CN107532257B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供内部氧化层的形成被抑制、且加工性优异的热轧钢板。本实施方式的热轧钢板具有以下的化学组成：以质量％计含有C：0.07～0.30％、Si：超过1.0且2.8％以下、Mn：2.0～3.5％、P：0.030％以下、S：0.010％以下、Al：0.01～低于1.0％、N：0.01％以下、O：0.01％以下、Sb：0.03～0.30％，余量由Fe和杂质组成，具有满足式(1)。Si+Mn≥3.20(1)此处，在式(1)中的元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及热轧钢板及其制造方法。
背景技术
为了兼顾汽车的轻量化和碰撞安全性，高强度钢板在汽车中的应用推进。高强度钢板为了高强度化而含有大量的合金元素。特别是，具有980MPa以上的拉伸强度的高强度钢板含有大量的Si和Mn。
高强度钢板通常利用如下方法制造。首先，将板坯热轧而制造热轧钢板，卷取成卷材(coil)状。接着，对热轧钢板进行酸洗、冷轧和退火。
为了提高热轧钢板的冷加工性，有时会提高卷取成卷材状时的温度(以下称为卷取温度)。卷取温度如果高，则会在热轧钢板的表层附近形成内部氧化层。内部氧化层从热轧钢板的母材表面朝向板厚中央以几十μm的厚度形成。内部氧化层会使冷轧后的钢板(冷轧钢板)的表面性状、成型性和焊接性降低。因此，内部氧化层通过对热轧钢板实施酸洗处理而在冷轧前去除。
另外，热轧钢板的制造中，在热轧钢板的表面形成氧化覆膜(氧化皮)。氧化皮会使钢板的表面性状、成型性和焊接性降低。因此，氧化皮也与内部氧化层同样地通过对热轧钢板实施酸洗处理而去除。
然而，内部氧化层、氧化皮如果厚，则会给对热轧钢板的酸洗处理造成过大的作业负担。进而，内部氧化层、氧化皮如果残留，则如上所述，冷轧钢板的表面性状、成型性和焊接性会降低。进而，冷轧钢板成型时，内部氧化层、氧化皮发生剥离会成为压入瑕疵等表面瑕疵的原因。
内部氧化层基于母材中的合金元素选择地氧化而形成。Si和Mn容易被氧化。因此，Si和Mn含量高的热轧钢板中，容易生成内部氧化层。氧化皮也同样，在Si和Mn含量高的热轧钢板中容易变厚。
内部氧化层和氧化皮还会随着钢板温度越高、时间越长地持续而变得越厚。如上所述，如果为了提高热轧钢板的冷加工性而提高卷取温度，则内部氧化层更容易生成、容易变厚。氧化皮也是同样的。
抑制这样的内部氧化层和氧化皮的形成的技术在日本特开昭62-13520号公报(专利文献1)、日本特表2010-535946号公报(专利文献2)、日本特开2013-253301号公报(专利文献3)、日本特开2011-184741号公报(专利文献4)、日本特开2011-231391号公报(专利文献5)、日本特开2012-036483号公报(专利文献6)、日本特开2013-216961号公报(专利文献7)、日本特开2013-103235号公报(专利文献8)、日本特表2010-503769号公报(专利文献9)、日本特表2011-523441号公报(专利文献10)、日本特开2015-113505号公报(专利文献11)、日本特开2004-332099号公报(专利文献12)、日本特开2013-060657号公报(专利文献13)和日本特表2011-523443号公报(专利文献14)中被提出。
专利文献1中在钢板表面涂布抗氧化剂。专利文献1中记载了由此内部氧化层和氧化皮的生成被抑制。
专利文献2中将热轧钢板以较低温度即530～580℃进行卷取。专利文献2中记载了由此氧化层的生成被抑制。
专利文献3中将轧制后的热轧钢板以750℃～600℃进行卷取而形成卷材。卷取后，将卷材保持10～30分钟后，边取下卷材边实施热轧钢板的冷却。然后，热轧钢板的温度变为550℃以下时，将热轧钢板再次卷取而形成卷材。专利文献3中记载了上述情况下可以使氧化层变薄。
专利文献4～6中，对于热轧后或卷取后的钢板，在使氧浓度降低的气氛中实施热处理或冷却处理。这些文献中记载了通过在使氧浓度降低的气氛中的热处理或冷却处理，氧化皮和内部氧化层降低。
专利文献7中，对于热轧后的热轧钢板，在卷取前实施脱氧化皮，将表面的氧化皮去除。通过去除氧化皮，用于卷材冷却中的内部氧化层的生成的氧供给源减少。专利文献7中记载了因此不仅氧化皮降低，内部氧化层也降低。
专利文献8中提出了用于使热轧钢板的内部氧化量遍及其长度方向、宽度方向地在适当范围内均匀化的冷却方法。
另一方面，专利文献9～14中提出了与上述专利文献不同的技术。专利文献9中，适当地控制钢的合金成分和热轧钢板的热处理条件，抑制内部氧化。具体而言，专利文献9中，使钢中含有0.001～0.1％的Sb，以1100～1250℃进行再加热并热轧，以450～750℃进行卷取。之后，对热轧钢板进行酸洗和冷轧，以700～850℃进行退火。由此，抑制内部氧化层的形成。
专利文献10中提出了适当地控制合金成分，抑制氧化物的生成，从而改善镀覆性的技术。专利文献10中，使用含有0.005～0.1％的Sb、且调整了Ni、Mn、Al和Ti的含量关系的钢板坯。对该钢板坯进行热加工，以500～700℃进行热轧卷取。进而，进行酸洗、冷轧并退火。由此，抑制内部氧化。
专利文献11中，对含有0.02～0.10％的Sb的板坯进行热轧、酸洗、冷轧、退火并冷却。此处，使热轧中的精轧温度为800～1000℃、冷轧中的压下率为20％以上。进而，在露点：-35℃以下的气氛中、在750～900℃的温度域内保持60秒以上的条件下进行退火。退火后，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至300℃以下，然后进行回火。由此，抑制内部氧化。
专利文献12～14中有如下记载：通过适当地调整Si的含量、板坯的加热温度、精轧的温度和卷取温度等，从而抑制氧化皮。
然而，即使实施专利文献1～14的技术，也有内部氧化层较深地形成、或氧化皮较厚地形成的情况。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭62-13520号公报
专利文献2：日本特表2010-535946号公报
专利文献3：日本特开2013-253301号公报
专利文献4：日本特开2011-184741号公报
专利文献5：日本特开2011-231391号公报
专利文献6：日本特开2012-036483号公报
专利文献7：日本特开2013-216961号公报
专利文献8：日本特开2013-103235号公报
专利文献9：日本特表2010-503769号公报
专利文献10：日本特表2011-523441号公报
专利文献11：日本特开2015-113505号公报
专利文献12：日本特开2004-332099号公报
专利文献13：日本特开2013-060657号公报
专利文献14：日本特表2011-523443号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明的目的在于，提供内部氧化层或氧化皮的形成被抑制的热轧钢板。
用于解决问题的方案
本实施方式的热轧钢板具有以下的化学组成：以质量％计含有C：0.07～0.30％、Si：超过1.0％且2.8％以下、Mn：2.0～3.5％、P：0.030％以下、S：0.010％以下、Al：0.01～低于1.0％、N：0.01％以下，O：0.01％以下、Sb：0.03～0.30％、Ti：0～0.15％、V：0～0.30％、Nb：0～0.15％、Cr：0～1.0％、Ni：0～1.0％、Mo：0～1.0％、W：0～1.0％、B：0～0.010％、Cu：0～0.50％、Sn：0～0.30％、Bi：0～0.30％、Se：0～0.30％、Te：0～0.30％、Ge：0～0.30％、As：0～0.30％、Ca：0～0.50％、Mg：0～0.50％、Zr：0～0.50％、Hf：0～0.50％、和稀土元素：0～0.50％，余量由Fe和杂质组成，且满足式(1)。
Si+Mn≥3.20 (1)
此处，在式(1)中的元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。
发明的效果
本实施方式的热轧钢板中，内部氧化层或氧化皮的形成被抑制。
附图说明
图1为示出不含Sb的含高Si·高Mn的钢(不含Sb的钢)、与在含高Si·高Mn的钢中含有0.1％的Sb的含Sb的钢中的、硝酸乙醇溶液腐蚀后的截面的SEM图像、SEM图像区域中的EPMA下的氧映射图像、以及Sb映射图像的一览图。
图2为示出改变含高Si·高Mn的钢中含有的Sb量而制造热轧钢板时的、Sb含量(×10-3％)与内部氧化层的厚度(μm)的关系的图。
图3为上述不含Sb的钢和含Sb的钢中的、表层附近的SEM图像。
具体实施方式
本发明人对含高Si·高Mn的钢中的内部氧化层和氧化皮进行了调查和研究，获得了如下认识。
卷取后的热轧钢板的表层中形成有形成于母材(基底金属)内部的内部氧化层、和与表面相邻的氧化皮。
认为内部氧化层和氧化皮基于如下机制形成。借助热轧钢板的表面和热轧钢板的表层部的晶界，氧离子侵入至热轧钢板内部。侵入至热轧钢板内部的氧离子使母材的铁氧化，从而形成内部氧化层。另一方面，借助晶界，母材中的铁离子移动至热轧钢板的表面。移动至表面的Fe被氧化，从而形成氧化皮。
为了抑制内部氧化层和氧化皮，有效的是，阻断氧离子和铁离子的移动通路(晶界和表面)。使热轧钢板中含有容易在晶界和表面偏析的元素(以下称为偏析元素)时，偏析元素在热轧钢板的表面和晶界发生偏析，会抑制氧离子和铁离子的移动。因此，可以抑制氧离子向热轧钢板内部侵入。进而，可以抑制铁离子向热轧钢板表面移动。其结果，可以抑制内部氧化层和氧化皮的形成。
