CN112840057A - 热轧钢板 - Google Patents

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Abstract

该热轧钢板具有预定的化学组分。在与轧制方向平行的板宽截面中，距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金属组织以面积％计，含有贝氏体及回火马氏体：合计77.0～97.0％、铁素体：0～5.0％、珠光体：0～5.0％、残留奥氏体：3.0％以上、以及马氏体：0～10.0％。除所述残留奥氏体外的所述金属组织的平均晶粒径为7.0μm以下。所述残留奥氏体中的C浓度为0.5质量％以上。直径20nm以上的铁系碳化物的个数密度为1.0×106个/mm2以上。

Description

热轧钢板
技术领域
本发明涉及热轧钢板。具体而言，涉及通过加压加工等成型为各种形状而被利用的热轧钢板，尤其涉及高强度且延性及拉伸凸缘性优异的热轧钢板。
本申请基于2018年10月19日于日本申请的日本特愿2018-197937号来主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，从地球环境保护的观点出发，在许多领域中，正致力于二氧化碳气体排出量的削减。在汽车制造商中，以低燃耗化为目的的车体轻量化的技术开发也在盛行。但是，为了确保乘员的安全，也会将重点放在提高耐碰撞特性上，因此车体轻量化并不容易。
因此，为了兼顾车体轻量化与耐碰撞特性，正在研究用高强度钢板来使构件薄壁化。因此，强烈期望高强度与优异的成形性兼备的钢板，为了满足这些要求，以往提出了一些技术。其中，因为含有残留奥氏体的钢板因相变诱发塑性(TRIP)而显示出优异的延性，所以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，其使平均晶粒径为5μm以下的残留奥氏体分散在平均晶粒径为10μm以下的铁素体中。在金属组织中包含残留奥氏体的钢板中，尽管在加工中，奥氏体会发生马氏体相变，从而因相变诱发塑性而显示出较大的延伸率，但扩孔性会因硬质的马氏体的生成而受损。在专利文献1中，公开了：通过使铁素体及残留奥氏体微细化，不仅会提高延性，也会提高扩孔性。
在专利文献2中，公开了一种高强度钢板，其使由残留奥氏体及/或马氏体构成的第二相微细地分散在晶粒内，且延伸率及拉伸凸缘性优异，拉伸强度为980MPa以上。
在专利文献3及4中，公开了一种延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，公开了一种延性及拉伸凸缘性良好的高强度热轧钢板的制造方法，在热轧完成后1秒钟以内冷却到720℃以下的温度域，并在使其以1～20秒的滞留时间滞留于超过500℃且为720℃以下的温度域后，在350～500℃的温度域中进行卷取。此外，在专利文献4中，公开了一种延性及拉伸凸缘性良好的高强度热轧钢板，其以贝氏体为主体，具有适量的多边形铁素体和残留奥氏体，并且在除残留奥氏体外的钢组织中，由具有15°以上的晶体取向差的晶界包围的粒的平均粒径为15μm以下。
在专利文献5中，公开了一种强度及低温韧性优异的热轧钢板，其特征在于，含有以体积百分率计90％以上的粒形状的回火马氏体，或以体积百分率的合计90％以上的粒形状的、回火马氏体与下贝氏体这两者，上述回火马氏体及上述下贝氏体的有效晶粒的平均纵横比为2以下，上述回火马氏体及下贝氏体的有效晶粒径为10μm以下，在上述回火马氏体及下贝氏体中，具有存在1×106(个/mm2)以上的铁系碳化物的组织，且在表面具有镀锌层或合金化镀锌层。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开平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：日本国特许第6132017号公报
发明内容
发明要解决的技术问题
因为在汽车部件中，具有各种加工样式，所以虽然所需的成形性根据应用的构件而不同，但其中，延性及拉伸凸缘性被定位为成形性的重要指标。对于汽车部件，期望高水平地兼备延性及拉伸凸缘性。此外，虽然期望含有残留奥氏体的钢板也高水平地兼备延性及拉伸凸缘性，但在制造工序中，需要精确的温度控制，具有在实际制造后板宽方向的材质偏差较大这样的难点。
尽管专利文献1所公开的汽车用高强度钢板的延性及扩孔性因铁素体及残留奥氏体的微细化而被提高，但可得到的扩孔比最大为1.5，很难说具备足够的加压成型性。此外，为了提高加工硬化指数以改善耐碰撞安全性，需要将主相设为软质的铁素体相，有时会得不到高拉伸强度。
关于专利文献2所公开的高强度钢板，为了使第二相微细化到纳米尺寸为止以分散到晶粒内，而需要使其大量含有Cu及Ni等高价元素、或以高温进行长时间的固溶处理，有时会存在制造成本显著上升的情况及生产性降低的情况。
在专利文献3所公开的高张力热轧钢板的制造方法中，因为将数100℃/s以上的冷却速度下的急速冷却持续到700℃附近的温度为止，所以在量产工序中，会存在无法容易地控制板温的情况。
尽管专利文献4所公开的高张力热轧钢板强度较高且延性及拉伸凸缘性良好，但是需要控制板厚方向的组织不均匀性，推测在量产工序中，会存在成品率显著降低的情况。
因为专利文献5所公开的热轧钢板在将卷取温度设为100℃以上且小于400℃、且无法充分确保在生成残留奥氏体的温度域中的滞留时间的条件下制造，所以会存在强度及延性(TS－EL平衡)不优异的情况。
本发明鉴于现有技术的上述问题而完成，其目的在于提供一种具有高强度，并且具有优异的延性及拉伸凸缘性的热轧钢板。更优选的是，本发明的目的在于提供一种在具有上述各种特性的基础上，板宽方向的材质偏差较小的热轧钢板。
