CN105849295A - 焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一个方面，其目的在于提供一种电阻焊接性优异从而容易进行焊接作业的高效去毛刺热轧钢及其制备方法。

Description

焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板及其制备方法。
背景技术
最近，在汽车行业中为了使汽车兼容用于降低CO2排放量的轻量化以及用于提高碰撞安全性的车身强化，汽车车身使用高强度钢板(High Tensile Strength Steel)。高强度钢板是实现这种相反的要求的成本效率高的材料，为了应对今后更加严格的规范其适用量会逐渐增大。特别是，随着对碰撞安全性的关注度的提高，起到的作用越来越大。
通常，材料的强度越高其成型性能会变差。钢铁材料也不例外，至今一直尝试着使钢铁兼容高强度和高延展性。并且，用于汽车配件的材料所需的特性，除了延展性之外还有去毛刺加工性。但是，去毛刺加工性也表现出随着高强度化而降低的倾向，因此提高去毛刺加工性也成为如何应用于高强度钢板的汽车配件中的所要解决的课题。另外，汽车配件是通过采用点焊、弧焊、等离子焊、激光焊等方式对通过冲压成型等来加工的零部件进行焊接而装配而成。并且，最近还出现了将钢板通过上述焊接方式接合之后进行冲压成型的情况。成型过程中或作为配件来装配使用时的焊接部的强度从成型界限、安全性角度考虑很重要。因而，对于用作汽车配件等的高强度钢板，去毛刺加工性和焊接部的强度均为重要的检讨课题。
在专利文献1中提出了以下技术，即采用三段式冷却方式来形成铁素体-贝氏体组织从而提高延伸凸缘性，所述三段式冷却方式是指，经过热轧之后冷却到700℃左右的温度，然后气冷一段时间，再次冷却并进行收卷。并且，在专利文献2中提出了制备延伸率和延伸凸缘性均优异的热轧钢板的技术，即通过控制成铁素体-贝氏体组织，此时铁素体分数为80％以上，使晶粒的短轴(ds)与长轴(dl)的比为0.1的晶粒占80％，以使钢板具有69kg/cm2以上的强度。
但是，如上所述的技术主要利用Si、Mn、Al、Mo等合金成分来制备铁素体-贝氏体复合组织的双相钢，这种合金成分在电阻焊过程中增大电阻使得电阻发热严重，或者，在降低输入电流值进行操作的情况下，会产生冷焊。并且，由于Si、Mn、Al等在焊接时形成氧化物，因此存在会降低焊接部的健全性的问题。
(专利文献1)日本专利公开特开平6-293910号公报
(专利文献2)韩国专利公开2003-0055339号公报
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明的一个方面，其目的在于提供一种电阻焊接性优异且焊接操作容易，同时去毛刺性优异的热轧钢板及其制备方法。
(二)技术方案
本发明的一个方面提供一种焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板，以重量％计，包含：C：0.03～0.1％、Si：0.01～1.2％、Mn：1.2～1.9％、Al：0.01～0.08％、Cr：0.005～0.8％、Mo：0.01～0.12％、P：0.01～0.05％、S：0.001～0.005％、N：0.001～0.01％、余量的铁(Fe)以及不可避免的杂质，同时所述各成分满足以下数学式1，且抗张强度和延伸凸缘性的乘积为48000以上。
数学式1：
10.646+0.2[C]+0.25[Si]+0.3[Mn]-0.1[Cr]+0.55[Al]+0.2[Mo]-4.23[Ti]-2.5[Nb]-2.9[V]≤11.1，其中，所述数学式1中的C、Si、Mn、Cr、Al、Mo、Ti、Nb及V分别表示对应元素的含量(重量％)。
