CN112840045B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本热轧钢板具有规定的化学组成，在将厚度设为t时，距离表面为t/4的位置处的金属组织以面积分率计包含77.0～97.0％的贝氏体或回火马氏体、0～5.0％的铁素体、0～5.0％的珠光体、3.0％以上的残余奥氏体、0～10.0％的马氏体；在上述金属组织中，除上述残余奥氏体以外的平均结晶粒径为7.0μm以下，直径为20nm以上的铁系碳化物的平均个数密度为1.0×10⁶个/mm²以上；抗拉强度为980MPa以上；上述表面中的平均Ni浓度为7.0％以上。

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。

本申请基于2018年10月19日在日本申请的特愿2018-197936号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

近年来，为了抑制来自汽车的二氧化碳(CO₂)的排放量，一直在使用高强度钢板来开展汽车车体的轻量化。另外，为了确保乘客的安全性，在汽车车体中除了大量使用软钢板以外还大量使用高强度钢板。

进而，最近，由于燃料消耗量限制、NO_X等环境限制的进一步严格化，预料到插电式混合动力车、电动汽车的增加。在这些下一代汽车中，需要搭载大容量蓄电池，变得需要更进一步的车体轻量化。在汽车制造厂也正积极地进行以低燃料消耗量化为目的的车体轻量化的技术开发。然而，由于为了确保乘客的安全，将重点也置于耐碰撞特性的提高，因此车体轻量化并不容易。

为了更进一步推进车体的轻量化，由钢板向铝合金、树脂、CFRP等轻量原材料的置换或钢板的进一步高强度化可能成为选择项，但从原材料成本、加工成本的观点出发，对于除高级车以外的以大量生产作为前提的大众车，采用超高强度钢板是现实的。

于是，为了兼顾车体轻量化和耐碰撞特性，研究了使用高强度钢板将构件薄壁化。因此，强烈期望兼具高强度和优异的成形性的钢板，为了应对这些要求，以往提出了几个技术。其中，含有残余奥氏体的钢板由于通过相变诱发塑性(TRIP)而显示出优异的延展性，因此迄今为止也进行了许多研究。

例如，在专利文献1中公开了一种耐碰撞安全性及成形性优异的汽车用高强度钢板，其中，在平均结晶粒径为10μm以下的铁素体中分散有平均结晶粒径为5μm以下的残余奥氏体。就在金属组织中包含残余奥氏体的钢板而言，虽然在加工中奥氏体发生马氏体相变，通过相变诱发塑性而显示出大的伸长率，但由于硬质的马氏体的生成而扩孔性受损。在专利文献1中公开了通过将铁素体及残余奥氏体微细化，不仅延展性提高，而且扩孔性也提高。

在专利文献2中公开了一种伸长率及拉伸凸缘性优异的抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板，其中，在晶粒内微细地分散有包含残余奥氏体和/或马氏体的第二相。

在专利文献3及4中公开了延展性及拉伸凸缘性优异的高张力热轧钢板及其制造方法。在专利文献3中公开了一种延展性及拉伸凸缘性良好的高强度热轧钢板的制造方法，其中，在热轧完成后1秒钟以内冷却至720℃以下的温度域，在超过500℃且720℃以下的温度域中以1～20秒钟的滞留时间滞留后，在350～500℃的温度域中卷取。另外，在专利文献4中公开了一种延展性及拉伸凸缘性良好的高强度热轧钢板，其中，以贝氏体作为主体，具有适量的多边形铁素体和残余奥氏体，并且在除残余奥氏体以外的钢组织中由具有15°以上的晶体取向差的晶界所围成的晶粒的平均粒径为15μm以下。

另一方面，最近，LCA(Life Cycle Assessment，生命周期评估)变得受到瞩目，不仅在汽车的行驶时，而且关于制造时的环境负荷也倾入关心。

例如，在汽车部件的涂装中，迄今为止，作为基底处理，实施了作为化学转化处理的一种的磷酸锌处理。磷酸锌处理为低成本，并且，涂膜密合性、耐蚀性优异。然而，在磷酸锌处理液中以磷酸作为主要成分且包含锌盐/镍盐/锰盐等金属成分。因此，因使用后废弃的废液的磷及金属类而引起的环境负荷令人担忧。另外，化学转化处理槽中沉淀的以磷酸铁作为主要成分的大量的淤泥作为产业废弃物而成为大的环境负荷。

于是，最近，作为可降低环境负荷的化学转化处理液，使用了锆系化学转化处理液。锆系化学转化处理液不含磷酸盐，没有必要添加金属盐。因此，淤泥产生量极小。例如，专利文献5及6中记载了使用锆化学转化处理液在金属表面形成化学转化处理皮膜的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平11-61326号公报

专利文献2：日本特开2005-179703号公报

专利文献3：日本特开2012-251200号公报

专利文献4：日本特开2015-124410号公报

专利文献5：日本特开2004-218074号公报

专利文献6：日本特开2008-202149号公报

发明内容

发明所要解决的课题

即使使用锆系化学转化处理液，对于以往的甚至780MPa级的强度等级的高强度钢板，也可得到与磷酸锌处理相匹敌的耐蚀性和涂膜密合性。然而，对于抗拉强度为980MPa以上的超高强度钢板，由于所含有的合金元素量多，因此锆系化学转化结晶在钢板表面的附着变得不充分，得不到良好的耐蚀性和涂膜密合性。

进而，对于以上述的专利文献1～4中公开的钢板为代表的耐碰撞特性优异的超高强度钢板，尚未提出充分改善使用锆系化学转化处理液时的涂膜密合性的方法。

本发明是鉴于上述的问题而提出的，其目的是提供一种热轧钢板及可稳定地制造该热轧钢板的制造方法，该热轧钢板是具有980MPa以上的抗拉强度和高的压制成形性(延展性及拉伸凸缘性)及良好的韧性的超高强度钢板，即使是使用锆系化学转化处理液的情况下，也具有与使用磷酸锌化学转化处理液的情况同等以上的化学转化处理性和涂膜密合性。

用于解决课题的手段

本发明人们为了解决上述课题而进行了深入研究，得到了以下的认识。

本发明是基于这些认识而进行的，其主旨如下所述。

(1)本发明的一方案的热轧钢板的用板厚方向整体的平均值所表示的化学组成以质量％计含有：C：0.100～0.250％、Si：0.05～3.00％、Mn：1.00～4.00％、Al：0.001～2.000％、Ni：0.02～2.00％、Nb：0～0.300％、Ti：0～0.300％、Cu：0～2.00％、Mo：0～1.000％、V：0～0.500％、Cr：0～2.00％、Mg：0～0.0200％、Ca：0～0.0200％、REM：0～0.1000％、B：0～0.0100％、Bi：0～0.020％、Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上：合计0～1.000％、Sn：0～0.050％、P：0.100％以下、S：0.0300％以下、O：0.0100％以下、N：0.1000％以下，剩余部分包含Fe及杂质，并且，满足下述式(i)；在将厚度设为t时，距离表面为t/4的位置处的金属组织以面积分率计包含77.0～97.0％的贝氏体或回火马氏体、0～5.0％的铁素体、0～5.0％的珠光体、3.0％以上的残余奥氏体、0～10.0％的马氏体；在上述金属组织中，除上述残余奥氏体以外的平均结晶粒径为7.0μm以下，直径20nm以上的铁系碳化物的平均个数密度为1.0×10⁶个/mm²以上；抗拉强度为980MPa以上；上述表面中的平均Ni浓度为7.0％以上。

0.05％≤Si+Al≤3.00％ 式(i)

上述式(i)中所示的元素为上述热轧钢板中含有的元素的质量％。

(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有Ni：0.02～0.05％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的热轧钢板，其中，也可以在上述热轧钢板中存在内部氧化层，上述内部氧化层的平均深度距离上述热轧钢板的上述表面为5.0μm以上且20.0μm以下。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热轧钢板，其中，上述热轧钢板的上述表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差也可以为10.0μm以上且50.0μm以下。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热轧钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有V：0.005～0.500％、Ti：0.005～0.300％中的1种或2种。

(6)根据上述(1)～(5)中任一项所述的热轧钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有Nb：0.005～0.300％、Cu：0.01％～2.00％、Mo：0.01％～1.000％、B：0.0001～0.0100％、Cr：0.01％以上且2.00％以下中的1种或2种以上。

(7)根据上述(1)～(6)中任一项所述的热轧钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有Mg：0.0005～0.0200％、Ca：0.0005～0.0200％、REM：0.0005～0.1000％中的1种或2种以上。

(8)本发明的另一方案的热轧钢板的制造方法具有以下工序：将具有上述(1)所述的化学组成的钢坯用至少具有预加热区、加热区及均热区且具备蓄热式燃烧器的加热炉加热至1150℃以上的加热工序；将加热后的上述钢坯按照精轧温度成为由下述式(ii)得到的T2℃以上的方式、并且850～1100℃的温度域中的累积压下率成为90％以上的方式进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序；在上述热轧工序后，在1.5秒以内开始冷却，并且以50℃/秒以上的平均冷却速度将上述热轧钢板冷却至由下述式(iii)所表示的温度T3℃以下的一次冷却工序；在将由下述式(iv)所表示的温度设为T4℃时，以10℃/秒以上的平均冷却速度从上述一次冷却工序的冷却停止温度冷却至(T4-100)℃～(T4+50)℃的卷取温度的二次冷却工序；和在上述卷取温度下卷取的卷取工序，在上述加热工序中，将上述预加热区中的空气比设定为1.1～1.9。