另外，在本发明中，目的在于提供一种在满足了被应用于汽车部件等的钢板所需的一般的特性即低温韧性的基础上，上述各种特性(强度、延性及拉伸凸缘性)优异的热轧钢板。
用于解决技术问题的技术手段
本发明的发明人们鉴于上述问题，针对热轧钢板的化学组分及金属组织与机械特性的关系反复专心研究，结果得到了以下的见解(a)～(g)，并完成了本发明。
(a)为了得到优异的拉伸最大强度(以下，有时会记载为强度或拉伸强度)，金属组织优选为硬质，为了得到优异的拉伸凸缘性，金属组织优选为均质。因此，为了使热轧钢板兼备高强度与优异的拉伸凸缘性，硬质且均质的组织即贝氏体及回火马氏体是适宜的，重要的是制成如下的金属组织：以贝氏体及回火马氏体为主体，且铁素体、珠光体及马氏体的面积百分率较少。
(b)但是，因为贝氏体及回火马氏体是缺乏延性的组织，所以若仅制成以它们为主体的金属组织，则无法确保优异的延性。
(c)为了使热轧钢板也兼备优异的延性，使其含有能够因相变诱发塑性(TRIP)而提高延性的适量的残留奥氏体是有效的。
(d)为了使残留奥氏体在室温下稳定化，使在卷取中从贝氏体及回火马氏体扩散的C浓缩在奥氏体中是有效的。因此，在贝氏体及回火马氏体的相变停留后，确保特定的温度域中的滞留时间是有效的。但是，当该滞留时间过于成为长时间时，奥氏体会分解，残留奥氏体量会减少，因此重要的是设置适当的滞留时间。
(e)在卷取卷材时，在板宽方向中央部与板宽方向的端面侧的位置处，冷却速度大不相同，马氏体相变的停留后的滞留时间会产生差值，因此，残留奥氏体的面积百分率会发生变化，从而成为板宽方向的材质偏差的原因。另外，所谓板宽方向的材质偏差，意味着板宽方向中央部处的拉伸强度和延性的平衡(TS×EL)与板宽方向的端面侧的位置(从中央部向端面侧离开预定距离的位置)处的拉伸强度和延性的平衡(TS×EL)之差。
(f)通过使其含有Nb，从而从马氏体相变停留起到奥氏体的分解开始为止的时间(相变停留时间)会大幅地长时间化，因此，当将卷取了卷材时的热轧钢板的板宽方向中央部和热轧钢板的板宽方向最端部的冷却速度控制在某一范围时，能够减少板宽方向中央位置和板宽方向的端面侧的位置处的材质偏差。
(g)残留奥氏体能够因相变诱发塑性(TRIP)而提高延性，但会因相变诱发塑性(TRIP)而相变为硬质的马氏体，从而使韧性降低。在母相也为马氏体的情况下，无法得到汽车悬架部件用钢板所需的最低限度的低温韧性。但是，能够通过使金属组织的平均晶粒径微细化，并使适量的铁系碳化物析出而作为贝氏体或回火马氏体来使母相中的固溶C量降低，从而确保低温韧性。
基于上述见解而完成的本发明的要旨如下。
(1)本发明的一个方案的热轧钢板的化学组分以质量％计，含有
C：0.100～0.250％、
Si：0.05～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
Nb：0.005～0.050％、
sol.Al：0.001～2.000％、
P：0.100％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.1000％以下、
O：0.0100％以下、
Ti：0～0.300％、
V：0～0.500％、
Cu：0～2.00％、
Cr：0～2.00％、
Mo：0～1.000％、
Ni：0～2.00％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.0200％、
Mg：0～0.0200％、
REM：0～0.1000％、
Bi：0～0.020％、
Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上且合计0～1.00％、以及
Sn：0～0.050％，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在与轧制方向平行的板宽截面中，距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金属组织以面积％计，含有贝氏体及回火马氏体：合计77.0～97.0％、铁素体：0～5.0％、珠光体：0～5.0％、残留奥氏体：3.0％以上、马氏体：0～10.0％，除上述残留奥氏体外的上述金属组织的平均晶粒径为7.0μm以下，上述残留奥氏体中的C浓度为0.5质量％以上，直径20nm以上的铁系碳化物的个数密度为1.0×106个/mm2以上。
(2)也可以是，上述(1)所述的热轧钢板中，在与上述轧制方向平行的板宽截面中，在将距上述表面为上述板厚的1/4深度且板宽方向中央位置、距上述表面为上述板厚的1/4深度且从上述板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧300mm的位置、距上述表面为上述板厚的1/4深度且从上述板宽方向中央位置向板宽方向的上述一端侧600mm的位置、距上述表面为上述板厚的1/4深度且从上述板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧300mm的位置、以及距上述表面为上述板厚的1/4深度且从上述板宽方向中央位置向板宽方向的上述另一端侧600mm的位置的金属组织中的残留奥氏体以面积％计，分别记为γ、γD1、γD2、γW1及γW2时，γ/γD1、γ/γD2、γ/γW1及γ/γW2分别为0.8以上且小于1.2；