本发明的另一个方面的焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板的制备方法，其包括以下步骤：准备钢坯，所述钢坯以重量％计，包含：C：0.03～0.1％、Si：0.01～1.2％、Mn：1.2～1.9％、Al：0.01～0.08％、Cr：0.005～0.8％、Mo：0.01～0.12％、P：0.01～0.05％、S：0.001～0.005％、N：0.001～0.01％、余量的铁(Fe)以及不可避免的杂质，同时所述各成分满足以下数学式1；在1200～1300℃的温度下对所述钢坯进行再加热；以850～1000℃的精轧温度对经过再加热的所述钢坯进行热轧，以获得钢板；以10～100℃/秒的冷却速度对经过热轧的所述钢板进行一次冷却，直至温度达到500～750℃；对经过冷却的所述钢板进行4～10秒钟的气冷；以及以10～100℃/秒的冷却速度对经过气冷的所述钢板进行二次冷却，直至温度达到300～500℃。
数学式1：
10.646+0.2[C]+0.25[Si]+0.3[Mn]-0.1[Cr]+0.55[Al]+0.2[Mo]-4.23[Ti]-2.5[Nb]-2.9[V]≤11.1，其中，所述数学式1中的C、Si、Mn、Cr、Al、Mo、Ti、Nb及V分别表示对应元素的含量(重量％)。
另外，所述技术方案没有列举出本发明的所有特征。参照下面的具体实施方式能够对本发明的多种特征及根据这些特征的优点和效果有进一步的理解。
(三)有益效果
根据本发明，对钢的成分及热轧组织进行优化，从而具有以下效果，即抗张强度和延伸凸缘性的乘积为48000以上，焊接时焊接部的健全性得以提高，从而确保焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板。
附图说明
图1是示出实施例的所有钢的抗张强度(TS)和延伸凸缘性(HER)的乘积值及将其代入数学式1时所得的值的图表。
具体优选实施方式
本发明人为了研发能够克服如上所述的技术未能解决的问题的热轧钢板而进行了研究，结果，确认了可通过控制钢的组成成分、微细组织以及工艺条件来生产焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板，从而完成了本发明。
以下，对本发明的一个方面的焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板进行详细说明。
本发明的一个方面提供一种焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板，所述钢板以重量％计，包含：C：0.03～0.1％、Si：0.01～1.2％、Mn：1.2～1.9％、Al：0.01～0.08％、Cr：0.005～0.8％、Mo：0.01～0.12％、P：0.01～0.05％、S：0.001～0.005％、N：0.001～0.01％、余量的铁(Fe)以及不可避免的杂质，同时所述各成分满足以下数学式1，且抗张强度和延伸凸缘性的乘积为48000以上：
数学式1：
10.646+0.2[C]+0.25[Si]+0.3[Mn]-0.1[Cr]+0.55[Al]+0.2[Mo]-4.23[Ti]-2.5[Nb]-2.9[V]≤11.1，其中，所述数学式1中的C、Si、Mn、Cr、Al、Mo、Ti、Nb及V分别表示对应元素的含量(重量％)。
碳(C)：0.03～0.1重量％
C是使钢强化的最经济且有效的元素。当增加所述碳的添加量时，铁素体-马氏体复合组织钢的马氏体分数将增加，从而抗张强度会增大。当所述碳含量小于0.03重量％时，在热轧之后进行冷却的过程中不易形成马氏体相。另一方面，当所述碳含量大于0.1重量％时，强度过于提高，焊接性、成型性以及韧性会降低。因而，所述C的含量优选为0.03～0.1重量％。
硅(Si)：0.01～1.2重量％
Si使钢水脱氧且具有固溶强化效果，其作为铁素体稳定化元素，具有在热轧之后进行冷却的过程中促进铁素体相变的效果，因此是增大构成铁素体-马氏体复合组织钢基体的铁素体分数的有效元素。当所述硅的含量小于0.01重量％时，由于铁素体稳定化效果低，因此难以将基体组织变为铁素体组织。另一方面，当所述硅的含量大于1.2重量％时，热轧时钢板表面出现由Si引起的红色氧化皮，从而不仅导致钢板表面的质量变得很差，而且延展性和焊接性也会降低。因而，所述硅的含量优选为0.01～1.2重量％。
锰(Mn)：1.2～1.9重量％
