下的方法进行这些组织的鉴定、存在位置的确认、以及面积率的测定。也就是说，采用硝酸乙醇试剂以及日本特开昭59-219473号公报所公开的试剂，对钢板轧制方向的断面或者与轧制方向成直角的方向的断面进行腐蚀，然后采用1000～100000倍的扫描型以及透射型电子显微镜进行观察，由此可以进行这些组织的鉴定、存在位置的确认以及面积率的测定。

另外，根据使用FESEM-EBSP法[使用附属于场致发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope)的EBSD：ElectronBack-ScatterDiffraction的结晶方位解析法]的结晶方位解析、或者显微维氏硬度测定等微小区域的硬度测定，也可以判别组织。例如如上所述，回火马氏体、上贝氏体以及下贝氏体由于碳化物的形成位点和结晶方位关系(伸长方向)不同，因而使用FE-SEM而对板条状晶粒内部的铁系碳化物进行观察，调查其伸长方向，由此可以容易地区别上贝氏体以及下贝氏体和回火马氏体。

在本发明中，铁素体、珠光体、上贝氏体、下贝氏体、回火马氏体、以及初生马氏体的体积分数是以热轧钢板的平行于轧制方向的板厚断面为观察面而采集试料，然后对观察面进行研磨，并进行硝酸乙醇侵蚀。然后，采用FE-SEM对以板厚的距表面为1/4深度的位置为中心的1/8～3/8厚度的范围进行观察而测定面积分数，以此作为体积分数。另外，以5000倍的放大倍数测定各10个视场，将其平均值设定为面积率。

初生马氏体以及残余奥氏体由于在硝酸乙醇侵蚀中没有被充分腐蚀，因而在采用FE-SEM进行的观察中，不能与上述组织(铁素体、贝氏体铁素体、上贝氏体、下贝氏体、以及回火马氏体)清晰地区别开来。因此，初生马氏体的体积分数能够以采用FE-SEM观察的未被腐蚀的区域的面积分数与采用X射线测得的残余奥氏体的面积分数之差的方式求出。

接着，就热轧钢板的结晶粒径进行叙述。

为了谋求疲劳强度的提高，热轧钢板的距表面为板厚的1/4范围的部分(以下将该部分记为“板厚1/4部分”)的平均有效结晶粒径有必要设定为10μm以下，距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶粒径有必要在6μm以下。这是为了通过使表层的平均有效结晶粒径特别微细化，从而抑制来自表层的疲劳开裂的发生。本发明人等就疲劳强度与板厚1/4部分以及距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶之间的关系进行了调查，结果表明：板厚1/4部分在10μm以下，而且距表面为50μm范围的部分在6μm以下，可以得到优良的疲劳强度。距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶优选为5μm以下，距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶进一步优选为4μm以下。

在此，就平均有效结晶粒径的鉴定方法进行叙述。在本发明中，使用EBSP-OIM(ElectronBackScatterDiffractionPattern-OrientationImageMicroscopy)法定义平均有效结晶粒径。EBSP-OIM法由下述的装置和软件构成：在扫描型电子显微镜(SEM)内向高度倾斜的试料照射电子束，将通过背散射而形成的菊池图案用高灵敏度照相机进行拍摄，并用计算机进行图像处理，从而在短时间内测定照射点的结晶方位。在EBSP-OIM法中，可以定量解析块状试料表面的微细结构以及结晶方位。另外，EBSP-OIM法的分析范围是SEM可以观察到的区域，虽然也取决于SEM的分辨率，但根据EBSP-OIM法，能够以最小20nm的分辨率进行分析。在本发明中，将其晶粒的方位差定义为通常被识别成晶界的大角晶界的阈值即15°而绘制图像，并由绘制的图像而使晶粒可视化，从而求出平均有效结晶粒径。

在板厚1/4部分以及距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶粒径的测定时，以各自的位置为中心而以1200倍的放大倍数测定10个视场，将有效结晶粒径的平均设定为平均有效结晶粒径。