在将距上述表面为上述板厚的1/4深度且上述板宽方向中央位置、距上述表面为上述板厚的1/4深度且从上述板宽方向中央位置向板宽方向的上述一端侧300mm的位置、距上述表面为上述板厚的1/4深度且从上述板宽方向中央位置向板宽方向的上述一端侧600mm的位置、距上述表面为上述板厚的1/4深度且从上述板宽方向中央位置向板宽方向的上述另一端侧300mm的位置、及距上述表面为上述板厚的1/4深度且从上述板宽方向中央位置向板宽方向的上述另一端侧600mm的位置的上述金属组织中的残留奥氏体中的C浓度以质量％计，分别记为CγC、CγD1、CγD2、CγW1及CγW2时，CγC/CγD1、CγC/CγD2、CγC/CγW1及CγC/CγW2分别为0.8以上且小于1.2。
(3)也可以是，上述(1)或(2)所述的热轧钢板的上述化学组分以质量％计，含有从由
Ti：0.005～0.300％、
V：0.005～0.500％、
Cu：0.01～2.00％、
Cr：0.01～2.00％、
Mo：0.010～1.000％、
Ni：0.02～2.00％、
B：0.0001～0.0100％、
Ca：0.0005～0.0200％、
Mg：0.0005～0.0200％、
REM：0.0005～0.1000％、以及
Bi：0.0005～0.020％
构成的组中选择的1种或2种以上。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供一种具有优异的强度、延性、拉伸凸缘性及低温韧性的热轧钢板。进而，根据本发明的优选的方案，能够提供一种在具有上述各种特性的基础上，板宽方向的材质偏差较小的热轧钢板。
本发明的上述方案的热轧钢板作为被用于汽车构件、机械结构构件乃至建筑构件的工业用素材是优选的。
具体实施方式
以下，针对本实施方式的热轧钢板(以下，有时简记为钢板)的化学组分及金属组织，具体进行说明。但是，本发明不仅限于本实施方式所公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内，能够进行各种变更。
对于以下记载的数值限定范围，下限值及上限值被包含在该范围中。对于表示为“小于”或“超过”的数值，该值不被包含在数值范围内。在以下说明中，关于与钢板的化学组分有关的％，只要没有特别指定，即为质量％。
1.化学组分
本实施方式的热轧钢板以质量％计，含有C：0.100～0.250％、Si：0.05～3.00％、Mn：1.00～4.00％、Nb：0.005～0.050％、sol.Al：0.001～2.000％、P：0.100％以下、S：0.0300％以下、N：0.1000％以下及O：0.0100％以下，剩余部分由Fe及杂质构成。以下，针对各元素详细进行说明。
(1－1)C：0.100～0.250％
C具有促进贝氏体生成的作用和使残留奥氏体稳定化的作用。当C含量小于0.100％时，难以得到所期望的贝氏体面积百分率及残留奥氏体面积百分率。当无法得到所期望的贝氏体面积百分率时，有时会难以得到所期望的贝氏体及回火马氏体面积百分率。因此，将C含量设为0.100％以上。C含量优选为0.120％以上、0.150％以上。另一方面，当C含量超过0.250％时，珠光体会优先地生成，从而贝氏体及残留奥氏体的生成会变得不充分，难以得到所期望的贝氏体的面积百分率及残留奥氏体的面积百分率。因此，将C含量设为0.250％以下。C含量优选为0.220％以下。
(1－2)Si：0.05～3.00％
Si具有使渗碳体的析出延迟的作用。根据该作用，能够提高奥氏体未相变而残留的量，即残留奥氏体的面积百分率，并能够通过固溶强化来提高钢板的强度。此外，Si具有通过脱氧来使钢健全化的(抑制钢中产生气孔等缺陷的情况)作用。当Si含量小于0.05％时，无法得到上述作用所带来的效果。因此，将Si含量设为0.05％以上。Si含量优选为0.50％以上、1.00％以上。但是，当Si含量超过3.00％时，钢板的表面性状及化成处理性、乃至延性及焊接性会显著劣化，并且A3相变点会显著上升。由此，难以稳定地进行热轧。因此，将Si含量设为3.00％以下。Si含量优选为2.70％以下、2.50％以下。
(1－3)Mn：1.00～4.00％
Mn具有抑制铁素体相变并促进贝氏体生成的作用。当Mn含量小于1.00％时，无法得到所期望的贝氏体的面积百分率。因此，将Mn含量设为1.00％以上。Mn含量优选为1.50％以上，更优选的是1.80％以上。另一方面，当Mn含量超过4.00％时，由于贝氏体相变的完成会延迟，从而向奥氏体的碳浓化不会被促进，残留奥氏体的生成会变得不充分，难以得到所期望的残留奥氏体的面积百分率。进而，难以提高残留奥氏体中的C浓度。因此，将Mn含量设为4.00％以下。Mn含量优选为3.70％以下、3.50％以下。
(1－4)Nb：0.005～0.050％
在本实施方式中，Nb为重要的元素。Nb通常出于利用碳化物来使铁素体析出强化的目的、以及通过控制轧制来使奥氏体粒径微细化的目的而包含在钢中。本发明人们除了这些效果之外，还新发现了：Nb具有使从贝氏体及回火马氏体的相变停留起到奥氏体的分解开始为止的时间(相变停留时间)大幅长时间化的效果。由于相变停留时间被长时间化，因而在卷取处理后，奥氏体难以分解为渗碳体及马氏体，即使热轧钢板的板宽方向的冷却速度的区别较大，也能够将残留奥氏体的面积百分率保持一定。即，在卷取了卷材时，如果将冷却速度比较慢的热轧钢板的板宽方向中央部与冷却速度比较快的热轧钢板的板宽方向最端部处的平均冷却速度控制在预定的范围，则能够减少材质偏差。
虽然Nb的相变停留时间的长时间化的机理并不明确，但认为原因主要是在残留奥氏体分解而生成铁素体时，Nb碳化物会析出，使铁素体的进一步生长变慢。因为上述效果是在Nb含量为0.005％以上时发现的，所以将Nb含量设为0.005％以上。Nb含量优选为0.010％以上、0.015％以上。另一方面，当Nb含量超过0.050％时，相变停留时间的长时间化的效果会饱和，并且轧制中的奥氏体再结晶会被抑制，贝氏体或回火马氏体和残留奥氏体会层状地生成，因此钢板的拉伸凸缘性会降低。因此，将Nb含量设为0.050％以下。Nb含量优选为0.040％以下、0.030％以下。