如同Si，Mn是使钢固溶强化的有效元素，其增加钢的硬化能，从而具有在热轧后进行冷却的过程中容易形成贝氏体相的效果。在本发明中为了达到这些效果，其含量优选为1.2重量％以上。但是，当所述锰的含量大于1.9重量％时，会过度延迟铁素体的相变，因此难以确保作为基体组织的铁素体的最佳分数。并且，在连铸工艺中，铸造钢坯时，在厚度中心部中偏析部很发达，从而影响最终产品的焊接性。因而，所述Mn的含量优选为1.2～1.9重量％。
铝(Sol.Al)：0.01～0.08重量％
Al主要是为了实现脱氧而添加的成分，其作为铁素体稳定化元素，具有在热轧之后进行冷却的过程中有助于在钢中形成铁素体相的效果。当所述铝的含量小于0.01重量％时，无法确保本发明所要达到的效果。另一方面，当所述铝的含量大于0.08重量％时，在进行连铸时，板坯容易产生诸如角裂的缺陷，热轧之后产生表面缺陷，从而降低表面质量。因而，所述铝的含量优选为0.01～0.08重量％。
铬(Cr)：0.005～0.8重量％
Cr起到的作用为，使钢固溶强化，以及在进行冷却时，延迟铁素体的相变，从而帮助形成贝氏体。为了确保本发明所要达到的效果，其含量优选为0.005重量％以上。另一方面，当所述铬的含量大于0.8重量％时，过度延迟铁素体的相变，导致马氏体分数的增加超过所需程度，从而降低延伸率。因而，所述Cr的含量优选为0.005～0.8重量％。
钼(Mo)：0.01～0.12重量％
Mo起到的效果为，增加钢的硬化能，从而易于形成贝氏体组织。为了达到本发明的这种效果，其含量优选为0.01重量％以上。另一方面，当所述钼的含量大于0.12重量％时，因可淬性过度增加而使焊接性恶化，且从经济角度考虑也不利。因而，所述Mo的含量优选为0.01～0.12重量％。
磷(P)：0.01～0.05重量％
如同Si，P具有固溶强化和促进铁素体相变的效果。当所述磷的含量小于0.01重量％时，无法充分地获得本发明所要确保的强度。另一方面，当所述磷的含量大于0.05重量％时，由于微观偏析所导致的带状组织化，因此降低延展性。因而，所述磷的含量优选为0.01～0.05重量％。
氮(N)：0.001～0.01重量％
N与C一起被誉为代表性的固溶强化元素，其与钛(Ti)、铝(Al)一起形成粗大的析出物。通常，N的固溶强化效果比碳优异，但随着钢中的氮的含量增加，韧性将大幅降低。当所述氮的含量小于0.001重量％时，在炼钢过程中需要较长时间，从而降低生产率。另一方面，当所述氮的含量大于0.01重量％时，大幅增加产生脆断的危险。因而，所述氮的含量优选为0.001～0.01重量％。
本发明的剩余的成分是铁(Fe)。但是，在普通的制造过程中，不可避免地混入来自原料或周围环境的杂质，因此不能排除这种情况的发生。制造过程中的普通技术人员都会知道这些杂质，因此在本说明书中没有特别提及这方面的所有内容。
但是，其中，硫是经常提及的杂质，因此下面将对其进行简略的说明。
硫(S)：0.001～0.005重量％
所述硫是不可避免地包含的杂质，其与Mn等结合而形成非金属夹杂物，由此会大幅降低钢的延伸凸缘性，因此优选地将其含量抑制在尽可能低的程度。理论上将硫的含量控制在0重量％是最有利的，然而在制备工序中必然含有硫。因而，管理硫含量上限很重要，在本发明中优选地将所述硫的含量上限限定为0.01重量％。
与此同时，当本发明的钢材进一步包含选自由下面进行说明的铌(Nb)、钛(Ti)及钒(V)中的一种以上的元素时，能够进一步提高本发明的效果。更优选而言，包含重量为0.001～0.15重量％的选自上述元素中的一种以上的元素。
Ti在钢中以TiN的形式存在，从而在实现热轧的加热过程中具有抑制晶粒生长的效果。并且，与氮发生反应后所剩下的Ti固溶于钢中，并与碳结合而形成TiC析出物，因此所述钛是用于提高钢的强度的有用的成分。
Nb和V在钢中形成碳化物，因此有利于晶粒细化，且形成微细的析出物，从而提高钢的强度和韧性。能够使增加电阻率的C、N等固溶元素稳定化，因此缓和电阻焊接时产生局部火花的现象，抑制焊接部的软化。
与此同时，为了提高焊接性，所述C、Si、Mn、Cr、Al、Mo、Ti、Nb以及V优选满足以下数学式1，当大于数学式1中设为界限的11.1时，由于高温下的电阻率将升高，因此焊接性会显著降低。不需要特别限定其下限，然而考虑到延伸凸缘性和延伸性，可将其下限限制为10.5。如果添加量为所述值以下时，强度或延伸率会急剧变差。
数学式1：