再者，回火马氏体以及下贝氏体优选在组织中含有1×10⁶(个/mm²)以上的铁系碳化物。

含有1×10⁶(个/mm²)以上的铁系碳化物的原因在于提高母相的低温韧性，并取得优良的强度和低温韧性的平衡。也就是说，淬火状态的马氏体虽然强度优良但缺乏韧性，其具有改善的必要。于是，通过使铁系碳化物析出规定数以上，从而改善主相的韧性。

本发明人就低温韧性和铁系碳化物的个数密度之间的关系进行了调查，结果表明：通过将回火马氏体以及下贝氏体中的铁系碳化物的个数密度设定为1×10⁶(个/mm²)以上，便可以确保优良的低温韧性。因此，将铁系碳化物的个数密度优选设定为1×10⁶(个/mm²)以上。更优选为5×10⁶(个/mm²)以上，进一步优选为1×10⁷(个/mm²)以上。

另外，本发明的处理中析出的铁系碳化物的尺寸较小，为300nm以下，由于大部分在马氏体以及贝氏体的板条内析出，因而可以推定其不会使低温韧性劣化。

作为铁系碳化物的个数密度的测定方法，首先，将热轧钢板的平行于轧制方向的板厚断面作为观察面而采集试料。然后，研磨试料的观察面，并进行硝酸乙醇侵蚀，采用FE-SEM对以距板厚表面的深度为1/4的位置为中心的1/8～3/8厚度的范围进行观察，由此测定铁系碳化物的个数密度。此时，以5000倍对各10个视场进行观察，从而测定出铁系碳化物的个数密度。

另外，将回火马氏体和下贝氏体的有效晶粒(在此，是指被15°以上的晶界所包围的区域)的平均纵横尺寸比优选设定为2以下。在特定方向扁平的晶粒由于各向异性较大，夏比试验时裂纹沿晶界传播，因而韧性值大多降低。因此，有效晶粒尽量成为等轴的晶粒是有效的。在本发明中，对热轧钢板的轧制方向断面进行观察，将轧制方向的长度(L)和板厚方向的长度(T)之比(＝L/T)定义为纵横尺寸比，将其平均值(即平均纵横尺寸比)设定为2以上。

[热轧钢板的化学成分]

下面就本发明的热轧钢板的化学成分的限定理由进行说明。此外，含量的％为质量％。

(C：0.01～0.2％)

C是有助于母材的强度上升和疲劳强度的提高的元素，但也是生成扩孔时成为开裂起点的渗碳体(Fe₃C)等铁系碳化物、从而使低温韧性劣化的元素。C含量在低于0.01％时，不能得到由低温相变生成相的组织强化带来的强度提高的效果。另一方面，在C含量超过0.2％时，钢板的延性减少，而且施加冲击时成为开裂起点的渗碳体(Fe₃C)等铁系碳化物增加，从而使低温韧性劣化。因此，C含量设定为0.01～0.2％的范围。

(Si：2.5％以下(不包括0％))

Si是有助于母材的强度上升的元素，也可以活用作为钢水的脱氧材料，因而根据需要在0.001％以上的范围优选含有。但是，如果含量超过2.5％，则对强度上升的贡献达到饱和，除此以外，Si还促进铁素体的形成，从而难以将回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者的体积分数的合计设定为90％以上，使强度和低温韧性劣化。因此，Si含量设定为2.5％以下。

(Mn：4％以下(不包括0％))

Mn除了固溶强化以外，还通过淬火强化在钢板组织中为了使回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者成为主相而含有。如果将Mn含量设定为超过4％，则难以将回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者的铁系碳化物的密度设定为1×10⁶个以上。另外，淬火强化的效果也达到饱和。因此，Mn含量设定为4％以下。另一方面，在Mn含量低于1％时，难以发挥冷却中的铁素体相变和贝氏体相变的抑制效果。因此，Mn含量优选为1％以上。

(Ti、Nb：一者或两者的合计为0.01～0.30％)