T2(℃)＝868-396×[C]-68.1×[Mn]+24.6×[Si]-36.1×[Ni]-24.8×[Cr]-20.7×[Cu]+250×[Al] (ii)

T3(℃)＝770-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo] (iii)

T4(℃)＝591-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo] (iv)其中，各式中的[元素符号]表示各元素在上述钢坯中的含量(质量％)。

(9)根据上述(8)所述的热轧钢板的制造方法，在上述加热工序中，也可以将上述加热区中的空气比设定为0.9～1.3。

(10)根据上述(8)或(9)所述的热轧钢板的制造方法，在上述加热工序中，也可以将上述均热区中的空气比设定为0.9～1.9。

(11)根据上述(9)或(10)所述的热轧钢板的制造方法，上述预加热区中的空气比也可以大于上述加热区中的空气比。

(12)根据上述(8)～(10)中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，也可以具备使用20～95℃的温度的1～10质量％的盐酸溶液以30秒以上且低于60秒的酸洗时间的条件，对上述卷取工序后的上述热轧钢板进行酸洗的酸洗工序。

发明效果

根据本发明的上述方案，可获得一种热轧钢板，其是具有980MPa以上的抗拉强度和高的压制成形性(延展性及拉伸凸缘性)和良好的韧性的超高强度钢板，即使是使用锆系化学转化处理液的情况下，也具有与使用磷酸锌化学转化处理液的情况同等以上的化学转化处理性和涂膜密合性。本发明的钢板由于化学转化处理性和涂膜密合性优异，因此涂装后耐蚀性优异。另外，延展性及拉伸凸缘性也优异。因此，本发明的钢板适于需要高强度、成形性及涂装后耐蚀性的汽车用部件。

附图说明

图1是本实施方式的热轧钢板及比较热轧钢板的表面的EPMA测定结果的一个例子。(测定条件：加速电压：15kV、照射电流：6×10^-8A、照射时间：30ms、光束直径：1μm)

图2是表示在表面浓化的Ni成为锆系化学转化结晶的析出核的机理的图。

图3是表示热轧钢板的表面的粗糙度发生变化的机理的图。

具体实施方式

本发明人们对对于具有980MPa以上的抗拉强度和充分的延展性及拉伸凸缘性的超高强度钢板通过使用了锆系化学转化处理液的化学转化处理而稳定地获得良好的化学转化处理性和涂膜密合性的条件反复进行了深入研究。研究的结果获知：钢板的表层的氧化物对化学转化处理性、涂膜密合性产生较大影响。具体而言，如下所述。

钢板通常在进行化学转化处理之前被酸洗。然而获知：即使进行通常的酸洗，也在超高强度钢板的表面形成Si、Al等的氧化物，其会使锆系化学转化处理性、涂膜密合性劣化。本发明人们进一步进行了研究，结果发现：为了提高化学转化处理性及涂膜密合性，抑制Si、Al等的氧化物的形成，并且作为锆系化学转化结晶的析出核而在钢板表层形成Ni的浓化层是有效的。

另外，本发明人们发现：在一般的制造热轧钢板的工序中以廉价并且大量生产作为前提的情况下，通过限定微量的Ni的含有和热轧之前的加热工序中的加热条件，能够在酸洗后(化学转化处理前)的钢板表层形成Ni的浓化层。

以下，对本实施方式的热轧钢板进行详细说明。

[钢板的成分]

首先，对本实施方式的热轧钢板的化学成分的限定理由进行说明。只要没有特别说明，则关于成分的含量的％表示质量％。

另外，本说明书中的各式中使用的元素名的表述表示该元素在钢板中的含量(质量％)，不含有的情况下代入0。

C：0.100～0.250％

C具有促进贝氏体的生成的作用和将残余奥氏体稳定化的作用。C含量低于0.100％时，变得难以获得所期望的贝氏体面积分率及残余奥氏体面积分率。因此，C含量设定为0.100％以上。C含量优选为0.120％以上或0.150％以上。

另一方面，C含量超过0.250％时，珠光体优先生成而贝氏体及残余奥氏体的生成变得不充分，变得难以获得所期望的贝氏体的面积分率及残余奥氏体的面积分率。因此，C含量设定为0.250％以下。C含量优选为0.220％以下或0.200％以下。

Si：0.05～3.00％

Si具有使渗碳体的析出延迟的作用。通过该作用，能够提高奥氏体未相变而残存的量、即残余奥氏体的面积分率，另外通过固溶强化能够提高钢板的强度。另外，Si具有通过脱氧而将钢健全化(抑制在钢中产生气孔等缺陷)的作用。Si含量低于0.05％时，无法获得由上述作用带来的效果。因此，Si含量设定为0.05％以上。Si含量优选为0.50％以上或1.00％以上。

另一方面，Si含量超过3.00％时，钢板的表面性状及化学转化处理性、进而延展性及焊接性显著劣化，并且A3相变点显著上升。由此，变得难以稳定地进行热轧。因此，Si含量设定为3.00％以下。Si含量优选为2.70％以下或2.50％以下。

Mn：1.00～4.00％

Mn具有抑制铁素体相变而促进贝氏体的生成的作用。Mn含量低于1.00％时，无法获得所期望的贝氏体的面积分率。因此，Mn含量设定为1.00％以上。Mn含量优选为1.50％以上，更优选为1.80％以上。

另一方面，Mn含量超过4.00％时，由于贝氏体相变的完成延迟，未促进向奥氏体的碳浓化，残余奥氏体的生成变得不充分，变得难以获得所期望的残余奥氏体的面积分率。因此，Mn含量设定为4.00％以下。Mn含量优选为3.70％以下或3.50％以下。

Ni：0.02％～2.00％

Ni是在本实施方式的热轧钢板中重要的元素之一。Ni主要在热轧工序的加热工序中在特定的条件下在钢板表面与氧化皮的界面附近的钢板表面附近浓化。该Ni在对钢板表面进行锆系化学转化处理时，成为锆系化学转化处理皮膜的析出核，促进没有未覆盖部(也可以称为露底，日文原文为：スケ)且密合性良好的皮膜的形成。由于Ni含量低于0.02％时，没有该效果，因此将Ni含量设定为0.02％以上。上述密合性提高效果不仅对于锆系化学转化处理皮膜，而且对于以往的磷酸锌化学转化处理皮膜也同样可获得。另外，利用热浸镀锌处理的热浸镀锌层、进而镀覆后合金化处理后的合金化锌镀层与母材的密合性也提高。

另一方面，即使Ni含量超过2.00％，也不仅其效果饱和，而且合金成本上升。因此，将Ni含量设定为2.00％以下。优选为0.50％以下、0.20％以下或0.05％以下。

Al：0.001～2.000％

Al与Si同样地具有将钢脱氧而将钢板健全化的作用。另外，Al具有通过抑制渗碳体从奥氏体的析出而促进残余奥氏体的生成的作用。Al含量低于0.001％时，无法获得由上述作用带来的效果。因此，Al含量设定为0.001％以上。Al含量优选为0.010％以上。

另一方面，Al含量超过2.000％时，上述效果饱和，并且在经济上不优选。因此，Al含量设定为2.000％以下。Al含量优选为1.500％以下或1.300％以下。

P：0.100％以下

P是一般作为杂质而含有的元素，但也是具有通过固溶强化而提高强度的作用的元素。也可以积极地含有P，但P是容易偏析的元素，若P含量超过0.100％，则起因于晶界偏析的成形性、韧性的降低变得显著。因此，P含量限制为0.100％以下。P含量优选为0.030％以下。P含量的下限没有必要特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设定为0.001％。

S：0.0300％以下

S是作为杂质而含有的元素，在钢中形成硫化物系夹杂物而使热轧钢板的成形性降低。若S含量超过0.0300％，则成形性显著降低。因此，S含量限制为0.0300％以下。S含量优选为0.0050％以下。S含量的下限没有必要特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设定为0.0001％。

N：0.1000％以下

N是作为杂质而含有于钢中的元素，是使钢板的成形性降低的元素。N含量超过0.1000％时，钢板的成形性显著降低。因此，N含量设定为0.1000％以下。N含量优选为0.0800％以下，进一步优选为0.0700％以下。N含量的下限没有必要特别规定，但如下文所述的那样含有Ti及V的1种或2种以上来谋求金属组织的微细化的情况下，为了促进碳氮化物的析出，N含量优选设定为0.0010％以上，更优选设定为0.0020％以上。

O：0.0100％以下

O若较多地包含于钢中则形成成为断裂的起点的粗大的氧化物，引起脆性断裂、氢致开裂。因此，O含量限制为0.0100％以下。O含量优选设定为0.0080％以下、0.0050％以下。为了在钢液的脱氧时使多数微细的氧化物分散，O含量也可以设定为0.0005％以上或0.0010％以上。

本实施方式的热轧钢板的化学组成的剩余部分以包含Fe及杂质作为基本，本实施方式的热轧钢板除了上述元素以外，还可以含有Nb、Ti、V、Cu、Cr、Mo、B、Ca、Mg、REM、Bi、Zr、Co、Zn、W及Sn作为任选元素。不含有上述任选元素时的含量为0％。以下，对上述任选元素进行详细说明。