偏析元素例如为P、B、Sb。然而，P和B虽然在晶界发生偏析会阻断氧离子和铁离子的移动通路，但是热轧钢板的机械性质也会降低。
另一方面，Sb在热轧钢板的表面发生偏析。因此，本发明人等使含高Si·高Mn的钢中进一步含有Sb而制造热轧钢板，对氧化皮和内部氧化层的厚度进行了调查。
图1示出以往的含高Si·高Mn的钢(以下称为不含Sb的钢)、与以往的含高Si·高Mn的钢中含有0.10％的Sb的含Sb的钢中的、表面附近的截面的SEM图像、SEM图像区域中的EPMA下的氧映射图像、以及Sb映射图像。不含Sb的钢以质量％计含有C：0.185％、Si：1.8％、Mn：2.6％、P：0.01％、S：0.002％、Al：低于0.03％、N：0.003％、O：0.0009％、和Ti：0.005％，余量为Fe和杂质。含Sb的钢是在不含Sb的钢的化学组成中含有0.10％的Sb而成的钢。在所有钢中，通过与以往同样的热轧形成热轧钢板。对于所制造的热轧钢板，实施上述组织观察和EPMA映射。
参照图1的SEM图像，不含Sb的钢中，在钢板表面形成氧化皮10，在母材中形成内部氧化层20。另一方面，含Sb的钢中，虽然形成了氧化皮10，但是其厚度比不含Sb的钢薄。另外，含Sb的钢中，未观察到内部氧化层20。实施EPMA下的氧映射，结果不含Sb的钢中，在氧化皮10和内部氧化层20中观察到氧(图中白色区域和灰色区域)。另一方面，含Sb的钢中，仅在形成有氧化皮10的区域观察到氧(图中白色区域)。
进而，实施EPMA下的Sb映射。其结果，含Sb的钢中，在氧化皮10与母材的界面观察到含有Sb的层30(图中的白色区域、以下称为Sb富集层)。
如以上所述，在含高Si·高Mn的钢中含有Sb时，形成了Sb富集层。由此可以想到如下事项。在含高Si·高Mn的钢中含有适量的Sb时，热轧工序中，在氧化皮与母材的界面(热轧钢板的表面)形成有Sb富集层。Sb富集层会阻断氧离子向母材的侵入。因此，母材中的铁不会被氧化，不易形成内部氧化层。Sb富集层还会抑制母材中的铁离子向氧化皮移动。因此，氧化皮的生长被抑制，氧化皮的厚度变薄。
如此，Sb富集层作为阻断氧离子和铁离子的移动的、所谓的阻隔层发挥功能。因此，通过形成Sb富集层，热轧钢板卷取后，可以抑制氧离子从氧化皮向母材的侵入。进而，也可以抑制铁离子从母材向氧化皮的移动。因此，内部氧化层和氧化皮的生成被抑制。
即使在含高Si·高Mn的钢中含有晶界中发生偏析的元素即P和B，也不会形成Sb富集层那样的阻隔层。因此，在抑制氧化皮和内部氧化层方面，Sb是适宜的。
图2为示出改变含高Si·高Mn的钢中含有的Sb量而制造热轧钢板时(卷取温度为750℃)的、Sb含量(×10-3％)与内部氧化层的厚度(μm)的关系的图。参照图2，伴随着Sb含量增加，内部氧化层的厚度显著降低。而且，Sb含量变为0.03％以上时，随着Sb含量的增加，内部氧化层的厚度虽然降低，但是降低幅度没有Sb含量低于0.03％时大。即，内部氧化层的厚度与Sb含量的关系中，在Sb含量＝0.03％附近存在拐点。
进而，本实施方式中，Sb富集层不仅抑制氧离子和铁离子的移动，还抑制母材中的碳的移动。其结果，容易在板厚方向维持均匀的组织，容易得到冷轧和退火后的冷轧钢板的强度。
图3为上述不含Sb的钢和含Sb的钢中的、表层附近的SEM图像。参照图3，不含Sb的钢中，在表层形成脱碳层40。另一方面，Sb富集层形成于母材与氧化皮的界面的含Sb的钢中，未形成脱碳层。因此，Sb富集层不仅可以抑制氧离子和铁离子的移动，还可以抑制母材中的碳的移动。
基于以上的认识而完成的本实施方式的热轧钢板具有以下的化学组成：以质量％计含有C：0.07～0.30％、Si：超过1.0％且2.8％以下、Mn：2.0～3.5％、P：0.030％以下、S：0.010％以下、Al：0.01～低于1.0％、N：0.01％以下、O：0.01％以下、Sb：0.03～0.30％、Ti：0～0.15％、V：0～0.30％、Nb：0～0.15％、Cr：0～1.0％、Ni：0～1.0％、Mo：0～1.0％、W：0～1.0％、B：0～0.010％、Cu：0～0.50％、Sn：0～0.30％、Bi：0～0.30％、Se：0～0.30％、Te：0～0.30％、Ge：0～0.30％、As：0～0.30％、Ca：0～0.50％、Mg：0～0.50％、Zr：0～0.50％、Hf：0～0.50％、和稀土元素：0～0.50％，余量由Fe和杂质组成，且满足式(1)。
Si+Mn≥3.20 (1)
此处，在式(1)中的元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。
上述化学组成可以含有选自由Ti：0.005～0.15％、V：0.001～0.30％、和Nb：0.005～0.15％组成的组中的1种或2种以上。
上述化学组成可以含有选自由Cr：0.10～1.0％、Ni：0.10～1.0％、Mo：0.01～1.0％、W：0.01～1.0％、和B：0.0001～0.010％组成的组中的1种或2种以上。
上述化学组成可以含有Cu：0.10～0.50％。
上述化学组成可以含有总计为0.0001～0.30％的选自由Sn、Bi、Se、Te、Ge和As组成的组中的1种或2种以上。
上述化学组成可以含有总计为0.0001～0.50％的选自由Ca、Mg、Zr、Hf和稀土元素组成的组中的1种或2种以上。
本实施方式的热轧钢板在表面与氧化皮之间具备具有0.5μm以上的厚度的Sb富集层。
上述热轧钢板的组织中，铁素体和珠光体的总面积率为75％以上，热轧钢板的拉伸强度可以为800MPa以下。
上述热轧钢板的组织中，贝氏体和马氏体的总面积率为75％以上，热轧钢板的拉伸强度可以为900MPa以上。
上述热轧钢板的组织的贝氏体和马氏体的总面积率为75％以上，热轧钢板的拉伸强度可以为800MPa以下。
优选的是，热轧钢板的内部氧化层的厚度为5μm以下。
优选的是，在具有铁素体和珠光体的总面积率为75％以上的组织和800MPa以下的拉伸强度的上述热轧钢板中，氧化皮厚度为10μm以下。
优选的是，在具有铁素体和珠光体的总面积率为75％以上的组织和800MPa以下的拉伸强度的上述热轧钢板中，热轧钢板的表层的脱碳层厚度为20μm以下。
优选的是，在具有贝氏体和马氏体的总面积率为75％以上的组织、和900MPa以上的拉伸强度的上述热轧钢板中，氧化皮厚度为7μm以下。
优选的是，在具有贝氏体和马氏体的总面积率为75％以上的组织、和800MPa以下的拉伸强度的上述热轧钢板中，氧化皮厚度为7μm以下。
具有铁素体和珠光体的总面积率为75％以上的组织和800MPa以下的拉伸强度的上述热轧钢板的制造方法具备如下工序：准备具有上述化学组成的钢材的工序；将钢材加热至1100～1350℃，然后热轧而形成钢板的工序；和，将钢板以600～750℃、优选650～750℃、更优选700～750℃进行卷取的工序。
具有贝氏体和马氏体的总面积率为75％以上的组织、和900MPa以上的拉伸强度的上述热轧钢板的制造方法具备如下工序：准备具有上述化学组成的钢材的准备工序；将钢材加热至1100～1350℃，然后热轧而形成钢板，将钢板冷却至卷取温度的热轧工序；和，将冷却后的钢板以150～600℃、优选350～500℃、更优选400～500℃进行卷取的工序。
具有贝氏体和马氏体的总面积率为75％以上的组织、和800MPa以下的拉伸强度的上述热轧钢板的制造方法具备如下工序：准备具有上述化学组成的钢材的准备工序；将钢材加热至1100～1350℃，然后热轧而形成钢板，将钢板冷却至卷取温度的热轧工序；将冷却后的钢板以150～600℃、优选350～500℃、更优选400～500℃进行卷取的工序；和，将卷取后的钢板以550℃以上进行回火的工序。
以下，对本实施方式的热轧钢板进行详述。
[第1实施方式]
[化学组成]
本实施方式的热轧钢板的化学组成含有如下元素。对于化学组成，“％”只要没有特别限定是指质量％。
C：0.07～0.30％
碳(C)形成热轧钢板中的残留奥氏体，提高钢的强度和成型性。C含量如果过低，则无法得到上述效果。另一方面，C含量如果过高，则热轧钢板的强度变得过高，冷轧性降低。C含量如果过高，则钢的焊接性还会降低。因此，C含量为0.07～0.30％。C含量的优选下限为0.10％、更优选为0.12％、进一步优选为0.15％。C含量的优选上限为0.25％、更优选为0.22％。
Si：超过1.0％且2.8％以下
硅(Si)抑制铁系碳化物的生成，容易形成残留奥氏体。通过形成残留奥氏体，钢的强度和成型性提高。Si含量如果过低，则无法得到该效果。另一方面，Si含量如果过高，则内部氧化层显著生长，热轧钢板的表面性状降低。Si含量如果过高，则热轧钢板还会脆化，延性降低。因此，Si含量为超过1.0％且2.8％以下。Si含量的优选下限为1.3％、更优选为1.5％。Si含量的优选上限为2.5％、更优选为2.0％。
Mn：2.0～3.5％
锰(Mn)提高钢板的强度。Mn含量如果过低，则退火后的冷却中软质的组织大量地形成，强度变低。另一方面，Mn含量如果过高，则在板厚的中央部产生粗大的Mn富集部，钢发生脆化。因此，铸造的板坯变得容易断裂。Mn含量如果过高，则钢的焊接性还会降低。Mn含量如果过高，则还会导致热轧钢板变硬，冷轧性降低。因此，Mn含量为2.0～3.5％。Mn含量的优选下限为2.2％、更优选为2.3％、进一步优选为2.5％。Mn含量的优选上限为3.2％、更优选为3.0％。
P：0.030％以下
磷(P)会在钢板的板厚中央部发生偏析，使焊接部脆化。因此，P含量为0.030％以下。优选P含量低。然而，为了降低P含量，制造成本变高。因此，如果考虑制造成本，则P含量的下限例如为0.0010％。
S：0.010％以下