Ti和Nb之中的任一者或两者在兼顾优良的低温韧性和980MPa以上的高强度方面是最重要的元素。它们的碳氮化物、或者固溶Ti和Nb之中的任一者或两者通过延迟热轧时的晶粒生长而可以使热轧钢板的粒径微细化，从而有助于低温韧性的提高。其中，Ti除了因固溶N产生的晶粒生长的特性以外，还由于以TiN的方式存在，通过板坯加热时的结晶粒径的微细化而有助于低温韧性的提高，因而是特别重要的。为了将热轧钢板的平均有效结晶粒径设定为10μm以下，Ti和Nb之中的任一者或者两者的合计有必要含有0.01％以上。另外，如果Ti和Nb之中的任一者或两者的合计的含量超过0.30％，则在通常的轧制温度下，奥氏体难以再结晶，成为在轧制方向拉伸的晶粒，从而带来韧性的劣化。因此，Ti和Nb之中的任一者或两者的合计的含量范围设定为0.01～0.30％。更优选的范围是0.02～0.25％。

(P：0.10％以下)

P是铁液中含有的元素，是在晶界偏析、伴随着含量的增加而使低温韧性降低的元素。因此，P含量越低越优选，如果含有超过0.10％，则对加工性和焊接性产生不良影响，因而设定为0.10％以下。特别地，在考虑焊接性时，P含量优选为0.03％以下。

(S：0.03％以下)

S是铁液中含有的元素，是含量过多时，不仅引起热轧时的开裂，而且生成使低温韧性劣化的MnS等夹杂物的元素。因此，S含量应该尽可能降低，但只要在0.03％以下，就是可以允许的范围，因而设定为0.03％以下。但是，需要某种程度的扩孔性时的S含量优选为0.01％以下，更优选为0.005％以下。

(Al：0.001～2.0％)

Al抑制粗大的渗碳体的形成，从而使低温韧性得以提高。另外，也可以作为脱氧材料加以活用。然而，如果过剩地含有，则促进铁素体的形成，因而难以将回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者的体积分数的合计设定为90％以上。因此，Al含量为2.0％以下。Al含量优选为1.5％以下。由于难以将Al含量设定为低于0.001％，因而将该值设定为下限。

(N：0.01％以下(不包括0％))

N使强度得以提高。但是，如果过剩地含有，则伴随着成为疲劳开裂起点的TiN和AlN等氮系夹杂物的增加，使疲劳强度降低。因此，N含量有必要在0.01％以下。另一方面，将N含量设定为低于0.0005％在经济上是不优选的。于是，N含量优选设定为0.0005％以上。

(O：0.01％以下(不包括0％))

O由于生成氧化物，使成形性劣化，因而有必要抑制其含量。特别地，如果O超过0.01％，则该倾向变得明显。因此，O含量有必要在0.01％以下。另一方面，将O含量设定为低于0.001％在经济上是不优选的，因而优选设定为0.001％以上。

以上为本发明的热轧钢板的基本的化学成分，但可以进一步含有下述的成分。

(选自由Cu、Ni、Mo、V、Cr构成的组中的1种或2种以上)

Cu、Ni、Mo、V、Cr抑制冷却时的铁素体相变，将热轧钢板组织的主相设定为回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者，因而也可以含有选自该组之中的1种或2种以上。或者，是具有通过析出强化或固溶强化而提高热轧钢板强度的效果的元素，也可以含有选自该组之中的1种或2种以上。但是，Cu、Ni、Mo、V、Cu各自的含量在低于0.01％时，不能充分地得到上述的效果。另外，即使Cu含量超过2.0％、Ni含量超过2.0％、Mo含量超过1.0％、V含量超过0.3％、Cr含量超过2.0％，上述效果也达到饱和，从而使经济性降低。因此，在根据需要含有Cu、Ni、Mo、V、Cr的情况下，Cu含量优选为0.01～2.0％，Ni含量优选为0.01～2.0％，Mo含量优选为0.01～1.0％，V含量优选为0.01～0.3％，Cr含量优选为0.01～2.0％。

(选自由Mg、Ca以及REM构成的组中的1种或2种以上)

Mg、Ca以及REM(稀土类元素)是对成为破坏起点、且可能导致加工性劣化的非金属夹杂物的形态进行控制，从而使加工性得以提高的元素。因此，也可以含有选自该组之中的1种或2种以上。Mg、Ca以及REM的含量在0.0005％以上时效果变得明显，因而设定为0.0005％以上。另外，即使将Mg的含量设定为超过0.01％，将Ca的含量设定为超过0.01％，将REM的含量设定为超过0.1％，上述效果也达到饱和，从而使经济性降低。因此，Mg含量优选为0.0005～0.01％，Ca含量优选为0.0005～0.01％，REM含量优选为0.0005～0.1％。