(1－5)sol.Al：0.001～2.000％
Al与Si同样，具有使钢脱氧而使钢板健全化的作用，并且具有通过抑制来自奥氏体的渗碳体的析出来促进残留奥氏体生成的作用。当sol.Al含量小于0.001％时，无法得到上述作用所带来的效果。因此，将sol.Al含量设为0.001％以上。sol.Al含量优选为0.010％以上。另一方面，当sol.Al含量超过2.000％时，上述效果会饱和，并且在经济上并不优选，因此将sol.Al含量设为2.000％以下。sol.Al含量优选为1.500％以下、1.300％以下。另外，所谓sol.Al，是solubleAl的略称。
(1－6)P：0.100％以下
P为一般作为杂质而含有的元素，但也可以是具有通过固溶强化来提高强度的作用的元素。因此，虽然也可以使其积极地含有P，但P为易偏析的元素，当P含量超过0.100％时，因晶界偏析导致的成形性及韧性的降低会变得显著。因此，将P含量限制在0.100％以下。P含量优选为0.030％以下。P含量的下限无需特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设为0.001％。
(1－7)S：0.0300％以下
S为作为杂质而含有的元素，通过在钢中形成硫化物系夹杂物来使热轧钢板的成形性降低。当S含量超过0.0300％时，钢板的成形性会显著降低。因此，将S含量限制在0.0300％以下。S含量优选为0.0050％以下。虽然S含量的下限无需特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设为0.0001％。
(1－8)N：0.1000％以下
N为作为杂质而包含在钢中的元素，具有使钢板的成形性降低的作用。当N含量超过0.1000％时，钢板的成形性会显著降低。因此，将N含量设为0.1000％以下。N含量优选为0.0800％以下，更优选的是，为0.0700％以下。虽然N含量的下限无需特别规定，但在如后所述地使其含有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，优选将N含量设为0.0010％以上，更优选的是，设为0.0020％以上。
(1－9)O：0.0100％以下
O在钢中包含得较多时，会形成作为破坏的起点的粗大的氧化物，并会引起脆性破坏或氢致开裂。因此，将O含量限制在0.0100％以下。O含量优选设为0.0080％以下、0.0050％以下。为了在钢水的脱氧时使微细的氧化物大量分散，也可以将O含量设为0.0005％以上、0.0010％以上。
本实施方式的热轧钢板的化学组分的剩余部分由Fe及杂质构成。在本实施方式中，所谓杂质，意味着从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入，且在不会对本实施方式的热轧钢板造成不良影响的范围内被容许。
本实施方式的热轧钢板除了上述元素之外，也可以含有Ti、V、Cu、Cr、Mo、Ni、B、Ca、Mg、REM、Bi、Zr、Co、Zn、W及Sn作为任意元素。不使其含有上述任意元素的情况下的含量的下限为0％。以下，针对上述任意元素详细进行说明。
(1－10)Ti：0.005～0.300％及V：0.005～0.500％
Ti及V均具有作为碳化物或氮化物而析出到钢中，并通过钉扎效应来使金属组织微细化的作用，因此也可以根据需要使其含有这些元素。为了更可靠地得到上述作用的效果，优选将Ti含量设为0.005％以上或将V含量设为0.005％以上。但是，即使使其过剩地含有这些元素，上述作用的效果也会饱和，从而在经济上并不优选。因此，将Ti含量设为0.300％以下，将V含量设为0.500％以下。
(1－11)Cu：0.01～2.00％，Cr：0.01～2.00％，Mo：0.010～1.000％，Ni：0.02～2.00％及B：0.0001～0.0100％
Cu、Cr、Mo、Ni及B均具有提高钢板的淬火性的作用。此外，Cr及Ni具有使残留奥氏体稳定化的作用，Cu及Mo具有使碳化物析出到钢中来提高强度的作用。进而，在使其含有Cu的情况下，Ni会具有有效地抑制因Cu导致的坯料的晶界裂纹的作用。因此，也可以根据需要来使其含有这些元素。
Cu具有提高钢板的淬火性的作用及在低温下作为碳化物析出到钢中来提高钢板强度的作用。为了更可靠地得到上述作用的效果，Cu含量优选设为0.01％以上，更优选的是，设为0.05％以上。但是，当Cu含量超过2.00％时，会存在发生坯料的晶界裂纹的情况。因此，将Cu含量设为2.00％以下。Cu含量优选为1.50％以下、1.00％以下。
如上所述，Cr具有提高钢板的淬火性的作用及使残留奥氏体稳定化的作用。为了可靠地得到上述作用的效果，优选将Cr含量设为0.01％以上、0.05％以上。但是，当Cr含量超过2.00％时，钢板的化成处理性会显著降低。因此，将Cr含量设为2.00％以下。
如上所述，Mo具有提高钢板的淬火性的作用及使碳化物析出到钢中来提高强度的作用。为了更可靠地得到上述作用的效果，优选将Mo含量设为0.010％以上、0.020％以上。但是，即使将Mo含量设为超过1.000％，上述作用的效果也会饱和，在经济上并不优选。因此，将Mo含量设为1.000％以下。Mo含量优选为0.500％以下、0.200％以下。
如上所述，Ni具有提高钢板的淬火性的作用。此外，在使其含有Cu的情况下，Ni具有有效地抑制因Cu导致的坯料的晶界裂纹的作用。为了更可靠地得到上述作用的效果，优选将Ni含量设为0.02％以上。因为Ni为高价的元素，所以在经济上并不优选使其大量地含有。因此，将Ni含量设为2.00％以下。