硫(S)使钢的焊接性降低。S还使铸造时和热轧时的制造性降低。S进而与Mn键合而形成MnS，使钢的延性和拉伸凸缘性(stretch flangeability)降低。因此，S的含量为0.010％以下。S含量的优选上限为0.005％、进一步优选为0.0025％。S含量的下限没有特别限制。然而，如果考虑制造成本，则S含量的下限例如为0.0001％。
Al：0.01～低于1.0％
铝(Al)抑制铁系碳化物的生成，容易形成残留奥氏体。通过形成残留奥氏体，钢的强度和成型性提高。Al还会使钢脱氧。Al含量如果过低，则无法得到该效果。另一方面，Al含量如果过高，则钢的焊接性降低。因此，Al含量为0.01～低于1.0％。Al含量的优选下限为0.02％。Al含量的优选上限为0.8％、更优选为0.5％。本说明书中，Al含量是指sol.Al(酸可溶性Al)。
N：0.01％以下
氮(N)形成粗大的氮化物，使钢的延性和拉伸凸缘性降低。N还会成为焊接时的气泡发生的因素。因此，优选N含量低。N含量为0.01％以下。N含量的优选上限为0.005％。N含量的下限没有特别限制。然而，如果考虑制造成本，则N含量的下限例如为0.0001％。
O：0.01％以下
氧(O)形成氧化物，使钢的韧性和拉伸凸缘性降低。因此，优选O含量低。O含量为0.01％以下。O含量的优选上限为0.008％、进一步优选为0.006％。O含量的下限没有特别限制。然而，如果考虑制造成本，则O含量的优选下限为例如为0.0001％。
Sb：0.03～0.30％
锑(Sb)如上述、是在钢的表面容易发生偏析的元素。Sb在热轧中、于热轧钢板的表面(氧化皮与母材的界面)形成Sb富集层。Sb富集层会抑制氧离子从在热轧钢板的表面露出的晶界侵入至热轧钢板的内部。Sb富集层还会抑制母材中的铁离子向氧化皮的移动。因此，热轧钢板的内部氧化层的形成和氧化皮的生长被抑制。Sb还会限制C的移动，也抑制脱碳层的形成。
Sb含量如果过低，则不易形成Sb富集层，无法得到上述效果。另一方面，Sb含量如果过高，则钢板的加工性降低。Sb含量如果过高，则热轧钢板的机械性质还会降低。因此，Sb含量为0.03～0.30％。Sb含量的优选下限为0.05％、更优选为0.07％、进一步优选为0.10％、进一步优选为0.11％。Sb含量的优选上限为0.25％、更优选为0.20％。
上述热轧钢板的化学组成进而满足式(1)。
Si+Mn≥3.20(1)
此处，在式(1)中的元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。
Si和Mn的总计含量如果低于3.20％，则在冷轧后实施的退火中，残留奥氏体不稳定。上述情况下，有退火后的钢板的强度或延性低的可能性。因此，Si和Mn的总计含量的下限为3.20％。上述情况下，即使在冷轧和退火后钢板的强度和延性也高。Si和Mn的总计含量的下限优选为3.50％。另一方面，Si和Mn的总计含量如果为5.0％以下，则退火时可以抑制相变的延迟。因此，碳(C)向未相变奥氏体充分浓缩，残留奥氏体进一步稳定化。因此，优选Si和Mn的总计含量的上限为5.0％、更优选为4.5％。
本实施方式的热轧钢板的化学组成的余量由Fe和杂质组成。此处，杂质是指，在工业上制造热轧钢板时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质，且在不对本实施方式的热轧钢板造成不良影响的范围内允许的物质。
[任意元素]
上述热轧钢板的化学组成在上述必须元素的基础上，可以含有以下中说明的任意元素。任意元素也可以不含有。
上述化学组成可以含有选自由Ti、V和Nb组成的组中的1种或2种以上代替Fe的一部分。Ti、V和Nb均为任意元素，提高钢的强度。
Ti：0～0.15％
钛(Ti)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Ti形成碳氮化物，提高钢的强度。Ti进而抑制铁素体晶粒的生长，使钢细粒强化。Ti还会抑制重结晶，使钢位错强化。然而，Ti含量如果过高，则碳氮化物过剩地生成，钢的成型性降低。因此，Ti含量为0～0.15％。Ti含量的优选上限为0.10％、更优选为0.07％。Ti含量的优选下限为0.005％、更优选为0.010％、进一步优选为0.015％。
V：0～0.30％
钒为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，V与Ti同样地使钢析出物强化、细粒强化和位错强化，提高钢的强度。然而，V含量如果过高，则碳氮化物过剩地析出，钢的成型性降低。因此，V含量为0～0.30％。V含量的优选上限为0.20％、更优选为0.15％。V含量的优选下限为0.001％、更优选为0.005％。
Nb：0～0.15％
铌(Nb)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Nb与Ti和V同样地使钢析出物强化、细粒强化和位错强化，提高钢的强度。然而，Nb含量如果过高，则碳氮化物过剩地析出，钢的成型性降低。因此，Nb含量为0～0.15％。Nb含量的优选上限为0.10％、进一步优选为0.06％。Nb含量的优选下限为0.005％、更优选为0.010％、进一步优选为0.015％。
上述化学组成可以含有选自由Cr、Ni、Mo、W和B组成的组中的1种或2种以上代替Fe的一部分。Cr、Ni、Mo、W和B均为任意元素，提高钢的强度。
Cr：0～1.0％
铬(Cr)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Cr抑制高温下的相变，提高钢的强度。然而，Cr含量如果过高，则钢的加工性降低，生产率降低。因此，Cr含量为0～1.0％。Cr含量的优选下限为0.10％。
Ni：0～1.0％
镍(Ni)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Ni抑制高温下的相变，提高钢的强度。然而，Ni含量如果过高，则钢的焊接性降低。因此，Ni含量为0～1.0％。Ni含量的优选下限为0.10％。
Mo：0～1.0％
钼(Mo)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Mo抑制高温下的相变，提高钢的强度。然而，Mo含量如果过高，则钢的热加工性降低，生产率降低。因此，Mo含量为0～1.0％。Mo含量的优选下限为0.01％。
W：0～1.0％
钨(W)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，W抑制高温下的相变，提高钢的强度。然而，W含量如果过高，则钢的热加工性降低，生产率降低。因此，W含量为0～1.0％。W含量的优选下限为0.01％。
B：0～0.010％
硼(B)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，B抑制高温下的相变，提高钢的强度。然而，B含量如果过高，则钢的热加工性降低，生产率降低。因此，B含量为0～0.010％。B含量的优选上限为0.005％、更优选为0.003％。B含量的优选下限为0.0001％、更优选为0.0003％、进一步优选为0.0005％。
上述化学组成可以含有Cu代替Fe的一部分。
Cu：0～0.50％
铜(Cu)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，Cu以微细的颗粒的形式在钢中析出，提高钢的强度。然而，Cu含量如果过高，则钢的焊接性降低。因此，Cu含量为0～0.50％。Cu含量的优选下限为0.10％。
上述化学组成可以含有选自由Sn、Bi、Se、Te、Ge和As组成的组中的1种或2种以上代替Fe的一部分。这些元素为任意元素，抑制内部氧化层的形成。
Sn：0～0.30％
Bi：0～0.30％
Se：0～0.30％
Te：0～0.30％
Ge：0～0.30％
As：0～0.30％
锡(Sn)、铋(Bi)、硒(Se)、碲(Te)、锗(Ge)和砷(As)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，这些元素抑制Mn和Si的偏析，抑制内部氧化层的形成。然而，这些元素的含量如果过高，则钢的成型性降低。因此，Sn含量为0～0.30％、Bi含量为0～0.30％、Se含量为0～0.30％、Te含量为0～0.30％、Ge含量为0～0.30％、As含量为0～0.30％。Sn含量的优选上限为0.25％、进一步优选为0.20％。Bi含量的优选上限为0.25％、进一步优选为0.20％。Se含量的优选上限为0.25％、进一步优选为0.20％。Te含量的优选上限为0.25％、进一步优选为0.20％。Ge含量的优选上限为0.25％、进一步优选为0.20％。As含量的优选上限为0.25％、进一步优选为0.20％。Sn含量的优选下限为0.0001％。Bi含量的优选下限为0.0001％。Se含量的优选下限为0.0001％。Te含量的优选下限为0.0001％。Ge含量的优选下限为0.0001％。As含量的优选下限为0.0001％。需要说明的是，含有选自由Sn、Bi、Se、Te、Ge和As组成的组中的2种以上时，优选设为总计0.0001～0.30％。
上述化学组成可以含有选自由Ca、Mg、Zr、Hf和稀土元素(REM)组成的组中的1种或2种以上代替Fe的一部分。这些元素为任意元素，提高钢的成型性。
Ca：0～0.50％
Mg：0～0.50％
Zr：0～0.50％
Hf：0～0.50％
稀土元素(REM)：0～0.50％