(B：0.0002～0.01％)

B通过延迟铁素体相变而有助于将钢板组织的主相设定为回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者。除此以外，B与C同样偏析于晶界，提高晶界强度，从而使低温韧性得以提高。因此，也可以在热轧钢板中含有。然而，通过将B含量设定为0.0002％以上，该效果变得明显，因而将B含量的下限设定为0.0002％以上。另一方面，如果B含量超过0.01％，则不仅其效果达到饱和，而且经济性较差。因此，B含量优选为0.0002～0.01％。更优选为0.0005～0.005％，进一步优选为0.0007～0.0030％。

此外，关于其它元素，即使合计含有1％以下的Zr、Sn、Co、Zn、W，已经确认本发明的效果也不会受到损害。在这些元素之中，Sn在热轧时有可能产生缺陷，因而Sn含量优选为0.05％以下。

剩余部分包括铁和杂质。作为杂质，可以例示出在矿石和废料等原材料中含有的杂质、在制造工序中含有的杂质。

具有以上的组织和化学成分的本发明的热轧钢板由于设定为在以上说明的热轧钢板的表面因热浸镀锌处理而具有热浸镀锌层、或通过镀覆后合金化处理进而具有合金化锌镀层的钢板，因而可以提高耐食性。另外，镀层并不局限于纯锌，也可以含有Si、Mg、Zn、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等元素，以谋求耐食性的进一步提高。通过具有这样的镀层，不会损害本发明优良的疲劳强度以及低温韧性。

另外，无论具有通过有机皮膜形成、薄膜层叠、有机盐类/无机盐类处理、无铬处理等得到的表面处理层中的哪一种，都可以得到本发明的效果。

[热轧钢板的制造方法]

下面就本发明的热轧钢板的制造方法进行叙述。

为了实现优良的疲劳强度以及低温韧性，将回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者的体积分数的合计设定为90％以上，将板厚1/4部分的平均有效结晶粒径设定为10μm以下，将距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶粒径设定为6μm以下。而且回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者优选含有1×10⁶(个/mm²)以上的铁系碳化物，将回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者的有效晶粒的平均纵横尺寸比优选设定为2以下。为同时满足这些的制造方法的详细情况记载如下。

热轧之前的制造方法并没有特别的限定。也就是说，接着采用高炉或电炉等进行的熔炼，进行各种2次精炼而调整为上述的成分，接着除可以采用通常的连续铸造、利用铸锭法的铸造以外，还可以采用薄板坯铸造等方法进行铸造。

在连续铸造的情况下，既可以一次冷却至低温之后，再度加热后进行热轧，也可以不将铸锭冷却至室温而进行热轧。另外，也可以连续地热轧铸造板坯。只要能够控制在本发明的成分范围内，原料即便使用废料也没关系。

本发明的疲劳强度和低温脆性优良的热轧钢板在满足以下的要件时可以得到。

在制造热轧钢板时，在熔炼成规定的钢板成分之后，将铸造板坯直接加热至或者暂且冷却后加热至1200℃以上。在精轧的最终阶段，在将轧辊的直径设定为R/mm、压下率设定为r％时满足R/(100－r)≥8，且在900℃以上使热轧结束。在从精轧温度至700℃之间，以平均冷却速度为60℃/秒以上的冷却速度进行冷却；在从700℃至400℃之间，以50℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却；在从400℃至室温之间，以低于50℃/秒的平均冷却速度进行冷却。由此，可以制造疲劳强度和低温韧性优良、且抗拉强度为980MPa以上的热轧钢板。

热轧的板坯加热温度有必要在1200℃以上。本发明的热轧钢板由于进行了使用固溶Ti和Nb之中的任一者或两者的奥氏体晶粒的粗大化抑制，因而有必要使铸造时析出的NbC和TiC之中的任一者或两者再溶解。在板坯加热温度低于1200℃时，Nb和Ti之中的任一者或两者的碳化物溶解时需要长时间，因而不会引起之后的结晶粒径的细粒化、和由此产生的低温韧性的提高效果。因此，板坯加热温度有必要在1200℃以上。另外，板坯加热温度的上限并没有特别的规定，虽然可以发挥本发明的效果，但使加热温度过高在经济上是不优选的。因此，板坯加热温度的上限优选设定为低于1300℃。