如上所述，B具有提高钢板的淬火性的作用。为了更可靠地得到该作用的效果，优选将B含量设为0.0001％以上、0.0002％以上。但是，当B含量超过0.0100％时，钢板的成形性会显著降低，因此将B含量设为0.0100％以下。B含量优选设为0.0050％以下。
(1－12)Ca：0.0005～0.0200％，Mg：0.0005～0.0200％，REM：0.0005～0.1000％及Bi：0.0005～0.020％
Ca、Mg及REM均具有通过将夹杂物的形状调整为优选的形状来提高钢板的成形性的作用。此外，Bi具有通过使凝固组织微细化来提高钢板的成形性的作用。因此，也可以根据需要来使其含有这些元素。为了更可靠地得到上述作用的效果，优选将Ca、Mg、REM及Bi中的任意1种以上设为0.0005％以上。但是，当Ca含量或Mg含量超过0.0200％时、或REM含量超过0.1000％时，会存在如下情况：在钢中过剩地生成夹杂物，反而使钢板的成形性降低。此外，即使使Bi含量超过0.020％，上述作用的效果也会饱和，在经济上并不优选。因此，将Ca含量、Mg含量设为0.0200％以下，将REM含量设为0.1000％以下，并且将Bi含量设为0.020％以下。Bi含量优选为0.010％以下。
在此，REM是指由Sc、Y及镧系元素构成的合计17种元素，上述REM的含量是指在这些元素的合计含量。在为镧系元素的情况下，在工业上，会以混合稀土金属的形式被添加。
(1－13)Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上：合计0～1.00％及Sn：0～0.050％
针对Zr、Co、Zn及W，本发明人们确认了：即使使其含有合计1.00％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，也可以使其含有合计1.00％以下的Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上。
此外，虽然本发明人们确认了：即使使其少量含有Sn，也不会损害本实施方式的热轧钢板的效果，但因为在热轧时有时会产生缺陷，所以将Sn含量设为0.050％以下。
2.热轧钢板的金属组织
接着，针对本实施方式的热轧钢板的金属组织进行说明。
在本实施方式的热轧钢板中，由于在与轧制方向平行的板宽截面中，距表面为板厚的1/4深度且在板宽方向中央位置处的金属组织以面积百分率(面积％)计，含有贝氏体及回火马氏体：合计77.0～97.0％、铁素体：0～5.0％、珠光体：0～5.0％、残留奥氏体：3.0％以上、马氏体：0～10.0％，因而会得到980MPa以上的拉伸最大强度和高加压成型性(延性及拉伸凸缘性)。另外，在本实施方式中，限定与轧制方向平行的板宽截面的、距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金属组织的理由是因为该位置处的金属组织表示钢板的有代表性的金属组织。在此，所谓与轧制方向平行的板宽截面，是指与轧制方向平行，与板厚方向平行，且与板宽方向垂直的截面(所谓的L截面)。
(2－1)贝氏体及回火马氏体的合计面积百分率：77.0～97.0％
贝氏体及回火马氏体在本实施方式中为最重要的金属组织。
贝氏体为板条状的晶粒的集合。在贝氏体中，存在在板条间包含碳化物的作为板条的集合体的上贝氏体、以及在内部包含长径5nm以上的铁系碳化物的下贝氏体。析出到下贝氏体中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组。回火马氏体为板条状的晶粒的集合，在内部包含长径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，即沿不同方向伸长的多个铁系碳化物组。
如上所述，贝氏体及回火马氏体为硬质且均质的金属组织，并为适于使钢板兼备高强度与优异的拉伸凸缘性的金属组织。当贝氏体及回火马氏体的合计面积百分率小于77.0％时，无法使钢板兼备高强度与优异的拉伸凸缘性。因此，将贝氏体及回火马氏体的合计的面积百分率设为77.0％以上。贝氏体及回火马氏体的合计的面积百分率优选为85.0％以上，更优选的是，为90.0％以上。因为本实施方式的热轧钢板包含3.0％以上的残留奥氏体，所以贝氏体及回火马氏体的合计的面积百分率为97.0％以下。
(2－2)铁素体的面积百分率：0～5.0％
铁素体为块状的晶粒，是在内部不包含板条等下部组织的金属组织。当软质的铁素体的面积百分率超过5.0％时，由于易于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、以及铁素体与残留奥氏体的界面会増加，因而特别地，钢板的拉伸凸缘性会降低。因此，将铁素体的面积百分率设为5.0％以下。铁素体的面积百分率优选小于4.0％以下、3.0％以下、2.0％。为了使钢板的拉伸凸缘性提高，优选使铁素体的面积百分率尽可能地减少，并将其下限设为0％。
(2－3)珠光体的面积百分率：0～5.0％
珠光体为渗碳体层状地析出到铁素体彼此之间而成的层状的金属组织，为与贝氏体相比较为软质的金属组织。当珠光体的面积百分率超过5.0％时，由于易于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、以及珠光体与残留奥氏体的界面会増加，因而特别地，钢板的拉伸凸缘性会降低。因此，将珠光体的面积百分率设为5.0％以下。珠光体的面积百分率优选为4.0％以下、3.0％以下、2.0％以下。为了使钢板的拉伸凸缘性提高，优选使珠光体的面积百分率尽可能地减少，并将其下限设为0％。
(2－4)马氏体的面积百分率：0～10.0％