钙(Ca)、镁(Mg)、锆(Zr)、铪(Hf)和稀土元素(REM)均为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，这些元素提高钢的成型性。然而，这些元素的含量如果过高，则钢的延性降低。因此，Ca含量为0～0.50％、Mg含量为0～0.50％、Zr含量为0～0.50％、Hf含量为0～0.50％、稀土元素(REM)含量为0～0.50％。Ca含量的优选下限为0.0001％、更优选为0.0005％、进一步优选为0.001％。Mg含量的优选下限为0.0001％、更优选为0.0005％、进一步优选为0.001％。Zr含量的优选下限为0.0001％、更优选为0.0005％、进一步优选为0.001％。Hf含量的优选下限为0.0001％、更优选为0.0005％、进一步优选为0.001％。稀土元素(REM)含量的优选下限为0.0001％、更优选为0.0005％、进一步优选为0.001％。需要说明的是，含有选自由Ca、Mg、Zr、Hf和稀土元素(REM)组成的组中的2种以上时，优选设为总计0.0001～0.50％。
本说明书中的REM为选自由Sc、Y及镧系元素(原子序号57号的La～71号的Lu)组成的组中的1种或2种以上。REM含量是指这些元素的总计含量。
[组织]
本实施方式的热轧钢板的组织没有特别限定。本实施方式的热轧钢板的组织例如主要由铁素体和珠光体形成。具体而言，组织中，铁素体和珠光体的合计面积率为75％以上。组织中，除铁素体和珠光体之外的区域(余量)为选自由贝氏体(包含回火贝氏体)、马氏体(包含回火马氏体)、和残留奥氏体组成的组中的1种或2种以上。
组织中的铁素体和珠光体的总面积率如果为75％以上，则可以抑制热轧钢板的强度。上述情况下，冷加工性提高。
各相的面积率可以利用如下方法求出。
[铁素体和珠光体的面积率]
将热轧钢板沿与轧制方向垂直的面切断。对切断面进行镜面研磨。在经过镜面研磨的切断面中，将距离表面为板厚的1/4位置±5mm的范围、且热轧钢板的宽度中央部(在宽度方向上距离宽度方向中心±10mm的范围)定义为观察区域。将观察区域用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀。腐蚀后，使用扫描型电子显微镜(SEM)，拍摄观察区域中的任意的200μm×150μm的范围。利用所拍摄的区域(以下称为拍摄区域)的图像，确定铁素体和珠光体。求出确定的铁素体和珠光体的面积的总计，将其除以拍摄区域整体的面积的总计，求出铁素体和珠光体的总面积率(％)。铁素体和珠光体的面积使用网格法或图像处理软件(商品名：image Pro)测定。
[贝氏体和马氏体的面积率]
贝氏体和马氏体的面积率的测定方法如下所述。在与上述铁素体和珠光体的面积率的测定方法相同的拍摄区域(200μm×150μm)中，利用电子背向散射衍射法(EBSD法)拍摄而生成照片图像。
将从照片图像去除了珠光体和残留奥氏体的部分利用图像处理提取出。对于剩余的区域的低温相变相，将15度定义为与相邻晶粒的取向差的阈值，确定晶粒。确定的各晶粒中，将晶粒内平均的菊池衍射图案的对比度(Grain Average Image Quality：GAIQ)数值化。制成面积率相对于数值化后的GAIQ的直方图。制成的直方图具有2个峰的情况下，将GAIQ高的一侧的分布作为贝氏体来源、将GAIQ低的一侧的分布作为马氏体来源。将具有确定为贝氏体来源的GAIQ的晶粒的总面积率定义为贝氏体面积率。直方图中，2个峰重叠的情况下，将直至分布重合的边界为止的以GAIQ确定的晶粒定义为贝氏体，求出贝氏体的面积率。
将从100(％)中减去上述铁素体面积率、珠光体面积率和贝氏体面积率以及后述的残留奥氏体面积率的总和(％)而得到的值(％)定义为马氏体的面积率。
[残留奥氏体的面积率]
残留奥氏体的面积率通过X射线衍射法确定。具体而言，在与上述铁素体和珠光体的面积率的测定方法相同的拍摄区域(200μm×150μm)中，利用奥氏体与铁素体之间的反射面强度不同的性质，以实验的方式通过X射线衍射法求出残留奥氏体的比例。由通过利用Mo的Kα射线的X射线衍射法而到的图像，使用下式求出残留奥氏体面积率Vγ。
Vγ＝(2/3){100/(0.7×α(211)/γ(220)+1)}+(1/3){100/(0.78×α(211)/γ(311)+1)}
此处，α(211)为铁素体的(211)面中的反射面强度、γ(220)为奥氏体的(220)面中的反射面强度、γ(311)为奥氏体的(311)面中的反射面强度。
[拉伸强度]
本实施方式的热轧钢板的优选拉伸强度为800MPa以下、进一步优选为700MPa以下。由于拉伸强度低，因此冷加工性提高。拉伸强度的下限没有特别限定，例如为400MPa。拉伸强度可以通过依据JIS Z2241(2011)的金属材料拉伸试验方法而求出。
[关于Sb富集层]
如上所述，Sb富集层形成于热轧钢板的母材表面与氧化皮的界面。Sb富集层的有无可以利用电子探针显微分析法(EPMA)观察。具体而言，将热轧钢板沿与轧制方向垂直的面切断，将切断面中的、包含表面的宽度中央部(在宽度方向上距离宽度方向中心±10mm的范围)中、热轧钢板的宽度方向上的50μm×深度方向上的45μm的任意区域定义为观察区域。采集包含观察区域的样品。对于观察区域，实施利用EPMA的映射分析。将Sb浓度为区域平均的1.5倍以上的部分确定为Sb富集层。将相对于观察区域的宽度(50μm)、90％以上确认到Sb富集层的情况认定为形成了Sb富集层。
以观察区域的宽度方向5μm间距测定确定的Sb富集层的厚度，将其平均值定义为Sb富集层的厚度。Sb富集层的优选厚度为0.5μm以上、进一步优选为1.0μm以上、进一步优选为1.5μm以上。
Sb在高温下会在钢的晶界和表面发生偏析，特别是在表面发生偏析而富集的倾向强。即使在氧化皮覆盖母材的情况下，Sb也向母材表面强烈地偏析。为了使Sb的偏析充分产生、促进Sb富集层的形成，优选使热轧钢板长时间地滞留在高温域。Sb富集层在热轧时也会形成，通过轧制被延伸。因此，精轧温度如后述优选为高温。
[内部氧化层的厚度]
本实施方式的热轧钢板中，由于形成Sb富集层，因此，内部氧化层的厚度被抑制。内部氧化层的优选厚度为5μm以下。
内部氧化层利用如下方法测定。从热轧钢板的宽度中央部(在宽度方向上距离宽度方向中心±10mm的范围)内的任意位置，切出包含热轧钢板的表面的小片。对小片的表面中、与轧制方向垂直的截面(以下称为观察面)进行镜面研磨。对观察面实施C蒸镀。C蒸镀后，对于观察面的表面附近部分，使用电场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)，以1000倍拍摄任意视野，得到图像(各视野为200μm×180μm)。基于所得图像，求出内部氧化层的厚度(μm)。内部氧化层中，Si和Mn的氧化物在母材中产生。因此，通过一般的SEM中标准搭载的背散射电子图像，可以将氧化皮、内部氧化层与母材容易地区分。
所得图像中，沿轧制方向每隔10μm求出从氧化皮与母材的界面至内部氧化层的最下端的距离。以任意3个视野实施该测定，将所得距离的平均值定义为内部氧化层厚度(μm)。
[氧化皮厚度]
本实施方式的热轧钢板中，由于形成Sb富集层，因此，氧化皮的生成也被抑制。氧化皮的优选厚度为10μm以下。
氧化皮厚度利用如下方法测定。与测定内部氧化层的厚度时同样地利用FE-SEM得到图像。所得图像(只要使用与测定内部氧化层的情况相同的图像即可)中，确定氧化皮，沿轧制方向每隔10μm求出氧化皮的最上端与界面之间的距离。以任意3个视野实施该测定，将所得距离的平均值定义为氧化皮厚度(μm)。
[脱碳层的厚度]
本实施方式的热轧钢板中，由于形成Sb富集层，因此，脱碳相的厚度也被抑制。脱碳层的优选厚度为20μm以下。
脱碳层利用如下方法测定。从热轧钢板的宽度中央部(在宽度方向上距离宽度方向中心±10mm的范围)内的任意位置切出包含热轧钢板的表面的小片。对于小片的表面，实施基于EPMA的CKα射线的射线分析，得到自钢板的表面沿深度方向上的C强度(射线分析结果)。所得射线分析结果中，将从钢板中的最小C强度位置至C强度成为钢板的平均C强度(母材的C强度)与钢板中的最小C强度之差的98％的深度位置为止的距离定义为脱碳层的厚度(μm)。
以上，本实施方式的热轧钢板中，Sb富集层抑制内部氧化层的生成。Sb富集层还会抑制氧化皮的生成。Sb富集层进而还抑制脱碳层的生成。本实施方式的热轧钢板中，组织中的铁素体和珠光体的总面积率还为75％以上。因此，拉伸强度被抑制为800MPa以下，优选为700MPa以下，具有优异的冷加工性。
本实施方式的热轧钢板还可以实施后述的脱氧化皮。上述情况下，源自铁橄榄石而在表面形成的岛状氧化皮的表面中的面积率变低。因此，酸洗性进一步提高。
[制造方法]
对上述热轧钢板的制造方法的一例进行说明。制造方法具备准备工序、热轧工序和卷取工序。
[准备工序]
准备工序中，准备具有上述化学组成的钢材。具体而言，制造具有上述化学组成的钢水。使用钢水制造作为钢材的板坯。板坯可以通过连续铸造法制造。或者，也可以利用钢水制造铸锭，将铸锭初轧而制造板坯。
[热轧工序]
将准备好的钢材(板坯)加热。加热温度为1100～1350℃。加热时间优选设为30分钟以上。将经过加热的板坯利用粗轧机和精轧机进行热轧，形成钢板。粗轧机具有以一列排列的多个轧制支架，各轧制支架具有辊对。粗轧机可以为逆式。精轧机具有以一列排列的多个轧制支架，各轧制支架具有辊对。
[脱氧化皮]
热轧中，可以利用设置于多个轧制支架(粗轧机或精轧机)之间的1个或多个高水压脱氧化皮装置对轧制中的钢板进行脱氧化皮。脱氧化皮优选对1050℃以上的钢板实施。上述情况下，可以有效地去除在如本实施方式的化学组成的钢板那样的含高Si·高Mn的钢的表面产生的Fe2SiO4(铁橄榄石(fayalite))。铁橄榄石残留时，在热轧钢板的表面形成岛状氧化皮。岛状氧化皮如果残留于热轧钢板的表面，则酸洗时氧化皮不易被去除。铁橄榄石如果残留，则会进一步在冷轧时产生压入瑕疵，有时会损害冷轧钢板的外观。如果实施脱氧化皮，则可以去除铁橄榄石。