在精轧的最终阶段，在将轧辊的直径设定为R/mm、压下率设定为r％时有必要满足R/(100－r)≥8。发明人进行了潜心的研究，发现如果满足R/(100－r)≥8，则距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶粒径在6μm以下，可以制造具有较高的疲劳强度的热轧钢板。其原因尚不清楚，但可以推测通过增大R/(100－r)的值，从而在精轧的最终阶段增大施加于热轧钢板表层的剪切变形，轧制后的相变时变形集中部便成为铁素体的核生成位点，从而使表层的组织微细化。如果设定R/(100－r)≥9.2，则可以得到距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶粒径在5μm以下的组织，如果进而设定R/(100－r)≥10.3，则可以得到距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶粒径在4μm以下的组织。

精轧温度有必要设定为900℃以上。本发明的热轧钢板为了奥氏体结晶粒径的细粒化，含有大量的Ti和Nb之中的任一者或两者。其结果是，在低于900℃的温度区域的精轧中，奥氏体难以再结晶，成为在轧制方向拉伸的晶粒，从而带来韧性的劣化。此外，精轧温度的上限优选为1040℃。

在从精轧温度至700℃之间，有必要以60℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。在平均冷却速度低于60℃/秒时，轧制后使表层的再结晶过剩地进行，从而距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶粒径超过6μm。这是因为如果R/(100－r)较大，则对表层施加较大的剪切变形，从而产生变形诱导再结晶。

如前所述，在精轧的最终阶段，在将轧辊的直径设定为R/mm、压下率设定为r％时满足R/(100－r)≥8，且在900℃以上使热轧结束。这样一来，可以进行控制使得平均有效结晶粒径在板厚1/4部分为10μm以下，在距表面为50μm范围的部分为6μm以下。由此，疲劳强度和低温韧性得以提高。此外，由于回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者的体积分数的合计在90％以上，因而在该平均有效结晶粒径中，大部分取决于这些组织的结晶。

接着，在从700℃至400℃之间，以50℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。

在从精轧温度至400℃之间，如果冷却速度低于50℃/秒，则在冷却途中生成铁素体，从而难以将作为主相的回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者的体积分数的合计设定为90％以上。因此，将700℃～400℃的平均冷却速度设定为50℃/秒以上。但是，如果在冷却过程中未形成铁素体，则在途中的温度区域也可以进行空冷。

此外，从Bs点至下贝氏体形成温度的冷却速度优选设定为50℃/秒以上。这是为了避免上贝氏体的生成。如果从Bs点至下贝氏体形成温度的冷却速度低于50℃/秒，则往往形成上贝氏体，而且在贝氏体的板条间生成初生马氏体(位错密度较高的马氏体)，或者存在残余奥氏体(在加工时成为位错密度较高的马氏体)。因此，烘烤硬化性以及低温韧性较差。此外，Bs点是上贝氏体的生成开始温度，是由成分决定的，在此为方便起见设定为550℃。另外，下贝氏体生成温度也由成分决定，在此为方便起见设定为400℃。从精轧温度至400℃，特别是从550℃至400℃，将冷却速度设定为50℃/秒以上。而且将从精轧温度至400℃的平均冷却速度设定为50℃/秒以上。

此外，从精轧温度至400℃以50℃/秒以上(在700℃以上为60℃/秒以上)的平均冷却速度进行冷却，也包含将从精轧温度至550℃的平均冷却速度设定为低于50℃/秒的条件。然而，在该条件下，上贝氏体变得容易生成，往往部分地生成以体积分数计为10％以上的上贝氏体。因此，从550℃至400℃的冷却速度优选设定为50℃/秒以上。

从400℃至室温的平均冷却速度有必要设定为低于50℃/秒。这是为了形成为以回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者为主相、且铁系碳化物的个数密度在上述范围的组织。在平均冷却速度为50℃/秒以上时，不能将铁系碳化物设定在上述范围，从而不能得到较高的疲劳强度和韧性。因此，有必要将平均冷却速度设定为低于50℃/秒。