在本实施方式中，所谓杂质是从作为原料的矿石、废铁或制造环境等混入的物质，是指在不对本实施方式的热轧钢板造成不良影响的范围内容许的物质。

Nb：0～0.300％

Nb是通过形成碳氮化物或固溶Nb使热轧时的粒生长延迟而经由热轧钢板的粒径的微细化有助于低温韧性的提高的元素。在获得该效果的情况下，Nb含量优选设定为0.005％以上。

另一方面，即使Nb含量超过0.300％，上述效果也饱和，经济性降低。因此，即使是根据需要含有Nb的情况下，Nb含量也设定为0.300％以下。

选自由Ti：0～0.300％及V：0～0.500％构成的组中的1种或2种

Ti及V均具有在钢中作为碳化物或氮化物而析出、通过钉扎效应将金属组织微细化的作用。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种。为了更可靠地获得由上述作用带来的效果，优选将Ti含量设定为0.005％以上或将V含量设定为0.005％以上。但是，即使过量地含有这些元素，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上不优选。因此，即使是含有的情况下，Ti含量也设定为0.300％以下，V含量设定为0.500％以下。

选自由Cu：0～2.00％、Cr：0～2.00％、Mo：0～1.000％及B：0～0.0100％构成的组中的1种或2种以上

Cu、Cr、Mo及B均具有提高淬透性的作用。另外，Cr具有使残余奥氏体稳定化的作用，Cu及Mo具有在钢中析出碳化物而提高强度的作用。

Cu具有提高淬透性的作用及在低温下在钢中作为碳化物析出而提高钢板的强度的作用。为了更可靠地获得由上述作用带来的效果，Cu含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.03％以上或0.05％以上。然而，Cu含量超过2.00％时，有时产生板坯的晶界开裂。因此，Cu含量设定为2.00％以下。Cu含量优选为1.50％以下、1.00％以下。

Cr具有提高淬透性的作用及使残余奥氏体稳定化的作用。为了更可靠地获得由上述作用带来的效果，优选将Cr含量设定为0.01％以上或0.05％以上。然而，Cr含量超过2.00％时，钢板的化学转化处理性显著降低。因此，Cr含量设定为2.00％以下。

Mo具有提高淬透性的作用及在钢中析出碳化物而提高强度的作用。为了更可靠地获得由上述作用带来的效果，优选将Mo含量设定为0.010％以上或0.020％以上。然而，即使将Mo含量设定为超过1.000％，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上不优选。因此，Mo含量设定为1.000％以下。Mo含量优选为0.500％以下、0.200％以下。

B具有提高淬透性的作用。为了更可靠地获得由该作用带来的效果，优选将B含量设定为0.0001％以上或0.0002％以上。然而，由于B含量超过0.0100％时，钢板的成形性显著降低，因此B含量设定为0.0100％以下。B含量优选设定为0.0050％以下。

选自由Ca：0～0.0200％、Mg：0～0.0200％及REM：0～0.1000％构成的组中的1种或2种以上

Ca、Mg及REM均具有通过将夹杂物的形状调整为优选的形状而提高钢板的成形性的作用。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。为了更可靠地获得由上述作用带来的效果，优选将Ca、Mg及REM中的任1种以上的含量分别设定为0.0005％以上。然而，若Ca含量或Mg含量分别超过0.0200％或REM含量超过0.1000％，则在钢中过量地生成夹杂物，有时反而使钢板的成形性降低。因此，将Ca含量及Mg含量设定为0.0200％以下，以及将REM含量设定为0.1000％以下。

这里，REM是指包含Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，上述REM的含量是指这些元素的合计含量。在镧系元素的情况下，在工业上以混合稀土金属的形态添加。

Bi：0～0.020％

Bi由于具有通过将凝固组织微细化而提高成形性的作用，因此也可以含有于钢中。为了更可靠地获得由该作用带来的效果，优选将Bi含量设定为0.0005％以上。然而，即使将Bi含量设定为超过0.020％，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上不优选。因此，Bi含量设定为0.020％以下。Bi含量优选为0.010％以下。

Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上：合计0～1.000％

Sn：0～0.050％

关于Zr、Co、Zn及W，本发明人们确认：即使含有合计1.000％以下的这些元素，也不会损害本实施方式的热轧钢板的效果。因此，也可以含有合计1.000％以下的Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上。

另外，本发明人们确认：即使含有少量Sn，也不会损害本实施方式的热轧钢板的效果，但由于若含有Sn则在热轧时变得容易产生缺陷，因此Sn含量设定为0.050％以下。

0.05％≤Si+Al≤3.00％

在本实施方式的热轧钢板中，需要在将各元素的含量控制为上述的范围的基础上，按照Si+Al满足下述式(1)的方式进行控制。

0.05％≤Si+Al≤3.00％ 式(1)

若Si+Al低于0.05％，则产生鳞状缺陷、纺锤氧化皮之类的氧化皮系缺陷。

另一方面，若Si+Al超过3.00％，则即使含有Ni，也变得不表现出改善化学转化处理性、涂膜密合性的效果。

上述的热轧钢板中的各元素的含量是依据JISG1201：2014通过利用截粉的ICP发射光谱分析求出的全板厚的平均含量。

[钢板的金属组织]

接着，对本实施方式的热轧钢板的金属组织(显微组织)进行说明。

在本实施方式的热轧钢板中，在与钢板的轧制方向平行的截面中，通过距离钢板表面为板厚的1/4深度(板厚设为t(mm)时的t/4)的位置处的金属组织以面积分率(面积％)计含有合计77.0～97.0％的贝氏体及回火马氏体、0～5.0％的铁素体、0～5.0％的珠光体、3.0％以上的残余奥氏体、0～10.0％的马氏体，获得980MPa以上的抗拉强度和高的压制成形性(延展性及拉伸凸缘性)。在本实施方式中，规定与钢板的轧制方向平行的截面的距离钢板表面为板厚的1/4深度位置处的金属组织的理由是由于：该位置处的金属组织表示钢板的代表性金属组织。

贝氏体及回火马氏体的合计面积分率：77.0～97.0％

贝氏体及回火马氏体是本实施方式中最重要的金属组织。

贝氏体是板条状的晶粒的集合。对于贝氏体，有在板条间包含碳化物的板条的集合体即上部贝氏体和在内部包含长径为5nm以上的铁系碳化物的下部贝氏体。在下部贝氏体中析出的铁系碳化物属于单一的变体、即沿同一方向伸长的铁系碳化物群。回火马氏体是板条状的晶粒的集合，在内部包含长径为5nm以上的铁系碳化物。回火马氏体内的铁系碳化物属于多个变体、即沿不同的方向伸长的多个铁系碳化物群。通过后述的测定方法难以将下部贝氏体及回火马氏体进行区别，但在本实施方式中没有必要将两者进行区别。

如上所述，贝氏体及回火马氏体是硬质并且均质的金属组织，是最适于使钢板兼具高强度和优异的拉伸凸缘性的金属组织。贝氏体及回火马氏体的合计面积分率低于77.0％时，无法使钢板兼具高强度和优异的拉伸凸缘性。因此，贝氏体及回火马氏体的合计面积分率设定为77.0％以上。贝氏体及回火马氏体的合计面积分率优选为85.0％以上，更优选为90.0％以上。本实施方式的热轧钢板由于包含3.0％以上的残余奥氏体，因此贝氏体及回火马氏体的合计面积分率为97.0％以下。

铁素体的面积分率：0～5.0％

铁素体是块状的晶粒，是在内部不含板条等下部组织的金属组织。若软质的铁素体的面积分率超过5.0％，则由于容易成为空隙的产生起点的铁素体与贝氏体或回火马氏体的界面、及铁素体与残余奥氏体的界面增加，特别是钢板的拉伸凸缘性降低。因此，铁素体的面积分率设定为5.0％以下。铁素体的面积分率优选为4.0％以下、3.0％以下或2.0％以下。为了提高钢板的拉伸凸缘性，铁素体的面积分率优选尽可能降低，其下限设定为0％。

珠光体的面积分率：0～5.0％

珠光体是渗碳体在铁素体彼此之间以层状析出的片层状的金属组织，另外是与贝氏体相比较软质的金属组织。若珠光体的面积分率超过5.0％，则由于容易成为空隙的产生起点的珠光体与贝氏体或回火马氏体的界面、及珠光体与残余奥氏体的界面增加，特别是钢板的拉伸凸缘性降低。因此，珠光体的面积分率设定为5.0％以下。珠光体的面积分率优选为4.0％以下、3.0％以下或2.0％以下。为了提高钢板的拉伸凸缘性，珠光体的面积分率优选尽可能降低，其下限设定为0％。

马氏体的面积分率：0～10.0％

在本实施方式中，马氏体定义为在板条间及板条内未析出直径为5nm以上的碳化物的金属组织。马氏体(所谓的新鲜马氏体)是非常硬质的组织，大大有助于钢板的强度上升。另一方面，若包含马氏体，则马氏体与作为母相的贝氏体及回火马氏体的界面成为空隙的产生起点，特别是钢板的拉伸凸缘性降低。进而，马氏体由于是硬质组织，因此使钢板的低温韧性劣化。因此，马氏体面积分率设定为10.0％以下。本实施方式的热轧钢板由于包含规定量的贝氏体及回火马氏体，因此即使是不含马氏体的情况下也能够确保所期望的强度。为了获得钢板的所期望的拉伸凸缘性，马氏体的面积分率优选尽可能降低，其下限设定为0％。