在精轧时于精轧支架之间配置1个或多个高水压脱氧化皮装置的情况下，优选利用配置于精轧机前端的轧制支架的入侧附近的加热装置，将粗轧后且精轧前的钢板(粗棒)加热至1050℃以上。加热粗棒的方法没有特别限定。例如利用感应加热装置、回流焊炉等将粗棒加热。
[精轧温度FT]
热轧中，将精轧机的最终支架的出侧处的钢板的表面温度定义为精轧温度FT(℃)。优选的精轧温度FT(℃)为Ar3相变温度+50℃以上。精轧温度FT如果低于Ar3相变温度+50℃，则钢板的轧制阻力增加，生产率降低。进而，在铁素体和奥氏体的二相域下钢板被轧制。上述情况下，钢板的组织形成层状组织，机械性质降低。因此，精轧温度FT为Ar3相变温度+50℃以上。优选的精轧温度FT超过920℃，进一步优选为950℃以上。
精轧结束后，将钢板冷却至卷取温度。冷却方法没有特别限定。冷却方法例如为水冷、强制空气冷却和自然冷却。
[卷取工序]
将热轧工序中制造的热轧钢板卷取形成卷材。卷材卷取开始时的热轧钢板的表面温度(以下称为卷取温度)CT优选为600℃～750℃。
卷取温度CT如果过高，则热轧钢板中的内部氧化层的生成得到促进。另一方面，卷取温度CT如果过低，则在如本实施方式的热轧钢板那样的大量地含有Si的钢中，热轧钢板的强度变得过高，冷轧性降低。
如果使卷取温度CT为600℃～750℃，则可以抑制热轧钢板的强度上升，且在本实施方式所限定的钢组成中，内部氧化层的生成被抑制。卷取温度CT优选为650℃～750℃、更优选为700℃～750℃。
通过以上工序可以制造本实施方式的热轧钢板。需要说明的是，上述制造方法是铁素体和珠光体的总面积率成为75％以上的热轧钢板的制造方法的一例，本实施方式的热轧钢板的制造方法不限定于此。
[第2实施方式]
热轧钢板的组织可以为主要由贝氏体和马氏体形成的组织。具体而言，贝氏体和马氏体的合计面积率可以为75％以上。
[组织]
本实施方式(第2实施方式)的热轧钢板的化学组成与第1实施方式的热轧钢板相同，满足式(1)。如果不满足式(1)，则冷轧钢板的延性有时降低。如果满足式(1)，则退火后的冷轧钢板中也可以得到优异的延性。
另一方面，本实施方式的热轧钢板的组织与第1实施方式不同。本实施方式的热轧钢板的组织中，贝氏体和马氏体的合计面积率为75％以上。
除贝氏体和马氏体之外的区域(余量)为选自由铁素体、珠光体和残留奥氏体组成的组中的1种或2种以上。本实施方式中，优选的是，对卷取后的热轧钢板实施回火处理。由此，可以使钢板的强度一定程度地降低，可以在保持一定程度的强度的同时提高冷加工性。进行回火时的贝氏体主要为回火贝氏体，马氏体主要为回火马氏体。组织中的各相的面积率的测定方法与第1实施方式相同。
[拉伸强度]
本实施方式的热轧钢板具有上述化学组成和组织。卷取后不实施回火的情况下，本实施方式的热轧钢板的拉伸强度为900MPa以上。
另一方面，卷取后实施回火的情况下，热轧钢板的拉伸强度为800MPa以下。该情况下，可以提高冷加工性，冷轧时可以降低对制造设备施加的负荷。拉伸强度的下限没有特别限定，例如为400MPa。拉伸强度利用依据JISZ2241(2011)的方法求出。
[制造方法]
对本实施方式的热轧钢板的制造方法的一例进行说明。制造方法具备准备工序、热轧工序和卷取工序。与第1实施方式的制造方法相比，卷取工序中的卷取温度CT不同。优选的是，进一步在卷取工序后实施回火工序。其他工序与第1实施方式相同。
[卷取工序]
将热轧工序中制造的钢板卷取形成卷材。卷材卷取开始时的钢板表面温度(卷取温度)如果过低，则钢板的强度上升，对卷取装置施加的负荷变大。因此，卷材卷取开始时的钢板的表面温度(卷取温度)CT为150～600℃、优选为350～500℃、更优选为400℃～500℃。
[回火工序]
本实施方式的热轧钢板由于卷取温度CT为600℃以下，优选为500℃以下，因此硬度高。因此，为了降低强度、提高冷轧性，也可以实施回火。回火工序中，将卷取后的钢板以550℃以上(Ac1相变温度以下)进行回火。回火时间如果过短，则不易得到上述效果。另一方面，回火时间如果过长，则该效果饱和。因此，优选的回火时间为在550℃以上的温度域内、0.5～8小时。
通过以上的工序可以制造第2实施方式的热轧钢板。
需要说明的是，也可以不实施回火处理。不实施回火的情况下，热轧钢板的组织也如下：贝氏体和马氏体的合计面积率为75％以上、余量为选自由铁素体、珠光体和残留奥氏体组成的组中的1种或2种以上。但是，不实施回火时的贝氏体组织和马氏体组织成为包含一部分卷取工序中形成的回火贝氏体、回火马氏体的、贝氏体和马氏体主体的组织，而不是以回火贝氏体和回火马氏体为主体的组织。
不实施回火处理的情况下，热轧钢板的拉伸强度为900MPa以上。不实施回火的热轧钢板在作为热轧钢板需要高的拉伸强度的情况等下是特别有用的。
需要说明的是，上述制造方法是贝氏体和马氏体的总面积率成为75％以上的热轧钢板的制造方法的一例，本实施方式的热轧钢板的制造方法不限定于此。
[其他实施方式]
上述第1和第2实施方式中限定了组织。然而，本实施方式的热轧钢板的组织没有特别限定。只要满足上述化学组成和式(1)，就可以维持所需的加工性、强度、且形成Sb富集层，可以抑制内部氧化层和/或氧化皮的生成。
上述制造方法只不过是一例。因此，存在利用其他制造方法也可以制造第1和第2实施方式的热轧钢板的情况。
需要说明的是，热轧工序的精轧中，从实施最终的脱氧化皮时的钢板的温度至利用精轧后的冷却使钢板的温度成为800℃为止的平均冷却速度(以下称为ADFT)优选设为10℃/秒以上。该情况下，可以进一步抑制热轧钢板表面的氧化皮的生成。
实施例
对本发明的热轧钢板的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性和效果而采用的一个条件例。因此，本发明不限定于该一个条件例。对于本发明而言，在不脱离本发明的主旨的情况下，只要达成本发明的目的就可以采用各种条件。
[实施例1]
制造具有表1所示的化学组成的钢水。
[表1]
Figure BDA0001433512930000251
参照表1，钢种类A～O为本实施方式的钢材的化学组成的范围内。另一方面，钢种类P～U的化学组成为本实施方式的钢材的化学组成的范围外。
使用上述钢水，利用铸锭法制造钢材(铸锭)。使用由多个热轧支架构成的试验用热轧磨机，将钢材在表2所示的热轧条件(加热温度(℃)、精轧温度FT(℃))下热轧，制造热轧钢板。进而，对于热轧后的热轧钢板，利用经过N2吹扫的缓冷炉，施加与以表2所示的卷取温度CT(℃)卷取的卷材相当的热历程。
需要说明的是，在精轧机的入侧设置模拟了粗棒加热器的再加热炉，在表2所示的条件下进行再加热。另外，在精轧机的轧制支架之间配置高水压脱氧化皮装置，对于精轧中的钢板实施脱氧化皮。即将实施脱氧化皮前的钢板的表面温度(脱氧化皮温度)如表2所示。
[表2]
表2
Figure BDA0001433512930000261
[内部氧化层厚度和氧化皮厚度测定试验]
从各试验编号的热轧钢板的宽度中央部(在宽度方向上距离宽度方向中心±10mm的范围)切出小片。对小片的表面中、与轧制方向垂直的截面(以下称为观察面)进行镜面研磨。对于观察面实施C(碳)蒸镀。C蒸镀后，利用电场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)拍摄观察面的表面附近部分，得到图像。使用所得图像，通过上述方法求出内部氧化层的厚度(μm)和氧化皮厚度(μm)。
[脱碳层测定试验]
从各试验编号的热轧钢板的宽度中央部(在宽度方向上距离宽度方向中心±10mm的范围)切出小片。对于小片的表面，实施基于EPMA的CKα射线的射线分析。将所得射线分析结果中、从钢板中的最小C强度位置至C强度成为钢板的平均C强度(母材的C强度)与钢板中的最小C强度的差值的98％的深度位置为止的距离定义为脱碳层的厚度(μm)。
[Sb富集层测定试验]
通过第1实施方式中记载的测定方法测定Sb富集层的有无以及Sb富集层的厚度(μm)。
[冷轧性评价试验]
从钢板的宽度中央部且距离表面1/4厚度的位置采集JIS标准的5号拉伸试验片。平行部与轧制方向平行。使用拉伸试验片，在大气中、以常温(25℃)实施依据JIS Z2241(2011)的拉伸试验，得到拉伸强度(MPa)。
[酸洗性评价试验]
从各试验编号的钢板的板宽度中央部采集包含钢板表面的试验片。试验片中包含钢板表面的区域为宽度50mm×长度70mm。对于试验片实施酸洗试验。酸洗试验中，将试验片浸渍于加热至85℃的8％盐酸水溶液中，将试验片的表面的氧化皮去除。测定试验片的整个表面的氧化皮被去除的时间(酸洗结束时间)。酸洗结束时间为60秒以内的情况下，判断为酸洗性优异。
[试验结果]
表3中示出试验结果。
[表3]
表3
Figure BDA0001433512930000281
表3中的“组织”表示钢板的宽度中央部(在宽度方向上距离宽度方向中心±10mm的范围)的板厚/4深度位置中的组织。各组织中，“F”栏中记载有各组织中的铁素体的面积率(％)，“P”栏中记载有珠光体的面积率。“其他”栏中记载有除铁素体和珠光体之外的相的面积率。“B”为贝氏体(包含回火贝氏体)的面积率(％)，“M”为马氏体(包含回火马氏体)的面积率(％)。“Rg”为残留奥氏体的面积率(％)。各相的面积率通过上述测定方法测定。
“拉伸强度TS”表示钢板的宽度中央部的拉伸强度TS(MPa)。拉伸强度为800MPa以下的情况下，判断为冷轧性优异。
表3中的“酸洗性”栏的符号“○”表示酸洗结束时间为60秒以内。符号“×”表示酸洗结束时间超过60秒。