在此，所谓“从400℃至室温以低于50℃/秒的平均冷却速度进行冷却”，并不意味着只是冷却，也包括等温保持、即在低于400℃下的卷取。再者，该温度区域的冷却速度控制由于其目的在于控制热轧钢板组织中的位错密度和铁系碳化物的个数密度，因而在暂且冷却至马氏体相变开始温度(Ms点)以下之后，即使再加热而提高温度，也可以得到本发明的效果即980MPa以上的最大抗拉强度、较高的疲劳强度和较高的韧性。

卷取温度有必要低于400℃。在卷取温度为400℃以上时，卷取后形成铁素体和上贝氏体之中的任一者或者两者，从而难以将作为主相的回火马氏体和下贝氏体之中的任一者或两者的体积分数的合计设定为90％以上。因此，卷取温度设定为低于400℃。

一般地说，为了得到马氏体，有必要抑制铁素体相变，需要进行50℃/秒以上的冷却。除此以外，在低温下从被称之为膜沸腾区域的热传导系数比较低且难以变冷的温度区域转移到被称之为核沸腾温度区域的热传导系数较大且容易变冷的温度区域。因此，在将低于400℃的温度区域设定为冷却停止温度的情况下，卷取温度容易变动，与之相伴随，材质也发生变动。因此，通常的卷取温度大多设定为超过400℃、或者室温卷取中的任一种。

其结果是，可以推定通过如本发明那样的从400℃至室温之间的卷取和冷却速度的降低，可以同时确保980MPa以上的最大抗拉强度和优良的疲劳强度以及低温韧性，在以往是难以发现的。

此外，为了通过热轧钢板的形状矫直和可动位错导入而谋求延性的提高，优选在整个工序结束后，实施压下率为0.1～2％的表皮光轧。另外，在整个工序结束后，为了除去附着于所得到的热轧钢板表面的氧化皮，也可以对于所得到的热轧钢板，根据需要进行酸洗。再者，在酸洗之后，也可以对所得到的热轧钢板以在线或者离线的方式实施压下率为10％以下的表皮光轧或者冷轧。

本发明的热轧钢板经由通常的热轧工序即连续铸造、粗轧、精轧、或者酸洗而制造。但是，即使抽出其一部分而进行制造，也可能确保作为本发明效果的980MPa以上的最大抗拉强度和优良的疲劳强度以及低温韧性。

另外，在暂且制造出热轧钢板之后，为了碳化物的析出，即使以在线或者离线的方式，在100～600℃的温度范围进行热处理，也可能确保作为本发明效果的980MPa以上的最大抗拉强度和高的疲劳强度以及低温韧性。

本发明的所谓最大抗拉强度为980MPa以上的钢板，是指使用沿垂直于热轧的轧制方向的方向切出的JIS5号试验片，基于根据JISZ2241进行的拉伸试验的最大拉伸应力为980MPa以上的钢板。

本发明的所谓疲劳强度优良的钢板，是指通过根据JISZ2275进行的平面弯曲疲劳试验而得到的1000万次时间强度为600MPa以上的钢板。

本发明的所谓在低温下的韧性优良的钢板，是指根据JISZ2242进行的夏比试验的断口转变温度(vTrs)为-40℃以下的钢板。

在本发明中，成为对象的热轧钢板主要为汽车用途，因而板厚大多为3mm左右。于是，对热轧钢板的表面进行磨削，从而将热轧钢板加工成2.5mm小尺寸试验片而进行。

实施例

下面举出本发明的实施例，就本发明的技术内容进行说明。此外，本实施例的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不局限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的宗旨，可以实现本发明的目的，就可以采用各种条件。

下面就使用具有表1所示的组成成分的钢而进行研究的结果进行说明。表1所示的从A至P的钢是具备本发明的组成条件的例子，从a至j的钢是不具备本发明的组成条件的例子。此外，作为REM，具体地使用La和Ce。

在这些钢被铸造后，直接进行加热，或者暂且冷却至室温后进行再加热，加热至1170℃～12950℃的温度范围，然后在表2-1以及2-2的条件下实施热轧，在889℃～1095℃下进行精轧，再在表2-1以及2-2所示的条件下进行冷却以及卷取，从而制成板厚为3.4mm的热轧钢板。然后进行酸洗，之后进行0.5％的表皮光轧。