10.646+0.2[C]+0.25[Si]+0.3[Mn]-0.1[Cr]+0.55[Al]+0.2[Mo]-4.23[Ti]-2.5[Nb]-2.9[V]≤11.1
其中，所述数学式1中的C、Si、Mn、Cr、Al、Mo、Ti、Nb及V分别表示对应元素的含量(重量％)。
并且，所述高效去毛刺热轧钢的抗张强度和延伸凸缘性的乘积优选为48000以上。
并且，优选地，所述热轧钢板包括铁素体组织内包含贝氏体相的微细组织。由于包含这种微细组织，因此抑制粗大的碳化物的形成，从而在塑性变形中防止在所述界面上产生的破坏。与此同时，更优选地，铁素体组织内包含的贝氏体相的分数为5～20％。当所包含的贝氏体相的分数小于5％时，无法确保本发明所要确保的强度，另一方面，当所包含的贝氏体相的分数大于20％时，延伸率会变差。
以下，对本发明的另一个方面的焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板的制备方法进行详细的说明。
本发明的另一个方面的焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板的制备方法包括以下步骤：准备钢坯，所述钢坯以重量％计，包含：C：0.03～0.1％、Si：0.01～1.2％、Mn：1.2～1.9％、Al：0.01～0.08％、Cr：0.005～0.8％、Mo：0.01～0.12％、P：0.01～0.05％、S：0.001～0.005％、N：0.001～0.01％、余量的铁(Fe)以及不可避免的杂质，同时所述各成分满足以下数学式1；在1200～1300℃的温度下对所述钢坯进行再加热；以850～1000℃的精轧温度对经过再加热的所述钢坯进行热轧，以获得钢板；以10～100℃/秒的冷却速度对经过热轧的所述钢板进行一次冷却，直至温度达到500～750℃；对经过冷却的所述钢板进行4～10秒钟的气冷；以10～100℃/秒的冷却速度对经过气冷的所述钢板进行二次冷却，直至温度达到300～500℃。
数学式1：
10.646+0.2[C]+0.25[Si]+0.3[Mn]-0.1[Cr]+0.55[Al]+0.2[Mo]-4.23[Ti]-2.5[Nb]-2.9[V]≤11.1
其中，所述数学式1中的C、Si、Mn、Cr、Al、Mo、Ti、Nb及V分别表示对应元素的含量(重量％)。
再加热步骤
优选地，在1200～1300℃的温度下对满足上述成分系的钢坯进行再加热。当所述再加热温度低于1200℃时，析出物无法被充分再固溶，因此在热轧之后的工序中NbC、TiC等的析出物会减少。另一方面，当温度高于1300℃时，因奥氏体晶粒的异常晶粒生长而导致强度降低。因此，优选地，将钢坯的再加热温度限定为1200～1300℃。
热轧步骤
能够对通过如上所述的方式来再加热的钢坯实施热轧。此时，优选地，在850～1000℃的温度下执行精轧。当所述精轧温度小于850℃时，轧制负荷会大大增加。另一方面，当所述精轧温度高于1000℃时，钢板的组织将变得粗大，导致钢材变得脆弱、氧化皮变厚以及产生高温轧制性氧化皮缺陷等的表面质量降低的问题。因而，所述精轧温度优选限定为850～1000℃。
一次冷却步骤
优选地，对通过如上所述的方式进行热轧的钢板进行一次冷却。并且，优选地，对进行热轧的钢板进行一次冷却，直到温度从所述精轧温度降到500～750℃。当一次冷却结束时的温度低于500℃时，钢中的微细组织大部分具有贝氏体，因此不能够确保本发明所要确保的微细组织。另一方面，当高于750℃时，将形成粗大的铁素体和珠光体组织，因此降低钢的强度。并且，优选地，以10～100℃/秒的冷却速度进行一次冷却。当小于10℃/秒时，会使铁素体晶粒粗大化，且析出物也会粗大化，因此在确保本发明所要获得的强度方面存在问题，当大于100℃/秒时，热轧钢板的形状发生不良。
气冷步骤
优选地，对通过如上所述的方式进行冷却的钢板进行气冷。优选地，对所述经过冷却的钢板进行4～10秒钟的气冷。当气冷时间少于4秒时，无法充分地形成铁素体组织，因此大幅降低延展性。另一方面，当气冷时间超过10秒时，铁素体分数会增加，从而使马氏体分数减小，因此无法确保本发明所要确保的强度和延伸率。
二次冷却步骤