参照表3，试验编号1～19的化学组成是合适的，也满足式(1)。因此，确认到Sb富集层。Sb富集层的厚度均为0.5μm以上。进而，氧化皮厚度为10μm以下、内部氧化层的厚度为5μm以下。因此，可以抑制内部氧化层和氧化皮。其结果，酸洗性优异。进而，脱碳层的厚度为20μm以下。
试验编号1～5、试验编号7和试验编号9～19中是进一步适于生成铁素体和珠光体的制造条件。因此，这些试验编号的热轧钢板的组织中，铁素体和珠光体的总面积率均为75％以上。因此，拉伸强度为800MPa以下。
试验编号6和试验编号8中，卷取温度CT为150～600℃，因此，组织中的贝氏体和马氏体的总面积率为75％以上，拉伸强度为900MPa以上。
另一方面，对于试验编号20中使用的钢种类P，Sb含量过低。因此，Sb富集层的厚度低于0.5μm，内部氧化层的厚度超过5μm。因此，酸洗性低。
试验编号21中使用的钢种类Q中不含有Sb。因此，未确认到Sb富集层。其结果，内部氧化层的厚度超过5μm，氧化皮厚度超过10μm。因此，酸洗性低。进而，脱碳层厚度超过20μm。
试验编号22中使用的钢种类R中C含量过高。还不含有Sb。进而，卷取温度CT过低。因此，组织主要由贝氏体和马氏体形成，不存在铁素体和珠光体。因此，拉伸强度超过800MPa。进而，不存在Sb富集层，因此，内部氧化层的厚度超过5μm，氧化皮厚度超过10μm。因此，酸洗性低。
试验编号23中使用的钢种类S中Si含量过高，且不含有Sb。其结果，未生成Sb富集层，内部氧化层的厚度超过5μm，氧化皮厚度超过10μm。因此，酸洗性低。进而，脱碳层厚度超过20μm。
需要说明的是，对于试验编号23，热轧时未实施利用粗棒加热器的加热。因此，脱氧化皮温度低于1050℃。其结果，岛状氧化皮率超过6％。
试验编号24中使用的钢种类T中Mn含量过低，Al含量过低，且Sb含量过高。因此，钢材的脆化急剧，中止了评价试验。试验编号25中Mn含量高。因此，钢材的脆化急剧，中止了评价试验。
[实施例2]
制造具有表4所示的化学组成的钢水。
[表4]
Figure BDA0001433512930000311
使用上述钢水，通过铸锭法制造钢材(铸锭)。使用试验用热轧磨机，将钢材在表5所示的热轧条件(加热温度(℃)和精轧温度FT(℃))下热轧，制造钢板。进而，对于热轧后的钢板，实施模拟了表5所示的卷取温度CT(℃)下的卷取的热处理。具体而言，将钢板层叠并装入至设定为卷取温度CT(℃)的炉内。炉内为氮气气氛，钢板表面为与大气阻断的状态。即，钢板的表面状态与实际制造的卷材的表面状态等同。在炉内将钢板以卷取温度CT(℃)保持30分钟后，以20℃/小时缓冷至室温。
[表5]
表5
Figure BDA0001433512930000321
[铁素体和珠光体的面积率的测定试验]
通过与实施例1同样的方法测定热轧后的钢板(热轧钢板)中的铁素体和珠光体的总计面积率。将结果示于表5。表5的“钢组织”中，“F+P”表示热轧钢板的组织中、铁素体和珠光体的总面积率为75％以上。表5的“钢组织”中，“B+M”表示热轧钢板的组织中、贝氏体和马氏体的总面积率为75％以上。
[内部氧化层的厚度测定试验]
利用与实施例1相同的方法测定各试验编号的热轧后的钢板(热轧钢板)的内部氧化层的厚度。具体而言，从热轧钢板的板宽度中央部切出包含热轧钢板的表面的小片。对小片的表面中、与轧制方向垂直的截面(以下称为观察面)进行镜面研磨。对于观察面实施C(碳)蒸镀。C蒸镀后，利用电场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)，以观察倍率1000倍拍摄观察面的表面附近部分，得到图像。基于所得图像，利用上述方法测定内部氧化层的厚度。将结果示于表5。
需要说明的是，氧化皮是在热轧钢板的外部铁离子被氧化而形成的层。另一方面，内部氧化层包含Si和Mn的氧化物，是在热轧钢板内部形成的层。因此，通过使用一般的SEM，可以将氧化皮、内部氧化层和母材容易地区分。
[拉伸试验]
利用依据JIS Z2241(2011)的方法测定各试验编号的热轧钢板的拉伸强度TS。将结果示于表2。表5的“TS(MPa)”中，“-”表示在热轧钢板的端部产生裂纹而无法测定。
[均匀伸长率测定试验]
对各试验编号的热轧钢板以压下率50％进行冷轧。对于冷轧后的钢板实施退火。退火在以下条件下进行。将钢板以平均加热速度5℃/秒加热至HC温度(Ae3温度+10℃)，对于钢板，以该HC温度实施90秒的退火。之后，将钢板以2℃/秒的冷却速度缓冷至AC温度(HC温度-120℃)。进而，将钢板以80℃/秒从AC温度骤冷至420℃。将钢板以420℃保持300秒后自然冷却至室温。对于退火后的钢板，利用依据JIS Z2241(2011)的方法实施拉伸试验。测定拉伸试验的试验中试验片伸长直至试验片发生收缩为止(表示试验片统一伸长的区间)的长度。将所得长度除以试验片的长度而作为均匀伸长率EL。将结果示于表5。表5的“EL(％)”中，“-”表示在钢板的端部产生裂纹而无法测定。
[试验结果]
参照表4和表5，试验编号1～10的化学组成是合适的。进而，试验编号1～10的制造条件是合适的。因此，试验编号1～10的热轧钢板的组织的铁素体和珠光体的总面积率为75％以上。试验编号1～10的热轧钢板进而形成有0.5μm以上的厚度的Sb富集层。另外，内部氧化层的厚度为5μm以下，内部氧化层的形成被抑制。
进而，试验编号1～10的热轧钢板的拉伸强度为800MPa以下，冷轧时的加工性优异。试验编号1～10的冷轧钢板的均匀伸长率为10.0％以上，冷轧后也显示出优异的加工性。
试验编号11中使用的钢种类K中不含有Sb。因此，试验编号11的热轧钢板中，未形成Sb富集层，内部氧化层厚度厚至47μm。
试验编号12中使用的钢种类L中Sb含量过高。因此，在试验编号12的热轧钢板的端部产生裂纹，无法实施拉伸试验。因此，冷轧时的加工性低。
试验编号13中使用的钢种类M中Sb含量过低。因此，试验编号13的热轧钢板的内部氧化层厚度厚至34μm。
试验编号14中使用的钢种类N中Si和Mn的总计含量为3.07％，不满足式(1)。因此，在试验编号14的冷轧钢板中，与同样地铁素体和珠光体的总面积率为75％以上的试验编号1～10相比，均匀伸长率EL低，为低于10％。
试验编号15中使用的钢种类O中Si含量低至0.93％。进而，钢种类O的Si和Mn的总计含量为3.04％，不满足式(1)。因此，试验编号15的冷轧钢板的均匀伸长率为8.7％，低于同样地铁素体和珠光体的总面积率为75％以上的试验编号1～10。
试验编号16中使用的钢种类P中Mn含量低至1.55％。因此，试验编号16的冷轧钢板的均匀伸长率为6.7％，低于同样地铁素体和珠光体的总面积率为75％以上的试验编号1～10。
试验编号17中使用的钢种类Q中Si含量高至2.96％。因此，试验编号17的冷轧钢板的均匀伸长率为7.8％，与同样地铁素体和珠光体的总面积率为75％以上的试验编号1～10相比加工性低。
试验编号18中使用的钢种类R中Mn含量高至3.99％。因此，试验编号18的冷轧钢板的均匀伸长率为3.2％，加工性低。
试验编号19中使用的钢种类S中Sb含量低至0.02％。因此，试验编号19的热轧钢板中，Sb富集层的厚度低于0.5μm，内部氧化层厚度厚至25μm。
[实施例3]
制造具有表4所示的化学组成的钢水。
使用上述钢水，利用铸锭法制造钢材(铸锭)。使用试验用热轧磨机，将钢材在表6所示的热轧条件(加热温度(℃)和精轧温度FT(℃))下热轧，制造钢板。进而，对于热轧后的钢板，实施模拟了表6所示的卷取温度CT(℃)下的卷取的热处理。具体而言，将钢板层叠并投入至设定为卷取温度CT(℃)的炉内。炉内为氮气气氛，钢板表面为与大气阻断的状态。即，钢板的表面状态与实际制造的卷材的表面状态等同。在炉内将钢板以卷取温度CT(℃)保持30分钟后，以20℃/小时缓冷至室温。进而，对于除试验编号2、5、7、13和15之外的试验编号的钢板，以表6所示的回火温度(℃)和回火时间(小时)实施回火。表6中，“回火时间(小时)”表示将钢板以表6所示的回火温度滞留的时间。
[表6]
表6
Figure BDA0001433512930000361
[贝氏体和马氏体的面积率的测定试验]
通过上述方法测定热轧钢板中的贝氏体和马氏体的面积率。将结果示于表6。表6的“钢组织”中，“F”表示铁素体的面积率、“P”表示珠光体的面积率、“B”表示贝氏体的面积率、“M”表示马氏体的面积率、“γ”表示奥氏体的面积率。
[内部氧化层厚度和氧化皮厚度测定试验]
对于各试验编号的热轧钢板，利用与实施例1相同的方法测定内部氧化层厚度和氧化皮厚度。将结果示于表6。
[Sb富集层厚度测定试验]
对于各试验编号的热轧钢板，利用与实施例1相同的方法测定Sb富集层的有无、和Sb富集层的厚度(μm)。将结果示于表6。
[拉伸试验]
利用与实施例1相同的方法测定各试验编号的拉伸强度TS(MPa)。将结果示于表6。表6的“拉伸强度”中，“-”表示在热轧钢板的端部产生裂纹而无法测定。
[均匀伸长率测定试验]
利用与实施例2相同的方法测定各试验编号的均匀伸长率EL。将结果示于表6。
[试验结果]
参照表4和表6，试验编号1～15的化学组成是合适的。进而，试验编号1～15的制造条件是合适的。因此，试验编号1～15的热轧钢板的组织中，贝氏体和马氏体的总面积率为75％以上。试验编号1～15的热轧钢板中，还确认到具有0.5μm以上的厚度的Sb富集层。其结果，内部氧化层的厚度为5μm以下，内部氧化层的形成被抑制。进而，试验编号1～15的热轧钢板的氧化皮厚度为7μm以下，氧化皮被抑制。
试验编号1、3、4、6、8～12和14中实施了回火。因此，拉伸强度TS为800MPa以下，均匀伸长率EL为10％以上，冷轧后可以得到优异的加工性。另一方面，试验编号2、5、7、13和15中未实施回火。因此，拉伸强度为900MPa以上，可以得到优异的强度。