在表2-1以及2-2中，R是指精轧最终阶段的轧辊直径(mm)，r表示精轧最终阶段的压下率(％)。下划线意味着在本发明的范围外。此外，表2-1以及2-2的钢标记与所使用的表1的钢成序列的编号来表示。

从所得到的热轧钢板上切出各种试验片，以实施材质试验和组织观察等。拉伸试验在与轧制方向垂直的方向上切出JIS5号试验片，根据JISZ2242而进行试验。

疲劳强度使用通过根据JISZ2275进行的平面弯曲疲劳试验求出的1000万次时间强度而进行了评价。

夏比试验根据JISZ2242而实施，从而测定出断口转变温度。本发明的热轧钢板由于板厚低于10mm，因而在将所得到的热轧钢板的正背面进行磨削而使其成为2.5mm之后，再实施夏比试验。

对于一部分热轧钢板，加热至660～720℃，进行热浸镀锌处理或者在镀覆处理后再进行540～580℃下的合金化热处理，从而制成热浸镀锌钢板(GI)或者合金化热浸镀锌钢板(GA)，然后实施材质试验。

对于显微组织观察，采用上述的方法加以实施，从而测定出各组织的体积分数、铁系碳化物的个数密度、有效结晶粒径、以及平均纵横尺寸比。

结果如表3-1～3-3所示。在表3-1～3-3中，下划线表示在本发明的范围外。另外，HR是指热轧钢板，GI是指热浸镀锌钢板，GA是指对热轧钢板实施合金化热浸镀锌所得到的镀覆钢板。

仅满足本发明的条件，就具有980MPa以上的最大抗拉强度、较高的疲劳强度以及低温韧性。

另一方面，钢B-10、G-3、K-4由于板坯加热温度低于1200℃，铸造时析出的Ti和Nb之中的任一者或两者的铁系碳化物难以固溶，因而即使将其它热轧条件设定在本发明的范围，也不能将有效结晶粒径设定在本发明的范围，从而低温韧性较差。

钢A-8、C-4、F-3、K-5、O-2由于在精轧最终阶段，将轧辊直径设定为R/mm、压下率设定为r％时R/(100-r)低于8，未能对热轧钢板的表层施加充分的变形，因而距表面为50μm范围的部分的平均有效结晶粒径变得粗大，从而疲劳强度较差。

钢A-9、B-11、G-4、K-6由于精轧温度过低，成为在未再结晶奥氏体区域的轧制，因而成为向轧制方向延伸的晶粒，所以平均纵横尺寸比较大，低温韧性较差。

钢A-10、D-3、H-3、K-7、N-2、O-3由于从精轧温度至700℃的冷却速度低于60℃/秒，在冷却中表层附近的晶粒发生再结晶，平均有效结晶粒径增大，因而疲劳强度较差。

钢A-11、A-13、D-4、H-4、K-8、K-10由于在700～400℃之间的冷却速度低于50℃/秒，在冷却中形成铁素体或者上贝氏体，难以确保抗拉强度和疲劳强度，而且铁素体和马氏体界面成为破坏起点，因而低温韧性较差。

钢A-12、B-12、I-2、K-9由于从400℃至室温的冷却速度在50℃/秒以上，碳化物的析出量并不充分，因而低温韧性较差。

钢A-13、D-4、K-10的卷取温度在400℃以上，钢板组织中的铁素体或者上贝氏体组织增多。因此，难以确保抗拉强度和疲劳强度，而且在上贝氏体组织中存在的板条间析出的粗大的铁系碳化物成为破坏的起点，因而低温韧性较差。