优选地，对通过如上所述的方式进行气冷的钢板进行二次冷却。并且，优选地，以10～100℃/秒的冷却速度对所述经过气冷的钢板进行二次冷却，直到温度从所述经过气冷的钢板温度降到300～500℃。当二次冷却结束时的温度低于300℃时，将形成马氏体相，从而导致延伸凸缘性变差。另一方面，当二次冷却结束时的温度超过500℃时，会形成粗大的碳化物，从而导致延伸凸缘性变差。并且，优选地，以10～100℃/秒的冷却速度进行一次冷却。当小于10℃/秒时，会形成粗大的碳化物，因此在确保本发明所要确保的延伸凸缘性方面存在问题，当大于100℃/秒时，热轧钢板的形成变得不良。
在所述冷却步骤之后还可包括进行收卷的步骤，以易于保管和移动冷却钢板。
还可进一步包括对通过如上所述的方法制造的钢板进行自然冷却之后，进行酸洗以去除表层部的氧化皮并涂油的步骤，从而制造出酸洗钢板。
并且，还可进一步包括在450～480℃的温度下对所述酸洗钢板进行再加热之后使其通过熔融镀锌浴的步骤，从而制造出熔融镀锌钢板。
具体实施方式
以下，通过实施例更加具体地说明本发明。但是，需要注意的是下述的实施例只是为了更加详细地说明本发明而例示的，其并不限定本发明的保护范围。这是因为本发明的保护范围依据权利要求书中记载的内容和从所述内容合理地推断的内容而决定。
(实施例)
将满足下面的表1中所记载的成分系的钢坯加热到1250℃，并在下面的表2中所记载的温度下进行热精轧。然后，以70℃/秒的冷却速度进行一次冷却直至温度达到680℃，接着进行气冷6秒钟，并以70℃/秒的冷却速度进行二次冷却直至温度达到450℃，然后在下面的表2中所记载的温度下进行收卷。
对完成收卷工序后获得的最终的热轧钢板的屈服强度(YS)、抗张强度(TS)、断裂延伸率(T-EI)、延伸凸缘性(Hole Expanding Ratio，HER)进行评价，并将其结果表示在下面的表2中。
并且，对最终的热轧钢板进行刻蚀之后利用光学显微镜在500倍的放大倍数下进行观察，然后用图像分析仪来进行分析，并将铁素体组织内的贝氏体的相分数记载在下面的表2中。
与此同时，将所述最终的热轧钢板的焊接性也表示在下面的表2中。就所述焊接性而言，在表3中的条件下进行焊接之后，采用单轴拉伸试验法来测定焊接部的强度。此时，如果焊接部断裂，则将焊接性评价为差。
表1
区分 C Si Mn Cr Al P S N Ti Mo Nb V
比较例1 0.05 0.6 1.5 0 0.03 0.01 0.003 0.004 0 0.01 0.05 0
比较例2 0.06 0.5 1.6 0 0.1 0.01 0.003 0.004 0 0.01 0.02 0.02
比较例3 0.06 0.8 1.8 0 0.03 0.01 0.003 0.004 0.04 0.01 0 0
比较例4 0.06 1.2 1.6 0 0.03 0.01 0.003 0.004 0.02 0.01 0.05 0
比较例5 0.07 1 1.6 0 0.03 0.01 0.003 0.004 0.04 0.01 0 0.025
比较例6 0.07 0.8 1.8 0 0.03 0.01 0.003 0.004 0.02 0.01 0.02 0.03
比较例7 0.08 1.2 1.6 0 0.1 0.01 0.003 0.004 0.04 0.01 0.03 0
比较例8 0.08 1.5 1.8 0 0.03 0.01 0.003 0.004 0.06 0.04 0.025 0
比较例9 0.1 1 1.8 0.3 0.03 0.01 0.003 0.004 0.06 0.01 0.05 0.02
发明例1 0.08 0.05 1.5 0 0.03 0.01 0.003 0.005 0 0.01 0.05 0
发明例2 0.07 0.7 1.4 0.1 0.03 0.01 0.003 0.005 0.03 0.04 0.03 0
发明例3 0.04 1.1 1.7 0.7 0.03 0.01 0.003 0.005 0.06 0.01 0.03 0
发明例4 0.07 0.8 1.8 0.4 0.03 0.01 0.003 0.005 0.08 0.1 0.03 0.02
发明例5 0.08 0.6 1.8 0.4 0.03 0.01 0.003 0.004 0.03 0.01 0.02 0.03