以上那样的构成本实施方式的热轧钢板的金属组织的贝氏体、回火马氏体、铁素体、珠光体及马氏体通过以下的方法来进行这些金属组织的鉴定、存在位置的确认及面积分率的测定。

首先，使用硝酸乙醇试剂及日本特开昭59-219473号公报中公开的试剂，将与钢板的轧制方向平行的截面进行腐蚀。关于截面的腐蚀，具体而言，将在100ml的乙醇中溶解1～5g的苦味酸而得到的溶液设为A液，将在100ml的水中溶解1～25g的硫代硫酸钠及1～5g的柠檬酸而得到的溶液设为B液，将A液与B液以1：1的比例混合而制成混合液，将相对于该混合液的总量进一步添加1.5～4％的比例的硝酸并混合而得到的溶液作为前处理液。另外，将在2％硝酸乙醇液中相对于2％硝酸乙醇液的总量添加10％的比例的上述前处理液并混合而得到的溶液作为后处理液。通过将与钢板的轧制方向平行的截面在上述前处理液中浸渍3～15秒，用醇洗涤并干燥后，在上述后处理液中浸渍3～20秒后，进行水洗，干燥，从而将上述截面腐蚀。

接着，在距离钢板表面为板厚的1/4深度位置处，通过使用扫描型电子显微镜以倍率1000～100000倍对40μm×30μm的区域进行至少3个区域观察，基于是否包含上述的特征对金属组织中的各相进行鉴定，进行各相的存在位置的确认及面积分率的测定。

残余奥氏体的面积分率：3.0％以上

残余奥氏体是即使在室温下也作为面心立方晶格存在的金属组织。残余奥氏体具有通过相变诱发塑性(TRIP)而提高钢板的延展性的作用。残余奥氏体的面积分率低于3.0％时，得不到由上述作用带来的效果，钢板的延展性劣化。因此，残余奥氏体的面积分率设定为3.0％以上。残余奥氏体的面积分率优选为5.0％以上，更优选为7.0％以上，进一步优选为8.0％以上。残余奥氏体的面积分率的上限没有必要特别规定，但由于在本实施方式的热轧钢板的化学组成中可确保的残余奥氏体的面积分率大概为20.0％以下，因此也可以将残余奥氏体的面积分率的上限设定为20.0％。

对于残余奥氏体的面积分率的测定方法，有利用X射线衍射、EBSP(电子背散射衍射图像、Electron Back Scattering Diffraction Pattern)解析、磁测定的方法等，根据测定方法，有时测定值不同。在本实施方式中，残余奥氏体的面积分率通过X射线衍射进行测定。

在本实施方式中的利用X射线衍射的残余奥氏体面积分率的测定中，首先，在钢板的板厚的1/4深度位置处的与钢板的轧制方向平行的截面中，使用Co-Kα射线，求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)的合计6个峰的积分强度，使用强度平均法进行算出，由此获得残余奥氏体的体积分率。体积分率与面积分率设定为相等，将其设定为残余奥氏体的面积分率。

在本实施方式中，由于通过不同的测定方法来测定贝氏体、回火马氏体、铁素体、珠光体及马氏体的面积分率(残余奥氏体以外的面积分率)和残余奥氏体的面积分率，因此有时上述二者的面积分率的合计不成为100.0％。在残余奥氏体以外的面积分率与残余奥氏体的面积分率的合计不成为100.0％的情况下，按照合计成为100.0％的方式调整上述二者的面积分率。例如在残余奥氏体以外的面积分率与残余奥氏体的面积分率的合计为101.0％的情况下，为了将两者的合计设定为100.0％，将通过测定而得到的残余奥氏体以外的面积分率乘以100.0/101.0而得到的值定义为残余奥氏体以外的面积分率，将通过测定而得到的残余奥氏体的面积分率乘以100.0/101.0而得到的值定义为残余奥氏体的面积分率。

在残余奥氏体以外的面积分率与残余奥氏体的面积分率的合计低于95.0％的情况或超过105.0％的情况下，再次进行面积分率的测定。

除残余奥氏体以外的金属组织的平均结晶粒径：7.0μm以下

通过除残余奥氏体以外的金属组织(作为主相的贝氏体及回火马氏体、铁素体、珠光体、以及马氏体)的平均结晶粒径(以下，有时简单地记载为平均结晶粒径)被微细化，低温韧性提高。若平均结晶粒径超过7.0μm，则变得无法满足汽车的行走部件用钢板所需要的低温韧性的指标即vTrs≤-50℃。因此，将平均结晶粒径设定为7.0μm以下。没有必要特别限定平均结晶粒径的下限，但由于平均结晶粒径越小越优选，因此也可以设定为超过0μm。但是，由于将平均结晶粒径设定为低于1.0μm从制造设备的观点出发在现实中有时是困难的，因此平均结晶粒径也可以设定为1.0μm以上。

在本实施方式中，将晶粒使用EBSP-OIM^TM(Electron Back Scatter DiffractionPattern-Orientation Image Microscopy)法进行定义。在EBSP-OIM法中，在扫描型电子显微镜(SEM)内对高倾斜的试样照射电子射线，用高感度照相机拍摄进行背散射而形成的菊池图案，通过对拍摄照片用电脑进行图像处理，能够在短时间内测定照射点的晶体取向。EBSP-OIM法使用将扫描型电子显微镜与EBSP解析装置组合而成的装置及AMETEK公司制的OIM Analysis(注册商标)来进行。在EBSP-OIM法中，能够对试样表面的微细结构以及晶体取向定量地解析。另外，EBSP-OIM法的可分析区域是可通过SEM来观察的区域。虽然也因SEM的分辨率而异，但根据EBSP-OIM法，最小能够以20nm的分辨率进行分析。由于一般被认识为结晶晶界的大角度晶界的阈值为15°，因此在本实施方式中，通过将邻接的晶粒的取向差为15°以上者定义为一个晶粒而进行映射的图像将晶粒可视化，求出由OIM Analysis计算的面积平均的平均结晶粒径。

在测定与钢板的轧制方向平行的截面中的距离钢板表面为板厚的1/4深度位置处的金属组织的平均结晶粒径时，以1200倍的倍率对40μm×30μm的区域进行至少10个视野测定，将邻接的晶粒的取向差为15°以上结晶的粒径(有效结晶粒径)的平均设定为平均结晶粒径。在本测定方法中，关于主相以外的组织，由于面积分率小，因此判断为影响少，不将作为主相的贝氏体及回火马氏体的平均结晶粒径与铁素体或珠光体、马氏体的平均结晶粒径进行区别。即，通过上述的测定方法而测定的平均结晶粒径为贝氏体、回火马氏体、铁素体、珠光体及马氏体的平均结晶粒径。在珠光体的有效结晶粒径的测定中，测定珠光体中的铁素体的有效结晶粒径，而不是珠光体块的有效结晶粒径。

由于残余奥氏体的晶体结构为FCC，其他的显微组织为BCC，互不相同，因此通过EBSP能够容易地测定除残余奥氏体以外的金属组织的平均结晶粒径。

直径为20nm以上的铁系碳化物的平均个数密度：1.0×10⁶个/mm²以上

使钢中含有1.0×10⁶个/mm²以上的直径为20nm以上的铁系碳化物的理由是由于：提高母相的低温韧性，取得优异的强度与低温韧性的平衡。本实施方式中的铁系碳化物是指包含Fe及C且长轴的长度低于1μm的铁系碳化物。即，长轴的长度为1μm以上的珠光体中的渗碳体或贝氏体板条间析出的粗大碳化物在本实施方式中不作为对象。在母相为淬火状态的马氏体的情况下，虽然强度优异，但由于低温韧性不足，因此需要改善低温韧性。于是，通过回火等使钢中析出规定数以上的铁系碳化物，从而改善主相的低温韧性，达成汽车的行走部件用钢板所需的低温韧性(vTrs≤-50℃)。

本发明人们对钢板的低温韧性与铁系碳化物的个数密度的关系进行了调查，结果明确：通过将金属组织中的铁系碳化物的个数密度设定为1.0×10⁶个/mm²以上，特别是通过将回火马氏体及下部贝氏体中的铁系碳化物的个数密度设定为1.0×10⁶个/mm²以上，可获得优异的低温韧性。因此，在本实施方式中，在与钢板的轧制方向平行的截面中的距离钢板表面为板厚的1/4深度位置处的金属组织中，将铁系碳化物的个数密度设定为1.0×10⁶个/mm²以上。铁系碳化物的个数密度优选为5.0×10⁶个/mm²以上，更优选为1.0×10⁷个/mm²以上。

另外，推定本实施方式的热轧钢板中析出的铁系碳化物的尺寸由于小至300nm以下，大部分在马氏体及贝氏体的板条内析出，因此不会使低温韧性劣化。

关于铁系碳化物的个数密度的测定，通过以与钢板的轧制方向平行的截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨，进行硝酸乙醇腐蚀，对以距离钢板表面为板厚的1/4深度位置作为中心的板厚1/8～3/8的范围用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：FieldEmission Scanning Electron Microscope)进行观察来进行。以倍率200000倍进行10个视野以上观察，测定直径为20nm以上的铁系碳化物的个数密度。