另外，正如钢A-4、B-2、9、C-2、3、K-3、L-7、M-1所示的那样，即使进行合金化热浸镀锌处理或者合金化热浸镀锌处理，也可以确保本发明的材质。

另一方面，钢板成分并不满足本发明范围的钢a1～j1未能具有本发明所规定的980MPa以上的抗拉强度、优良的疲劳强度以及低温韧性。

此外，除O含量超过0.01质量％以外，在与钢A-1相同的条件下制作出了样品，结果确认加工性存在问题，不能作为产品进行操作。

表2-1

表2-2

产业上的可利用性

本发明是对最大抗拉强度为980MPa以上、且疲劳强度和低温韧性优良的热轧钢板及其制造方法有效的技术。根据本发明，可以提供一种疲劳强度和低温韧性优良、且最大抗拉强度为980MPa以上的热轧钢板。该热轧钢板由于加工容易，能够耐受在极寒冷地区的使用，因而产业上的贡献是极其显著的。

Claims

1.一种热轧钢板，其特征在于，具有如下的组成：以质量％计含有

C：0.01～0.2％、

Si：大于0％且在2.5％以下、

Mn：大于0％且在4.0％以下、

P：0.10％以下、

S：0.03％以下、

Al：0.001～2.0％、

N：大于0％且在0.01％以下、

O：大于0％且在0.01％以下、

Cu：0～2.0％、

Ni：0～2.0％、

Mo：0～1.0％、

V：0～0.3％、

Cr：0～2.0％、

Mg：0～0.01％、

Ca：0～0.01％、

REM：0～0.1％、以及

B：0～0.01％，

而且具有回火马氏体和下贝氏体的体积分数合计为90％以上的组织；

2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于：所述回火马氏体和下贝氏体中存在的铁系碳化物为1×10⁶个/mm²以上，所述回火马氏体和下贝氏体的有效晶粒的平均纵横尺寸比为2以下。

3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有选自

Cu：0.01～2.0％、

Ni：0.01～2.0％、

Mo：0.01～1.0％、

V：0.01～0.3％、以及

Cr：0.01～2.0％之中的1种或2种以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的热轧钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有选自

Mg：0.0005～0.01％、

Ca：0.0005～0.01％、以及

REM：0.0005～0.1％之中的1种或2种以上。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的热轧钢板，其特征在于：以质量％计，进一步含有B：0.0002～0.01％。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的热轧钢板，其特征在于：在钢板的表面具有锌镀层或者合金化锌镀层。

7.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

熔炼成如下的组成，即以质量％计含有

C：0.01～0.2％、

Si：大于0％且在2.5％以下、

Mn：大于0％且在4.0％以下、

P：0.10％以下、

S：0.03％以下、

Al：0.001～2.0％、

N：大于0％且在0.01％以下、

O：大于0％且在0.01％以下、

Cu：0～2.0％、

Ni：0～2.0％、

Mo：0～1.0％、

V：0～0.3％、

Cr：0～2.0％、

Mg：0～0.01％、

Ca：0～0.01％、

REM：0～0.1％、以及

B：0～0.01％，

并合计含有0.01～0.30％的Ti和Nb之中的任一者或两者，剩余部分包括铁和杂质；之后将铸造板坯直接加热至或者暂且冷却后加热至1200℃以上的工序；

在精轧的最终阶段，在将轧辊的直径设定为R/mm、压下率设定为r％时满足R/(100－r)≥8，且将热轧的结束温度设定为900℃以上而进行热轧的工序；以及

在从精轧温度至700℃之间，以平均冷却速度为60℃/秒以上的冷却速度进行冷却；在从700℃至400℃之间，以平均冷却速度为50℃/秒以上的冷却速度进行冷却；在从400℃至室温之间，以平均冷却速度低于50℃/秒的冷却速度进行冷却；并在低于400℃的温度下进行卷取的工序。

8.根据权利要求7所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述铸造板坯以质量％计，进一步含有选自

Cu：0.01～2.0％、

Ni：0.01～2.0％、

Mo：0.01～1.0％、

V：0.01～0.3％、以及

Cr：0.01～2.0％之中的1种或2种以上。

9.根据权利要求7或8所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述铸造板坯以质量％计，进一步含有选自

Mg：0.0005～0.01％、

Ca：0.0005～0.01％、以及

REM：0.0005～0.1％之中的1种或2种以上。

10.根据权利要求7～9中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：所述铸造板坯以质量％计，进一步含有B：0.0002～0.01％。

11.根据权利要求7～10中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在卷取后，进一步具有进行锌镀覆处理或者合金化锌镀覆处理的工序。