在本实施方式中，将马氏体定义为直径5nm以上的碳化物未析出到板条间和板条内的金属组织。马氏体是非常硬质的组织，对钢板的强度上升大有帮助。另一方面，当在金属组织中包含马氏体时，马氏体与母相即贝氏体及回火马氏体的界面会成为空隙的产生起点，特别地，钢板的拉伸凸缘性会降低。进而，因为马氏体为硬质组织，所以会使钢板的低温韧性劣化。因此，将马氏体的面积百分率设为10.0％以下。优选的是，为8％以下、6％以下、3％以下。因为本实施方式的热轧钢板包含预定量的贝氏体及回火马氏体，所以即使在不包含马氏体的情况下，也能够确保所期望的强度。为了得到所期望的拉伸凸缘性，优选使马氏体的面积百分率尽可能地减少，并将其下限设为0％。
构成以上那样的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方法来进行这些金属组织的确定、存在位置的确认及面积百分率的测定。
首先，用硝酸乙醇试剂及特开昭59－219473号公报所公开的试剂来腐蚀与轧制方向平行的板宽截面。针对板宽截面的腐蚀，具体而言，将1～5g的苦味酸溶解于100ml的乙醇得到的溶液记为A液，将1～25g的硫代硫酸钠及1～5g的柠檬酸溶解于100ml的水得到的溶液记为B液，将A液与B液以1：1的比例混合，制成混合液，再添加相对于该混合液的全量为1.5～4％的比例的硝酸并混合，将混合的液体作为前处理液。此外，向2％硝酸乙醇液中添加相对于其全量为10％的比例的上述前处理液并混合，将混合的液体作为后处理液。将与轧制方向平行的板宽截面浸渍到上述前处理液中3～15秒，在以酒精清洗并干燥后，在浸渍到上述后处理液中3～20秒后，水洗、干燥，由此对上述板宽截面进行腐蚀。另外，针对试剂的％全部为体积％，比例为体积比例。
接着，通过在距钢板表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处，用扫描型电子显微镜以1000～100000倍的倍率来至少观察3个40μm×30μm的区域，从而进行上述金属组织的确定、存在位置的确认及面积百分率的测定。另外，因为难以通过上述测定方法来区别下贝氏体与回火马氏体，所以在本实施方式中，无需对两者进行区别。即，通过对“上贝氏体”及“下贝氏体或回火马氏体”的面积百分率进行测定从而得到“贝氏体及回火马氏体”的合计面积百分率。另外，如上所述，上贝氏体为板条的集合体，是在板条间包含碳化物的组织，下贝氏体为在内部包含长径5nm以上且沿同一方向伸长的铁系碳化物的组织，回火马氏体为板条状的晶粒的集合，是在内部包含长径5nm以上且沿不同方向伸长的铁系碳化物的组织。
(2－5)残留奥氏体的面积百分率：3.0％以上
残留奥氏体为即使在室温下也作为面心立方晶格而存在的金属组织。残留奥氏体具有因相变诱发塑性(TRIP)而提高钢板的延性的作用。当残留奥氏体的面积百分率小于3.0％时，无法得到上述作用的效果，钢板的延性会劣化。因此，将残留奥氏体的面积百分率设为3.0％以上。残留奥氏体的面积百分率优选为5.0％以上，更优选的是，为7.0％以上，进一步优选的是，为8.0％以上。残留奥氏体的面积百分率的上限无需特别规定，但因为在本实施方式的热轧钢板的化学组分中可确保的残留奥氏体的面积百分率大致为20.0％，所以也可以将残留奥氏体的面积百分率的上限设为20.0％。
在残留奥氏体的面积百分率的测定方法中，存在基于X射线衍射、EBSP(电子背散射衍射像，Electron Back Scattering Diffraction Pattern)分析、磁测定的方法等，有时，测定值会根据测定方法而不同。在本实施方式中，残留奥氏体的面积百分率通过X射线衍射来测定。
在本实施方式中的基于X射线衍射的残留奥氏体面积百分率的测定中，首先，通过在钢板的板厚的1/4深度位置处的、与轧制方向平行的板宽截面中，用Co－Kα线来求得α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)这合计6峰的积分强度，并用强度平均法算出，从而得到残留奥氏体的面积百分率。
另外，在本实施方式中，以不同的测定方法来对贝氏体、回火马氏体、铁素体、珠光体及马氏体的面积百分率(残留奥氏体以外的面积百分率)、与残留奥氏体的面积百分率进行测定，因此会存在上述2个面积百分率的合计不为100.0％的情况。在残留奥氏体以外的面积百分率与残留奥氏体的面积百分率的合计不为100.0％的情况下，会对上述2个面积百分率进行调整，使得合计成为100.0％。例如，在残留奥氏体以外的面积百分率与残留奥氏体的面积百分率的合计为101.0％的情况下，为了使两者的合计为100.0％，将通过测定得到的残留奥氏体以外的面积百分率乘以100.0/101.0后得到的值定义为残留奥氏体以外的面积百分率，并将通过测定得到的残留奥氏体的面积百分率乘以100.0/101.0后得到的值定义为残留奥氏体的面积百分率。
在残留奥氏体以外的面积百分率与残留奥氏体的面积百分率的合计小于95.0％的情况下或超过105.0％的情况下，再次进行面积百分率的测定。
(2－6)除残留奥氏体外的金属组织的平均晶粒径：7.0μm以下
由于除残留奥氏体外的金属组织(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)的平均晶粒径(以下，有时简记为平均晶粒径)被微细化，因而钢板的低温韧性会提高。当平均晶粒径超过7.0μm时，会无法满足汽车悬架部件用钢板所需的低温韧性指标，即vTrs≤―50℃。因此，将平均晶粒径设为7.0μm以下。另外，无需对平均晶粒径的下限特别进行限定。平均晶粒径越小越是优选，但因为从制造设备的观点出发，有时在现实上难以将平均晶粒径设为小于1.0μm，所以也可以将平均晶粒径设为1.0μm以上。