表面中的平均Ni浓度：7.0％以上

为了在酸洗后(化学转化处理前)的超高强度钢板的表面也获得优异的锆系化学转化处理皮膜的化学转化处理性及涂膜密合性，酸洗板表面的Si、Al等的氧化物优选降低至无害的水平。为了仅通过控制Si、Al等的氧化物来获得上述效果，为了在热轧的加热工序中尽量抑制板坯表面的氧化，需要在加热炉的预加热区中设定为使用了Ar、He、N₂等不活泼气体的实质的无氧化气氛或设定为空气比低于0.9的不完全燃烧。然而，在一般的制造热轧钢板的工序中以廉价并且大量生产为前提的情况下，无法在热轧的加热工序中设定为使用了不活泼气体的实质的无氧化气氛。另外，若为了控制Si、Al等的氧化物而将空气比设定为低于0.9，则产生因不完全燃烧引起的热损耗显著增大、加热炉其本身的热效率降低而生产成本增加等问题。

本发明人们以应用廉价并且可大量生产的制造工序作为前提，对于具有上述的化学成分、组织及980MPa以上的抗拉强度、优异的延展性及拉伸凸缘性的超高强度钢板，对使用了锆系化学转化处理液的化学转化处理后的涂膜密合性进行了研究。通常，热轧钢板由于在酸洗后进行化学转化处理，因此在本实施方式中，也对酸洗后的钢板进行了评价。在本实施方式中，使用20～95℃的温度的1～10质量％的盐酸溶液以30秒以上且低于60秒的酸洗时间的条件进行酸洗。在表面未形成氧化皮的情况下，也可以不进行酸洗地进行评价。

研究的结果获知：在使用了FE-EPMA的测定中，如果表面中的平均Ni浓度以质量％计为7.0％以上，则即使在酸洗板表面残留Si、Al等的氧化物，在全部的样品中通过后述的方法评价的涂装剥离宽度也成为作为基准的4.0mm以内，涂膜密合性优异。另外，这样的情况下，在化学转化处理皮膜中，未观察到未覆盖部。另一方面，在表面中的平均Ni浓度低于7.0％的全部的样品中涂装剥离宽度超过4.0mm。

认为这是由于：如图2中所示的那样，通过在钢板的表面形成Ni浓化部3，在表面局部地浓化的Ni与基底金属1之间产生电位差，另外，该Ni成为锆系化学转化结晶的析出核，因此促进锆系化学转化结晶4的生成。需要说明的是，所谓基底金属1是指除氧化皮2以外的钢板部分。

因此，在本实施方式的热轧钢板中，表面(酸洗后、化学转化处理前的表面)中的平均Ni浓度为7.0％以上。如果表面中的平均Ni浓度为7.0％以上，则即使在表面残留Si、Al等的氧化物，对于成为锆系化学转化结晶的析出核也是充分的。为了将表面中的平均Ni浓度设定为7.0％以上，在热轧的加热工序中，需要通过在钢板表面中使Fe一定程度选择性氧化，使比Fe难以被氧化的Ni在氧化皮与基底金属的界面的基底金属侧浓化。

钢板表面的平均Ni浓度的测定使用JXA-8530F场发射电子探针显微分析仪(FE-EPMA)来实施。测定条件为：加速电压：15kV、照射电流：6×10^-8A、照射时间：30ms、光束直径：1μm。测定是从与钢板的表面垂直的方向对测定面积900μm²以上进行，将测定范围内的Ni浓度进行平均(将全部测定点处的Ni浓度平均)。

图1中示出表面的EPMA测定结果的例子。

Ni主要在氧化皮与基底金属的界面的基底金属侧浓化。另外，在进行化学转化处理之前通常进行酸洗。因此，作为对象的钢板在表面形成有氧化皮的情况下，在进行了与供于化学转化处理的情况同样的酸洗之后进行测定。

关于上述的酸洗板的涂膜密合性，按照以下的步骤进行评价。首先，将所制造的钢板进行酸洗后，实施使锆系化学转化处理皮膜附着的化学转化处理。进一步对其上表面进行25μm厚的电沉积涂装，进行170℃×20分钟的涂装烧结处理后，用前端尖的小刀对电沉积涂膜划刻长度为130mm的切口直至达到基底金属为止。然后，以JIS Z 2371：2015中所示的盐水喷雾条件，持续实施700小时35℃的温度下的5％盐水喷雾后，在切口部上与切口部平行地以130mm长度粘贴宽度为24mm的胶带(NICHIBAN405A-24JIS Z 1522：2009)，测定将其剥离时的最大涂膜剥离宽度。

在热轧钢板中存在内部氧化层(在基底金属内部生成有氧化物的区域)，内部氧化层的距离热轧钢板的表面的平均深度为5.0μm以上且20.0μm以下

即使在表层中存在Ni浓化部，若在热轧钢板表面中Si、Al等的氧化物的被覆比例过大，则也变得容易产生锆系化学转化处理皮膜未附着的“未覆盖部”。为了对其进行抑制，优选将Si、Al等的氧化设定为：并非与基底金属相比在外部形成氧化物的外部氧化，而是在内部形成氧化物的内部氧化。

本发明人们仅对表面中的平均Ni浓度为7.0％以上的样品进行截面的光学显微镜观察，调查了涂装剥离宽度与内部氧化层的距离钢板表面的平均深度(内部氧化层的下端的位置的平均)的关系。其结果是，内部氧化层的平均深度为5.0μm以上的全部的样品的涂装剥离宽度为3.5mm以内，与此相对，在内部氧化层的平均深度低于5.0μm的全部的样品的涂装剥离宽度超过3.5mm且4.0mm以下。

因此，在获得更优异的涂膜密合性的情况下，优选将内部氧化层的距离热轧钢板的表面的平均深度设定为5.0μm以上且20.0μm以下。

该Si、Al等的内部氧化层的平均深度低于5.0μm时，抑制锆系化学转化处理皮膜未附着的“未覆盖部”的效果小。另一方面，平均深度超过20.0μm时，不仅抑制锆系化学转化处理皮膜未附着的“未覆盖部”的效果饱和，而且有可能因与内部氧化同时引起的脱碳层的生成使表层的硬度降低而疲劳耐久性劣化。

关于内部氧化层的平均深度，在酸洗板的板宽方向1/4或3/4的位置处切取与轧制方向及板厚方向平行的面作为埋入用样品，在埋入树脂试样中之后实施镜面研磨，未腐蚀地用光学显微镜以195μm×240μm的视野(相当于倍率400倍)进行12个视野以上观察。在沿板厚方向画直线的情况下将与钢板表面相交的位置设定为表面，对每1个视野在5点测定以该表面作为基准的各视野的内部氧化层的深度(下端的位置)并进行平均，以除去各视野的平均值中的最大值和最小值的值算出平均值，将其设定为内部氧化层的平均深度。

规定条件下的酸洗后的热轧钢板的表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差：10.0μm以上且50.0μm以下

就锆系化学转化处理皮膜而言，与膜厚为几μm的以往的磷酸锌皮膜相比膜厚非常薄，为几十nm左右。该膜厚的不同起因于锆系化学转化处理结晶非常微细。若化学转化处理结晶微细，则由于该化学转化处理表面非常平滑，因此难以获得起因于在磷酸锌处理皮膜中见到的锚固效应的牢固的与涂装膜的密合性。

然而，本发明人们的研究的结果获知：如果在钢板表面形成凹凸，则能够提高化学转化处理皮膜与涂装膜的密合性。

本发明人们基于这样的认识，对于平均Ni浓度为7.0％以上并且内部氧化层的平均深度为5.0μm以上的样品，调查了进行锆系化学转化处理之前的酸洗板的表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差与涂膜密合性的关系。其结果是，酸洗板的表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差为10.0μm以上且50.0μm以下的全部的样品的涂装剥离宽度为3.0mm以内，与此相对，在酸洗板的表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差低于10.0μm或超过50.0μm的全部的样品的涂装剥离宽度为超过3.0mm且3.5mm以内。

因此，酸洗后的钢板表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差优选为10.0μm以上且50.0μm以下。

钢板表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差低于10.0μm时，得不到充分的锚固效应。另一方面，酸洗后的钢板表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差超过50.0μm时，不仅锚固效应饱和，而且在酸洗后的钢板表面的凹凸的谷或山部的侧面难以附着锆系化学转化处理结晶而变得容易产生“未覆盖部”。

钢板的表面的粗糙度根据酸洗条件而发生较大变化，但在本实施方式的热轧钢板中，使用20～95℃的温度的1～10质量％的盐酸溶液以30秒以上且低于60秒的酸洗时间的条件进行酸洗之后的热轧钢板的表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差优选为10.0μm以上且50.0μm以下。

算术平均粗糙度Ra的标准偏差采用通过JIS B 0601：2013中记载的测定方法测定酸洗板的表面粗糙度而得到的值。在分别测定12个样品以上的表背的算术平均粗糙度Ra之后，算出各样品的算术平均粗糙度Ra的标准偏差，以除去该标准偏差中的最大值和最小值的值算出平均值。