另一方面，试验编号16中使用的钢种类K中不含有Sb。因此，未形成Sb富集层。其结果，内部氧化层的厚度超过5μm，氧化皮厚度超过7μm。
试验编号17中使用的钢种类L中Sb含量过高至0.41％。因此，对于试验编号17，在热轧钢板的端部产生裂纹，加工性低。因此，无法实施拉伸试验。
试验编号18中使用的钢种类M中Sb含量过低至0.004％。因此，试验编号18的热轧钢板中未形成Sb富集层。因此，内部氧化层的厚度超过5μm，氧化皮厚度超过7μm。
试验编号19中使用的钢种类N中Si和Mn的总计含量为3.07％，不满足式(1)。因此，虽然实施了回火，但是均匀伸长率EL低于10％。
试验编号20中使用的钢种类O中Si含量低至0.93％。进而，钢种类S中Si和Mn的总计含量为3.04％，不满足式(1)。因此，虽然实施了回火，但是均匀伸长率EL低于10％。
试验编号21中使用的钢种类P中Mn含量低至1.55％。因此，组织中铁素体的面积率为30％，马氏体和贝氏体的合计面积率低于75％。其结果，虽然实施了回火，但是均匀伸长率EL低于10％。
试验编号22中使用的钢种类Q中Si含量高至2.96％。因此，虽然实施了回火，但是均匀伸长率EL低于10％。
试验编号23中使用的钢种类R中Mn含量高至3.99％。因此，虽然实施了回火，但是均匀伸长率EL低于10％。
试验编号24中使用的钢种类S中Sb含量低至0.02％。因此，Sb富集层的厚度低于0.5μm。因此，内部氧化层厚度超过10μm，氧化皮厚度超过7μm。
以上，对本发明的实施方式进行了说明。然而，上述实施方式只不过是用于实施本发明的示例。因此，本发明不限定于上述实施方式，在不脱离其主旨的范围内可以对上述实施方式进行适宜变更而实施。

Claims (15)

1.一种热轧钢板，其具有以下的化学组成：
以质量％计含有
C：0.07～0.30％、
Si：超过1.0％且2.8％以下、
Mn：2.0～3.5％、
P：0.030％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.01～低于1.0％、
N：0.01％以下、
O：0.01％以下、
Sb：0.03～0.30％、
Ti：0～0.15％、
V：0～0.30％、
Nb：0～0.15％、
Cr：0～1.0％、
Ni：0～1.0％、
Mo：0～1.0％、
W：0～1.0％、
B：0～0.010％、
Cu：0～0.50％、
Sn：0～0.30％、
Bi：0～0.30％、
Se：0～0.30％、
Te：0～0.30％、
Ge：0～0.30％、
As：0～0.30％、
Ca：0～0.50％、
Mg：0～0.50％、
Zr：0～0.50％、
Hf：0～0.50％、和
稀土元素：0～0.50％，余量由Fe和杂质组成，且满足式(1)，
Si+Mn≥3.20 (1)
此处，在式(1)中的元素符号中代入对应元素的以质量％计的含量，
在所述热轧钢板的母材表面与氧化皮的界面处具备具有0.5μm以上的厚度的Sb富集层，
所述热轧钢板的内部氧化层的厚度为5μm以下。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，以质量％计含有选自由
Ti：0.005～0.15％、
V：0.001～0.30％、和
Nb：0.005～0.15％
组成的组中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，以质量％计含有选自由
Cr：0.10～1.0％、
Ni：0.10～1.0％、
Mo：0.01～1.0％、
W：0.01～1.0％、和
B：0.0001～0.010％
组成的组中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，以质量％计含有
Cu：0.10～0.50％。
5.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，以质量％计含有
总计为0.0001～0.30％的选自由Sn、Bi、Se、Te、Ge和As组成的组中的1种或2种以上。
6.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，以质量％计含有
总计为0.0001～0.50％的选自由Ca、Mg、Zr、Hf和稀土元素组成的组中的1种或2种以上。
7.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，
所述热轧钢板的组织中，铁素体和珠光体的总面积率为75％以上，
所述热轧钢板的拉伸强度为800MPa以下。
8.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，
所述热轧钢板的组织中，贝氏体和马氏体的总面积率为75％以上，
所述热轧钢板的拉伸强度为900MPa以上。
9.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，
所述热轧钢板的组织的贝氏体和马氏体的总面积率为75％以上，
所述热轧钢板的拉伸强度为800MPa以下。
10.根据权利要求7所述的热轧钢板，其中，
所述热轧钢板的表面的氧化皮厚度为10μm以下。
11.根据权利要求7所述的热轧钢板，其中，
所述热轧钢板的表层的脱碳层厚度为20μm以下。
12.根据权利要求8或权利要求9所述的热轧钢板，其中，
所述热轧钢板的表面的氧化皮厚度为7μm以下。
13.一种权利要求7所述的热轧钢板的制造方法，其具备如下工序：
准备具有权利要求7所述的化学组成的钢材的工序；
将所述钢材加热至1100～1350℃，然后热轧而形成钢板的工序；和，
将所述钢板以600～750℃进行卷取的工序。
14.一种权利要求8所述的热轧钢板的制造方法，其具备如下工序：
准备具有权利要求8所述的化学组成的钢材的准备工序；
将所述钢材加热至1100～1350℃，然后热轧而形成钢板，将所述钢板冷却至卷取温度的热轧工序；和，
将所述冷却后的所述钢板以150～600℃进行卷取的工序。
15.一种权利要求9所述的热轧钢板的制造方法，其具备如下工序：
准备具有权利要求9所述的化学组成的钢材的工序；
将所述钢材加热至1100～1350℃，然后热轧而形成钢板的工序；
将所述钢板以150～600℃进行卷取的工序；和，
将卷取后的所述钢板以550℃以上进行回火的工序。
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Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6620446B2 (ja) * 2015-07-30 2019-12-18 日本製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
KR101808431B1 (ko) * 2016-06-21 2017-12-13 현대제철 주식회사 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR101899688B1 (ko) * 2016-12-23 2018-09-17 주식회사 포스코 연속 생산성이 우수한 고강도 열연강판, 표면 품질 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
TWI670378B (zh) * 2017-12-15 2019-09-01 日商日本製鐵股份有限公司 鋼板、熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板
CN108411221A (zh) * 2018-03-13 2018-08-17 浙江工贸职业技术学院 一种抗冲击的复合金属材料及其制备方法
CN108486494B (zh) * 2018-06-05 2019-06-21 西北工业大学 钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法
CN112840057B (zh) * 2018-10-19 2022-08-30 日本制铁株式会社 热轧钢板
MX2021008840A (es) 2019-02-06 2021-09-08 Nippon Steel Corp Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente y metodo para producir la misma.
CN113544296B (zh) * 2019-03-20 2023-01-10 日本制铁株式会社 热冲压成形体
JP7218655B2 (ja) * 2019-03-28 2023-02-07 日本製鉄株式会社 鋼材
JP6787530B1 (ja) * 2019-11-13 2020-11-18 日本製鉄株式会社 鋼材
CN111593182B (zh) * 2019-11-26 2022-01-25 北京特冶工贸有限责任公司 一种耐腐蚀贝马复相组织钢轨的生产方法
CN111075114A (zh) * 2019-12-27 2020-04-28 广西南宁三正工程材料有限公司 一种钢筋网片及其制备方法
MX2022008472A (es) * 2020-01-16 2022-08-02 Nippon Steel Corp Carroceria estampada en caliente.
KR20220062962A (ko) * 2020-11-09 2022-05-17 주식회사 포스코 내수소취성 및 내충돌성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