在本实施方式中，用EBSP－OIM(Electron Back Scatter DiffractionPattern－Orientation Image Microscopy：电子背散射延伸像-取向显微成像)法对晶粒进行定义。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，并以高灵敏度照相机来对背散射形成的菊池图案进行拍摄，通过以计算机对拍摄照片进行图像处理，从而能够在短时间内测定出照射点的晶体取向。EBSP－OIM法用组合了扫描型电子显微镜与EBSP分析装置的装置及AMETEK公司制的OIMAnalysis(注册商标)来进行。在EBSP－OIM法中，能够定量地对试样表面的微细结构及晶体取向进行分析。此外，EBSP－OIM法的可分析区域为能够用SEM观察的区域。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。因为一般被识别为晶界的大角度晶界的阈值为15°，所以在本实施方式中，将相邻晶粒的取向差为15°以上的晶粒定义为一个晶粒，并通过映射出的图像来将晶粒可视化，从而求得以OIMAnalysis计算出的面积平均的平均晶粒径。
在对与轧制方向平行的板宽截面中的、距钢板表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金属组织的平均晶粒径进行测定时，以1200倍的倍率，在40μm×30μm的区域中，对至少10个视野中的晶粒的有效晶粒径进行测定，并将有效晶粒径的平均值作为平均晶粒径。在本测定方法中，针对主相以外的组织，面积百分率较小，因此判断为影响较小，不对主相即贝氏体及回火马氏体的平均晶粒径与铁素体、珠光体及马氏体的平均晶粒径进行区别。即，通过上述测定方法测定的平均晶粒径为贝氏体、回火马氏体、铁素体、珠光体及马氏体的平均晶粒径。另外，在珠光体的有效晶粒径的测定中，对珠光体中的铁素体的有效晶粒径进行测定，而非对珠光体块的有效晶粒径进行测定。
(2－7)残留奥氏体中的C浓度：0.5质量％以上
通过将残留奥氏体中的C浓度(碳浓度)设为0.5质量％以上，从而残留奥氏体会适度地稳定化，在变形后期的高应变区中，会发生许多相变诱发塑性(TRIP)，因此能够提高钢板的延性及拉伸凸缘性。因此，将残留奥氏体中的C浓度设为0.5质量％以上。残留奥氏体中的C浓度更优选为0.7质量％以上。此外，能够通过将残留奥氏体中的C浓度设为2.0质量％以下，从而抑制残留奥氏体的过度的稳定化，并使相变诱发塑性(TRIP)更可靠地显现。因此，优选将残留奥氏体中的C浓度设为2.0质量％以下。
残留奥氏体中的C浓度通过X射线衍射来求得。具体而言，在与轧制方向平行的板宽截面中的、距钢板表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金属组织中，进行Cu－Kα射线的X射线衍射，根据残留奥氏体的(200)面、(220)面及(311)面的反射角来求得晶格常数a(单位为埃)，并按照下面的式(1)来算出残留奥氏体中的C浓度(Cγ)。
Cγ＝(a－3.572)/0.033···(1)
(2－8)直径20nm以上的铁系碳化物的个数密度：1.0×106个/mm2以上
使钢中含有直径20nm以上的铁系碳化物1.0×106个/mm2以上的理由是为了提高母相的低温韧性，取得优异的强度与低温韧性的平衡。
在钢板的母相为淬火后原样的马氏体的情况下，尽管强度优异，但缺乏低温韧性，因此期待低温韧性的改善。因此，通过使预定数以上的铁系碳化物析出到钢中，从而改善主相的低温韧性，并达成汽车悬架部件用钢板所需的低温韧性(vTrs≤―50℃)。另外，所谓本实施方式中的铁系碳化物，是指长轴的长度小于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析出到贝氏体板条间的粗大碳化物不包含在铁系碳化物中。
本发明人们在对热轧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后，明确了可通过将铁系碳化物的个数密度设为1.0×106个/mm2以上来得到优异的低温韧性。因此，在本实施方式中，在与轧制方向平行的板宽截面中的，距钢板表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金属组织中，将铁系碳化物的个数密度设为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，更优选的是，为1.0×107个/mm2以上。也可以将铁系碳化物的个数密度设为1.0×1010个/mm2以下。其原因是，当铁系碳化物的个数密度超过1.0×1010个/mm2时，有时会存在如下情况：向残留奥氏体中的碳浓化不会发生，且残留奥氏体中的碳浓度降低。
此外，因为析出到本实施方式的热轧钢板中的铁系碳化物的尺寸较小，为300nm以下，大部分会析出到马氏体及贝氏体的板条内，所以推定为不会使钢板的低温韧性劣化。
铁系碳化物的个数密度的测定通过以下方式进行：以与轧制方向平行的板宽截面为观察面来提取试样，对观察面进行研磨，进行硝酸乙醇刻蚀，并以场发射型扫描型电子显微镜(FE－SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)对以距钢板表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置为中心的板厚1/8～3/8的范围进行观察。以倍率20000倍在10个视野以上中进行观察，对铁系碳化物的个数密度进行测定，并算出其平均值，由此来得到铁系碳化物的个数密度。
(2－9)γ/γD1、γ/γD2、γ/γW1及γ/γW2：0.8以上且小于1.2、以及CγC/CγD1、CγC/CγD2、CγC/CγW1及CγC/CγW2：0.8以上且小于1.2