本实施方式的热轧钢板的板厚没有特别限定，也可以设定为0.8～8.0mm。钢板的板厚低于0.8mm时，轧制完成温度的确保变得困难，并且轧制载荷变得过大，有时热轧变得困难。因此，本发明的钢板的板厚也可以设定为0.8mm以上。更优选为1.2mm以上，进一步优选为1.4mm以上。另一方面，板厚超过8.0mm时，有时金属组织的微细化变得困难，变得难以确保上述的钢组织。因此，板厚也可以设定为8.0mm以下。更优选为6.0mm以下。

对于具有上述的化学组成及金属组织的本实施方式的热轧钢板，也可以出于提高耐蚀性等目的在表面具备镀层而制成表面处理钢板。镀层可以是电镀层，也可以是热浸镀层。作为电镀层，可例示出电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层等。作为热浸镀层，可例示出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层、热浸镀Zn-Al合金层、热浸镀Zn-Al-Mg合金层、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金层等。镀覆附着量没有特别限制，设定为与以往同样即可。另外，也可以在镀覆后实施适当的化学转化处理(例如硅酸盐系的无铬化学转化处理液的涂布和干燥)，进一步提高耐蚀性。

[制造方法]

具有上述的化学组成及金属组织的本实施方式的热轧钢板可以通过以下的制造方法来制造。

为了获得本实施方式的热轧钢板，在规定的条件下进行加热、热轧后加速冷却至规定的温度域，卷取后控制卷材最外周部及卷材内部的冷却历程是重要的。另外，在热轧前的板坯加热时，控制加热炉内的空气比是重要的。

在本实施方式的热轧钢板的制造方法中，依次进行以下的工序(I)～(VI)。本实施方式中的板坯的温度及钢板的温度是指板坯的表面温度及钢板的表面温度。

(I)将板坯加热至1150℃以上。

(II)按照在850～1100℃的温度域中合计成为90％以上的累积压下率的方式、并且按照精轧温度成为由下述式(2)表示的温度T2(℃)以上的方式进行热轧。

(III)在热轧完成后1.5秒以内开始冷却，以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却至由下述式(3)表示的温度T3(℃)以下。

(IV)以10℃/秒以上的平均冷却速度从加速冷却的冷却停止温度冷却至卷取温度。

(V)相对于由下述式(4)表示的温度T4(℃)，以(T4-100)℃～(T4+50)℃卷取。

T2(℃)＝868-396×[C]-68.1×[Mn]+24.6×[Si]-36.1×[Ni]-24.8×[Cr]-20.7×[Cu]+250×[Al] (2)

T3(℃)＝770-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo] (3)

T4(℃)＝591-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo] (4)

其中，各式中的[元素符号]表示各元素在钢坯中的含量(质量％)。

钢坯的各元素的含量通过对从钢液采集的样品使用火花放电发射光谱分析法(Quantvac，QV)而获得。

[加热工序]

供于热轧的板坯(钢坯)可以使用通过连续铸造而得到的板坯或通过铸造、开坯而得到的板坯等，可以使用根据需要对它们加以热加工或冷加工而得到的板坯。

从板坯表面中的Ni浓化或热轧中的轧制负荷增大及伴随于此的板坯内部的因累积压下率不足而引起的材质劣化的观点出发，供于热轧的板坯的温度(板坯加热温度)设定为1150℃以上。从抑制氧化皮损耗的观点出发，板坯加热温度优选设定为1350℃以下。在供于热轧的板坯为通过连续铸造而得到的板坯或通过开坯轧制而得到的板坯且处于高温状态(1150℃以上)的情况下，也可以不进行加热而直接供于热轧。

但是，为了获得优异的涂膜密合性，如以下那样控制板坯加热中的加热炉的各区的空气比是重要的。为了控制各区的空气比，加热炉的燃烧器设备优选设定为蓄热式燃烧器。这是由于：与以往型的燃烧器相比，蓄热式燃烧器的炉内温度的均热性高，各区的控制性高，特别是各区中的空气比的控制可严格地进行，从而可实现后述的加热炉的控制。

对优选的各区的空气比进行说明。

<预加热区中的空气比：1.1～1.9>

通过将预加热区的空气比设定为1.1以上，能够使Ni在酸洗后的热轧钢板表面浓化而将平均Ni浓度设定为7.0％以上。

加热炉内的板坯表面的氧化皮生长行为若以生成氧化皮厚度进行评价，则根据其空气比(氧分压)，被分类为板坯表面中的从气氛的氧供给速率控制即直线法则和氧化皮中的铁离子的扩散速率控制即抛物线法则。为了在加热炉内的有限的在炉时间内以一定程度促进板坯的氧化皮的生长而在表层形成充分的Ni的浓化层，氧化皮厚度的生长需要按照抛物线法则。

若预加热区的空气比低于1.1，则氧化皮的生长不会成为抛物线法则，无法在加热炉内的有限的在炉时间内在板坯的表层形成充分的Ni的浓化层。这种情况下，酸洗后的热轧钢板表面中的平均Ni浓度不会成为7.0％以上，得不到良好的涂膜密合性。

另一方面，若预加热区的空气比超过1.9则不仅氧化皮脱落量增加而成品率恶化，而且因排放气体的增加而引起的热损耗变大，热效率恶化而生产成本增加。

加热炉内的氧化皮的生成量受刚插入加热炉后的预加热区的气氛左右，即使之后接下来的区的气氛发生变化，其氧化皮厚度也基本不受影响。因此，预加热区中的氧化皮生长行为的控制非常重要。

<加热区中的空气比：0.9～1.3>

对于内部氧化层的形成，需要控制加热工序中的加热区中的空气比，通过将加热区中的空气比设定为0.9以上且1.3以下，能够将内部氧化层的平均深度设定为5.0～20.0μm。

若加热区中的空气比低于0.9则内部氧化层的平均深度得不到5.0μm以上。另一方面，若加热区中的空气比超过1.3，则不仅内部氧化层的平均深度变得超过20.0μm，而且有可能因脱碳层的生成使表层的硬度降低而疲劳耐久性劣化。

<均热区中的空气比：0.9～1.9>

为了控制酸洗后的钢板表面的凹凸，控制加热工序的刚抽出前的区即均热区中的空气比是有效的。在预加热区中比Fe难以被氧化的Ni在氧化皮与基底金属的界面的基底金属侧浓化。通过具有该Ni浓化部的Ni浓化层，使得在表层中氧化被抑制，但在接下来的加热区中抑制外部氧化，促进内部氧化。之后，通过在均热区中控制空气比，例如如图3中所示的那样，由于氧化皮2侵蚀至扩散容易的结晶晶界5等，或者由于因Ni的浓化度的不同等而产生的基底金属1表面的Ni浓度的不同而氧化皮2与基底金属1的界面的被氧化程度变得不均匀，从而氧化皮2与基底金属1的界面的凹凸变大。另外，虽然在图3中未图示，但通过内部氧化物6的周围的Ni浓化部3抑制由氧化皮2引起的晶界的侵蚀，也会产生凹凸。若将该钢板进行酸洗则氧化皮2被除去，热轧钢板的表面变得具有规定的粗糙度。

通过将均热区中的空气比设定为0.9以上且1.9以下，在热轧后，例如能够将使用20～95℃的温度的1～10质量％的盐酸溶液以30秒以上且低于60秒的酸洗时间的条件进行了酸洗后的上述热轧钢板的上述表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差设定为10.0μm以上且50.0μm以下。

若均热区的空气比低于0.9，则达不到在扩散容易的结晶晶界中仅选择性生成氧化物的核的氧势。因此，酸洗后的钢板表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差达不到10.0μm以上。另一方面，均热区的空气比超过1.9时，选择性被氧化的结晶晶界的板厚方向的深度变得过深，酸洗后的钢板表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差变得超过50.0μm。

预加热区的空气比>加热区的空气比

预加热区中的空气比的控制为了控制酸洗后的热轧钢板表面的Ni浓度而言是重要的。另一方面，加热区中的空气比的控制为了控制内部氧化层的形成程度而言是重要的。因此，需要在预加热区中在有限的在炉时间内以一定程度促进板坯的氧化皮的生长而在表层形成充分的Ni的浓化层。因此，氧化皮厚度的生长需要按照抛物线法则的比较高的空气比。另一方面，为了将内部氧化层的平均深度控制为优选的范围，需要在加热区中抑制为比较低的空气比，抑制急剧的内部氧化层的生长。另外，若在加热区中空气比高，则有可能脱碳层生成/生长而表层的硬度降低，疲劳耐久性劣化。因此，预加热区的空气比优选设定为比加热区的空气比高。

[热轧工序]

热轧优选作为多道次轧制使用可逆式轧机或串列式轧机。特别是从工业生产率的观点出发，至少最终的数段更优选设定为使用了串列式轧机的热轧。

热轧的压下率：在850～1100℃的温度域中合计为90％以上的累积压下率(板厚减少)

通过在850～1100℃的温度域中进行合计成为90％以上的累积压下率那样的热轧，可主要谋求再结晶奥氏体粒的微细化，并且促进应变能向未再结晶奥氏体粒内的蓄积，成为主相的贝氏体及回火马氏体的平均结晶粒径微细化。因此，在850～1100℃的温度域中进行合计成为90％以上的累积压下率(因轧制而引起的板厚减少为90％以上)那样的热轧。所谓850～1100℃的温度域中累积压下率是该温度域的轧制中的最初道次前的入口板厚与该温度域的轧制中的最终道次后的出口板厚之差的百分率。