发明例6 0.09 0.8 1.6 0.2 0.03 0.01 0.003 0.004 0.04 0.04 0.02 0.02
表2
表3
如表2所示，可以确认，发明例1至6满足本发明所提到的成分范围和制备条件，从而可确保抗张强度和延伸凸缘性的乘积值大，且焊接性优异的热轧钢板。
另一方面，可以确认比较例1、4、5、6以及7不满足数学式1，从而焊接性差。
并且，就比较例2、3以及8而言，可以确认，抗张强度和延伸凸缘性乘积值虽然满足了本发明所提到的范围的值，但是没有满足数学式1，因此焊接性差。

Claims (7)

1.一种焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板，以重量％计，其包含：C：0.03～0.1％、Si：0.01～1.2％、Mn：1.2～1.9％、Al：0.01～0.08％、Cr：0.005～0.8％、Mo：0.01～0.12％、P：0.01～0.05％、S：0.001～0.005％、N：0.001～0.01％、余量的铁(Fe)以及不可避免的杂质，同时所述各成分满足以下数学式1，且抗张强度和延伸凸缘性的乘积为48000以上，
数学式1：
10.646+0.2[C]+0.25[Si]+0.3[Mn]-0.1[Cr]+0.55[Al]+0.2[Mo]-4.23[Ti]-2.5[Nb]-2.9[V]≤11.1，
其中，所述数学式1中的C、Si、Mn、Cr、Al、Mo、Ti、Nb及V分别表示对应元素的含量(重量％)。
2.根据权利要求1所述的焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板，其还包含总量在0.001～0.15重量％的选自Nb、Ti及V中的一种以上元素。
3.根据权利要求1所述的焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板，其具有铁素体组织内包含的贝氏体相分数为5～20％的微细组织。
4.一种焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板的制备方法，其包括以下步骤：
准备钢坯，所述钢坯以重量％计，包含：C：0.03～0.1％、Si：0.01～1.2％、Mn：1.2～1.9％、Al：0.01～0.08％、Cr：0.005～0.8％、Mo：0.01～0.12％、P：0.01～0.05％、S：0.001～0.005％、N：0.001～0.01％、余量的铁(Fe)以及不可避免的杂质，同时所述各成分满足以下数学式1；
在1200～1300℃的温度下对所述钢坯进行再加热；
以850～1000℃的精轧温度对经过再加热的所述钢坯进行热轧，以获得钢板；
以10～100℃/秒的冷却速度对经过热轧的所述钢板进行一次冷却，直至温度达到500～750℃；
对经过冷却的所述钢板进行4～10秒钟的气冷；以及
以10～100℃/秒的冷却速度对经过气冷的所述钢板进行二次冷却，直至温度达到300～500℃，
数学式1：
10.646+0.2[C]+0.25[Si]+0.3[Mn]-0.1[Cr]+0.55[Al]+0.2[Mo]-4.23[Ti]-2.5[Nb]-2.9[V]≤11.1，
其中，所述数学式1中的C、Si、Mn、Cr、Al、Mo、Ti、Nb及V分别表示对应元素的含量(重量％)。
5.根据权利要求4所述的焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板的制备方法，所述钢坯还包含总量在0.001～0.15重量％的选自Nb、Ti及V中的一种以上元素。
6.根据权利要求4所述的焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板的制备方法，还包括对所述钢板进行自然冷却之后进行酸洗的步骤。
7.根据权利要求6所述的焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板的制备方法，还包括所述酸洗步骤之后在450～480℃的温度下进行再加热并进行熔融镀锌的步骤。
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