CN114480951B (zh) * 2020-11-12 2023-04-14 上海梅山钢铁股份有限公司 抗拉强度700MPa级热轧双相钢钢板及其制造方法
CN112647014B (zh) * 2020-11-23 2022-03-22 首钢集团有限公司 一种适用于海洋大气环境用建筑结构钢及其生产方法
TWI774241B (zh) * 2021-02-19 2022-08-11 日商日本製鐵股份有限公司 無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板、無方向性電磁鋼板用熱軋鋼板之製造方法、及無方向性電磁鋼板之製造方法
JPWO2022196733A1 (zh) * 2021-03-17 2022-09-22
MX2024004249A (es) * 2021-10-14 2024-04-24 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente.
CN114034609A (zh) * 2021-10-28 2022-02-11 北京理工大学 一种考虑微观织构的金属材料力学性能预测方法
CN117960829B (zh) * 2024-03-29 2024-07-05 攀钢集团研究院有限公司 热冲压构件的制备方法及热冲压构件

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110027075A (ko) * 2009-09-09 2011-03-16 주식회사 포스코 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (31)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6213520A (ja) 1985-07-12 1987-01-22 Nisshin Steel Co Ltd 鋼材加熱時の酸化防止法
JP3390584B2 (ja) * 1995-08-31 2003-03-24 川崎製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP4091894B2 (ja) 2003-04-14 2008-05-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US8592049B2 (en) * 2006-01-30 2013-11-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength hot dip galvanized steel sheet and high strength galvannealed steel sheet excellent in shapeability and plateability
CN101460647B (zh) * 2006-07-14 2015-05-20 株式会社神户制钢所 高强度钢板及其制造方法
JP5234893B2 (ja) * 2007-05-31 2013-07-10 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR20080060981A (ko) 2006-12-27 2008-07-02 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 아연도금용 강판 및 그 제조방법
KR20080061853A (ko) * 2006-12-28 2008-07-03 주식회사 포스코 기계적 성질 및 표면 품질이 우수한 고강도 아연도금용 강판 및 그 제조방법
ES2387040T3 (es) 2007-08-15 2012-09-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Acero de doble fase, producto plano de un acero de doble fase de este tipo y procedimiento para la fabricación de un producto plano
KR101008117B1 (ko) 2008-05-19 2011-01-13 주식회사 포스코 표면특성이 우수한 고가공용 고강도 박강판 및용융아연도금강판과 그 제조방법
KR101008099B1 (ko) 2008-05-29 2011-01-13 주식회사 포스코 연성이 우수하고 에지부 균열이 없는 고강도 강판,용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP4766186B2 (ja) * 2009-08-21 2011-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材、ホットプレス部材用鋼板、ホットプレス部材の製造方法
JP4883216B2 (ja) * 2010-01-22 2012-02-22 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性とスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5786316B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5520086B2 (ja) 2010-03-09 2014-06-11 株式会社神戸製鋼所 表面性状に優れた高Ｓｉ含有鋼板およびその製造方法
JP5343035B2 (ja) 2010-04-30 2013-11-13 株式会社神戸製鋼所 表面性状に優れた高Ｓｉ含有鋼板およびその製造方法
JP5271981B2 (ja) 2010-08-11 2013-08-21 株式会社神戸製鋼所 酸洗性に優れたＳｉ含有熱延鋼板の製造方法および酸洗方法
KR101253885B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
EP2728032A4 (en) * 2011-06-28 2015-03-11 Posco PLATED STEEL PLATE WITH PLATED LAYER WITH EXCELLENT STABILITY FOR HOT PRESSING
JP6047983B2 (ja) * 2011-08-19 2016-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法
JP5354135B2 (ja) * 2011-09-30 2013-11-27 新日鐵住金株式会社 機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP5839180B2 (ja) 2011-11-11 2016-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板の冷却方法
KR20140099544A (ko) * 2011-12-26 2014-08-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 박강판 및 그의 제조 방법
ES2663747T3 (es) * 2012-01-05 2018-04-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hoja de acero laminado en caliente y su método de fabricación
JP5890735B2 (ja) 2012-04-12 2016-03-22 株式会社神戸製鋼所 酸洗性と加工性を兼備する熱延鋼板の製造方法
JP2013253301A (ja) 2012-06-08 2013-12-19 Kobe Steel Ltd 冷延鋼板の製造方法
JP6116990B2 (ja) * 2013-04-30 2017-04-19 株式会社神戸製鋼所 熱延鋼板の製造方法
JP5800098B2 (ja) * 2013-08-02 2015-10-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法
JP6056745B2 (ja) 2013-12-12 2017-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN104451407B (zh) * 2014-11-25 2016-08-24 东北大学 一种低碳热轧超高强高韧钢及其制备方法
KR101647224B1 (ko) * 2014-12-23 2016-08-10 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110027075A (ko) * 2009-09-09 2011-03-16 주식회사 포스코 점용접성, 강도 및 연신율이 우수한 자동차용 강판 및 그 제조방법

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Publication number Publication date
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