热轧完成温度(精轧温度)：T2(℃)以上

热轧的完成温度设定为T2(℃)以上。通过将热轧的完成温度设定为T2(℃)以上，能够抑制奥氏体中的铁素体核生成位点的过量的增大，能够将最终组织(制造后的热轧钢板的金属组织)中的铁素体的面积分率抑制为低于5.0％。

[一次冷却工序]

热轧完成后的加速冷却：在1.5秒以内开始冷却，以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却至T3(℃)

为了抑制通过热轧而细粒化的奥氏体晶粒的生长，在热轧完成后1.5秒以内开始加速冷却。

通过在热轧完成后1.5秒以内开始加速冷却(一次冷却)，以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却至T3(℃)以下，能够抑制铁素体及珠光体的生成，提高贝氏体及回火马氏体的面积分率。由此，金属组织中的均匀性提高，钢板的强度及拉伸凸缘性提高。这里所谓的平均冷却速度是指从加速冷却开始时(钢板导入冷却设备时)至加速冷却完成时(钢板从冷却设备导出时)为止的钢板的温度下降幅度除以从加速冷却开始时至加速冷却结束时为止的所需时间而得到的值。在热轧完成后的加速冷却中，若至冷却开始为止的时间超过1.5秒、或平均冷却速度低于50℃/秒、或冷却停止温度超过T3(℃)，则钢板内部的铁素体相变和/或珠光体相变变得显著，变得难以获得贝氏体及回火马氏体主体的金属组织。因此，热轧完成后的加速冷却在热轧完成后1.5秒以内开始冷却，以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却至T3(℃)以下。冷却速度的上限没有特别规定，但若加快冷却速度，则冷却设备变成大规模，设备成本变高。因此，若考虑设备成本，则平均冷却速度优选为300℃/秒以下。另外，加速冷却的冷却停止温度设定为(T4-100)℃以上为宜。

[二次冷却工序]

从一次冷却的冷却停止温度至卷取温度为止的平均冷却速度：10℃/秒以上

为了将珠光体的面积分率抑制为低于5.0％，将从加速冷却的冷却停止温度至卷取温度为止的平均冷却速度设定为10℃/秒以上(二次冷却)。由此，贝氏体及回火马氏体的面积分率增大，能够提高钢板的强度及拉伸凸缘性的平衡。这里所谓的平均冷却速度是指从加速冷却的冷却停止温度至卷取温度为止的钢板的温度下降幅度除以从加速冷却的停止时至卷取为止的所需时间而得到的值。上述平均冷却速度低于10℃/秒时，珠光体的面积分率增大，强度降低，并且延展性降低。因此，从加速冷却的冷却停止温度至卷取温度为止的平均冷却速度设定为10℃/秒以上。上限没有特别规定，但若考虑因热应变而引起的板翘曲，则平均冷却速度优选为300℃/秒以下。

[卷取工序]

卷取温度：(T4-100)℃～(T4+50)℃

卷取温度设定为(T4-100)℃～(T4+50)℃。若将卷取温度设定为低于(T4-100)℃，则碳从贝氏体及回火马氏体向奥氏体中的排出未进行，奥氏体未稳定化，因此以面积分率计变得难以获得3.0％以上的残余奥氏体，钢板的延展性降低。此外，由于铁系碳化物的个数密度也降低，钢板的低温韧性也劣化。另外，在卷取温度超过(T4+50)℃的情况下，由于从贝氏体及回火马氏体排出的碳作为铁系碳化物在钢中过量析出，因此碳在奥氏体中未充分浓化，对于将残余奥氏体中的C浓度设定为0.50质量％以上也是不利的。因此，卷取温度设定为(T4-100)℃～(T4+50)℃。

卷取后，只要通过通常的方法冷却至室温即可。

[酸洗工序]

[表皮光轧工序]

出于通过钢板形状的矫正或可动位错导入来谋求延展性的提高的目的，也可以实施压下率为0.1％以上且2.0％以下的表皮光轧。另外，出于除去所得到的热轧钢板的表面所附着的氧化皮的目的，根据需要也可以对所得到的热轧钢板实施酸洗。在进行酸洗的情况下，优选使用20～95℃的温度的1～10wt％的盐酸溶液以30秒以上且低于60秒的酸洗时间的条件进行酸洗。

进而，在进行酸洗之后，也可以对所得到的热轧钢板以在线或离线实施压下率为10％以下的表皮光轧或冷轧。

根据以上的制造方法，能够制造本实施方式的热轧钢板。

实施例

以下，通过实施例对本发明更具体地进行说明，但本发明并不限定于这些实施例。

将具有表1A、表1B的钢No.A～W中所示的成分组成的钢进行熔炼，通过连续铸造而制造厚度为240～300mm的板坯。将所得到的板坯使用蓄热式燃烧器加热至表2A、表2B中所示的温度。此时，将预加热区(预加热带)、加热区(加热带)、均热区(均热带)中的空气比如表2A、表2B那样进行控制。

将加热后的板坯以表2A、表2B中所示那样的累积压下率及精轧温度进行热轧。热轧后，以表2A、表2B中所示那样的时机及冷却条件进行冷却，冷却后，进行卷取。

对No.2及No.8进行了热浸镀锌。

对所得到的制造No.1～38的热轧钢板进行金属组织的观察，求出各相的面积分率及平均结晶粒径。

各相的面积分率通过以下的方法而求出。

使用硝酸乙醇试剂及日本特开昭59-219473号公报中公开的试剂，将与钢板的轧制方向平行的截面进行腐蚀。对于截面的腐蚀，具体而言，将在100ml的乙醇中溶解1～5g的苦味酸而得到的溶液设为A液，将在100ml的水中溶解1～25g的硫代硫酸钠及1～5g的柠檬酸而得到的溶液设为B液，将A液与B液以1：1的比例混合而制成混合液，将相对于该混合液的总量进一步添加1.5～4％的比例的硝酸并混合而成的溶液作为前处理液。另外，将在2％硝酸乙醇液中相对于2％硝酸乙醇液的总量添加10％的比例的上述前处理液并混合而成的溶液作为后处理液。通过将与钢板的轧制方向平行的截面在上述前处理液中浸渍3～15秒，用醇洗涤并干燥后，在上述后处理液中浸渍3～20秒后，水洗，干燥，由此将上述截面进行腐蚀。

接着，在距离钢板表面为板厚的1/4深度位置处，通过使用扫描型电子显微镜或透射型电子显微镜以倍率1000～100000倍对40μm×30μm的区域至少进行3个区域观察，由形状或碳化物的状态鉴定金属组织中的贝氏体、回火马氏体、铁素体、珠光体及马氏体，进行了各相的存在位置的确认及面积分率的测定。

另外，使用X射线衍射测定残余奥氏体面积分率。具体而言，首先，在钢板的板厚的1/4深度位置处的与钢板的轧制方向平行的截面中，通过使用Co-Kα射线，求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)的合计6个峰的积分强度，使用强度平均法进行算出，由此获得残余奥氏体的面积分率。

平均结晶粒径通过以下的方法而求出。

使用EBSP-OIM(Electron Back Scatter Diffraction Pattern-OrientationImage Microscopy)法将邻接的晶粒的取向差为15°以上者定义为一个晶粒，通过映射的图像将晶粒可视化，求出平均结晶粒径。在测定与钢板的轧制方向平行的截面中的距离钢板表面为板厚的1/4深度位置处的金属组织的平均结晶粒径时，以1200倍的倍率对40μm×30μm的区域进行10个视野测定，将邻接的晶粒的取向差为15°以上结晶的粒径(有效结晶粒径)的平均设定为平均结晶粒径。

另外，对于所得到的热轧钢板，使用20～95℃的温度的1～10质量％的盐酸溶液以30秒以上且低于60秒的酸洗时间的条件进行酸洗后，求出表面中的Ni浓度、铁系碳化物的个数密度、内部氧化层的平均深度、表面的算术平均粗糙度。

表面中的Ni浓度通过以下的方法而求出。

将作为对象的热轧钢板使用JXA-8530F场发射电子探针显微分析仪(FE-EPMA)，从与钢板的表面垂直的方向对于测定面积900μm²以上进行Ni浓度的分析，将测定范围内的Ni浓度进行平均。此时，测定条件设定为：加速电压：15kV、照射电流：6×10^-8A、照射时间：30ms、光束直径：1μm。

铁系碳化物的个数密度通过以下的方法而求出。

以与钢板的轧制方向平行的截面作为观察面而采集试样，将观察面进行研磨，进行硝酸乙醇腐蚀，对以距离钢板表面为板厚的1/4深度位置作为中心的板厚1/8～3/8的范围使用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning ElectronMicroscope)以倍率200000倍进行10个视野观察，测定铁系碳化物的个数密度。

内部氧化层的平均深度通过以下的方法而求出。

在酸洗板的板宽方向1/4或3/4的位置处切取与轧制方向及板厚方向平行的面作为埋入用样品，在埋入树脂试样中之后实施镜面研磨，未腐蚀地用光学显微镜以195μm×240μm的视野(相当于倍率400倍)进行12个视野观察。在沿板厚方向画直线的情况下将与钢板表面相交的位置设定为表面，对每1个视野在5点测定以该表面作为基准的各视野的内部氧化层的深度(下端的位置)并进行平均，以除去各视野的平均值中的最大值和最小值的值算出平均值，将其设定为内部氧化层的平均深度。

表面的算术平均粗糙度的标准偏差通过以下的方法而求出。

对于酸洗板的表面粗糙度，通过JIS B 0601：2013中记载的测定方法，分别测定12个样品以上的表背的算术平均粗糙度Ra后，算出各样品的算术平均粗糙度Ra的标准偏差，以除去该标准偏差中的最大值和最小值的值算出平均值而求出。

另外，对于所得到的制造No.1～38的钢板，作为机械特性，求出抗拉强度、韧性(vTrs)、延展性、拉伸凸缘性。

抗拉强度及延展性(总伸长率)是从热轧钢板采集JIS5号的试验片，依据JIS Z2241：2011进行拉伸试验而求出。抗拉强度(TS)表示JIS Z 2241：2011的抗拉强度。另外，总伸长率(t-EL)表示JIS Z 2241：2011的断裂时总伸长率。

如果抗拉强度为980MPa以上并且延展性为12.0％以上，则判断为得到了优选的特性。

韧性通过以下的方法而求出。按照JIS Z 2242：2005记载的金属材料的夏比冲击试验方法，求出转变温度。

如果vTrs为-50℃以下，则判断为得到了优选的特性。

拉伸凸缘性通过JSS Z 2256：2010中记载的扩孔试验方法求出扩孔值，将其设定为拉伸凸缘性的指标。

如果扩孔性为45％以上，则判断为得到了优选的特性。

另外，对于上述的酸洗后的热轧钢板，脱脂后，充分进行水洗，浸渍于锆化学转化处理浴中。化学转化处理浴包含(NH₄)₂ZrF₆：10mM(mmol/l)、金属盐0～3mM，pH4(NH₃，HNO₃)，浴温度设定为45℃。处理时间设定为120。

对于化学转化处理后的热轧钢板，评价化学转化处理性及涂膜密合性。

化学转化处理性通过以下的方法进行评价。通过对化学转化处理后的钢板表面用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)进行观察而进行。具体而言，以倍率10000倍进行10个视野观察，观察化学转化处理结晶未附着的“未覆盖部”的有无。在观察时，以加速电压5kV、探针径：30mm、倾斜角度45°及60°进行了观察。为了对试样赋予导电性，进行了150秒钨涂敷(ESC-101，ELIONIX)。

在全部的视野中未观察到未覆盖部的情况下，判断为化学转化处理性优异(表中OK)。

涂膜密合性通过以下的方法进行评价。

对化学转化处理后的热轧钢板的上表面进行25μm厚的电沉积涂装，进行170℃×20分钟的涂装烧结处理后，用前端尖的小刀对电沉积涂膜划刻长度为130mm的切口直至到达基底金属为止，以JIS Z 2371中所示的盐水喷雾条件，持续实施700小时35℃的温度下的5％盐水喷雾后，在切口部上与切口部平行地粘贴130mm长的宽度为24mm的胶带(NICHIBAN405A-24JIS Z 1522)，测定将其剥离时的最大涂膜剥离宽度。

如果最大涂膜剥离宽度为4.0mm以下，则判断为涂膜密合性优异。

将结果示于表3A、表3B、表3C中。

如由表3A、表3B、表3C获知的那样，就作为本发明例的制造No.1～4、8～11、20～32而言，即使抗拉强度为980MPa，也可确保对汽车用钢板所要求的机械特性，并且即使进行使用了锆系化学转化处理液的化学转化处理，化学转化处理性也良好，得到涂膜密合性优异的化学转化处理皮膜。

与此相对，就成分、金属组织或表面中的Ni浓度不在本发明范围内的制造No.5～7、12～19及33～38而言，机械特性不充分，或化学转化处理性和/或涂膜密合性差。(为了参考，表3C中与本发明范围外的值一起，对于未达到目标的特性也标注下划线)

/>

/>

/>

/>

/>

表3C

产业上的可利用性

根据本发明，能够获得一种热轧钢板，其是具有980MPa以上的抗拉强度和高的压制成形性(延展性及拉伸凸缘性)的超高强度钢板，即使是使用锆系化学转化处理液的情况下，也具有与使用磷酸锌化学转化处理液的情况同等以上的化学转化处理性和涂膜密合性。本发明的钢板由于化学转化处理性和涂膜密合性优异，因此涂装后耐蚀性优异。另外，延展性及拉伸凸缘性也优异。因此，本发明适于需要高强度、成形性及涂装后耐蚀性的汽车用部件。

符号说明

1 基底金属(钢板)

2 氧化皮

3 Ni浓化部

4 锆系化学转化结晶

5 结晶晶界

6 内部氧化物

Claims (12)

1.一种热轧钢板，其特征在于，用板厚方向整体的平均值所表示的化学组成以质量％计含有：

C：0.100～0.250％、

Si：0.05～3.00％、

Mn：1.00～4.00％、

Al：0.001～2.000％、

Ni：0.02～2.00％、

Nb：0～0.300％、

Ti：0～0.300％、

Cu：0～2.00％、

Mo：0～1.000％、

V：0～0.500％、

Cr：0～2.00％、

Mg：0～0.0200％、

Ca：0～0.0200％、

REM：0～0.1000％、

B：0～0.0100％、

Bi：0～0.020％、

Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上：合计0～1.000％、

Sn：0～0.050％、

P：0.100％以下、

S：0.0300％以下、

O：0.0100％以下、

N：0.1000％以下，

剩余部分由Fe及杂质构成，并且，满足下述式(1)；

在将厚度设为t时，距离表面为t/4的位置处的金属组织以面积分率计包含77.0～97.0％的贝氏体或回火马氏体、0～5.0％的铁素体、0～5.0％的珠光体、3.0％以上的残余奥氏体、0～10.0％的马氏体，

所述贝氏体有在板条间包含碳化物的板条的集合体即上部贝氏体和在内部包含长径为5nm以上的铁系碳化物的下部贝氏体，所述回火马氏体是板条状的晶粒的集合、在内部包含长径为5nm以上的铁系碳化物，所述铁素体是块状的晶粒、是在内部不含下部组织的金属组织，所述珠光体是渗碳体在铁素体彼此之间以层状析出的片层状的金属组织，所述马氏体为在板条间及板条内未析出直径为5nm以上的碳化物的金属组织；

在所述金属组织中，

除所述残余奥氏体以外的平均结晶粒径为7.0μm以下，

长轴的长度小于1μm的直径为20nm以上的铁系碳化物的平均个数密度为1.0×10⁶个/mm²以上；

抗拉强度为980MPa以上，

所述热轧钢板的基底金属的表面中的平均Ni浓度为7.0质量％以上，

0.05％≤Si+Al≤3.00％ 式(1)

所述式(1)中所示的元素为所述热轧钢板中含有的元素的质量％。

2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有Ni：0.02～0.05％。

3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，在所述热轧钢板中存在内部氧化层，所述内部氧化层的平均深度距离所述热轧钢板的所述表面为5.0μm以上且20.0μm以下。

4.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板的所述表面的算术平均粗糙度Ra的标准偏差为10.0μm以上且50.0μm以下。

5.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有：

V：0.005～0.500％、

Ti：0.005～0.300％中的1种或2种。

6.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有：

Nb：0.005～0.300％、

Cu：0.01％～2.00％、

Mo：0.01％～1.000％、

B：0.0001～0.0100％、

Cr：0.01％以上且2.00％以下中的1种或2种以上。

7.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有：

Mg：0.0005～0.0200％、

Ca：0.0005～0.0200％、

REM：0.0005～0.1000％中的1种或2种以上。

8.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

将具有权利要求1所述的化学组成的钢坯用至少具有预加热区、加热区及均热区且具备蓄热式燃烧器的加热炉加热至1150℃以上的加热工序；

将加热后的所述钢坯按照精轧温度成为由下述式(2)得到的T2℃以上的方式、并且按照850～1100℃的温度域中的累积压下率成为90％以上的方式进行热轧而得到热轧钢板的热轧工序；

在所述热轧工序后，在1.5秒以内开始冷却，并且以50℃/秒以上的平均冷却速度将所述热轧钢板冷却至由下述式(3)表示的温度T3℃以下的一次冷却工序；

在将由下述式(4)表示的温度设为T4℃时，以10℃/秒以上的平均冷却速度从所述一次冷却工序的冷却停止温度冷却至(T4-100)℃～(T4+50)℃的卷取温度的二次冷却工序；和

以所述卷取温度卷取的卷取工序，

在所述加热工序中，将所述预加热区中的空气比设定为1.1～1.9，

T2(℃)＝868-396×[C]-68.1×[Mn]+24.6×[Si]-36.1×[Ni]-24.8×[Cr]-20.7×[Cu]+250×[Al](2)

T3(℃)＝770-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo] (3)

T4(℃)＝591-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo] (4)

其中，各式中的[元素符号]表示各元素在所述钢坯中的以质量％计的含量。

9.根据权利要求8所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述加热工序中，将所述加热区中的空气比设定为0.9～1.3。

10.根据权利要求8或9所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述加热工序中，将所述均热区中的空气比设定为0.9～1.9。

11.根据权利要求9所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述预加热区中的空气比大于所述加热区中的空气比。

12.根据权利要求8或9所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，具备使用20～95℃的温度的1～10质量％的盐酸溶液以30秒以上且低于60秒的酸洗时间的条件，对所述卷取工序后的所述热轧钢板进行酸洗的酸洗工序。

Images