在与轧制方向平行的板宽截面中，在将距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧300mm的位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧600mm的位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧300mm的位置及距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧600mm的位置的金属组织中的残留奥氏体的面积百分率分别记为γ、γD1、γD2、γW1及γW2时，γ/γD1、γ/γD2、γ/γW1及γ/γW2分别为0.8以上且小于1.2，在将距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧300mm的位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧600mm的位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧300mm的位置及距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧600mm的位置的金属组织中的残留奥氏体中的C浓度以质量％计分别记为CγC、CγD1、CγD2、CγW1及CγW2时，在满足CγC/CγD1、CγC/CγD2、CγC/CγW1及CγC/CγW2分别为0.8以上且小于1.2的情况下，能够进一步减少板宽方向中央位置与板宽方向端面侧的位置处的材质偏差。在γ/γD1、γ/γD2、γ/γW1及γ/γW2的值不满足上述条件的情况下，相变诱发塑性(TRIP)现象的发生频率会根据板宽方向而不同，因此有时强度与延性之积的偏差较大，会成为成品率降低的原因。进而，在CγC/CγD1、CγC/CγD2、CγC/CγW1及CγC/CγW2的值不满足上述条件的情况下，残留奥氏体的稳定度会根据板宽方向而不同，因此有时强度与延性之积的偏差较大，会成为成品率降低的原因。另外，在本实施方式中，所谓板宽方向的另一端侧，是指板宽方向的一端侧的相反侧。
关于与轧制方向平行的板宽截面中的、距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧300mm的位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧600mm的位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧300mm的位置及距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧600mm的位置的金属组织中的残留奥氏体的面积百分率(γ、γD1、γD2、γW1及γW2)、以及上述各位置的金属组织中的残留奥氏体中的以质量％计的C浓度(CγC、CγD1、CγD2、CγW1及CγW2)，在各自的位置处，通过上述的残留奥氏体的面积百分率的测定方法及残留奥氏体中的C浓度的测定方法来进行测定。
3.板厚
本实施方式的热轧钢板的板厚并不被特别地限定，但也可以设为1.2～8.0mm。当热轧钢板的板厚小于1.2mm时，会难以确保轧制完成温度，并且轧制负载会过大，有时难以进行热轧。因此，也可以是，将本发明的热轧钢板的板厚设为1.2mm以上。优选为1.4mm以上。另一方面，当板厚超过8.0mm时，金属组织的微细化会变得困难，有时会难以确保上述金属组织。因此，也可以是，将板厚设为8.0mm以下。优选为6.0mm以下。
4.其他
(4－1)镀层
也可以是，具有上述化学组分及金属组织的本实施方式的热轧钢板以耐腐蚀性的提高等为目的，在表面具备镀层，从而成为表面处理钢板。镀层既可以是电镀层，也可以是熔融镀层。作为电镀层，可例示电镀锌、电镀Zn－Ni合金等。作为熔融镀层，可例示熔融镀锌、合金化熔融镀锌、熔融镀铝、熔融镀Zn－Al合金、熔融镀Zn－Al－Mg合金、以及熔融镀Zn－Al－Mg－Si合金等。镀层附着量并不被特别限制，可以与以往相同。此外，也能够在镀敷后实施适当的化成处理(例如，硅酸盐系的无铬化成处理液的涂布和干燥)，从而进一步提高耐腐蚀性。
5.制造条件
具有上述化学组分及金属组织的本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法如下。
为了得到本实施方式的热轧钢板，重要的是：在以预定的条件进行热轧后，冷却到预定的温度域为止，并在卷取后，对热轧钢板的板宽方向最端部及热轧钢板的板宽方向中央部的冷却履历进行控制。
在本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法中，依次进行以下的工序(1)～(7)。另外，本实施方式中的坯料的温度及钢板的温度是指坯料的表面温度及钢板的表面温度。
(1)将坯料加热到由下述式(2)表示的温度T1(℃)以上。
(2)在850～1100℃的温度域中进行热轧，以减少合计90％以上的板厚。
(3)在由下述式(3)表示的温度T2(℃)以上完成热轧。
(4)在热轧完成后1.5秒以内开始冷却，并以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却到由下述式(4)表示的温度T3(℃)以下为止。
(5)从冷却的冷却停止温度起，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却到卷取温度为止。
(6)相对于由下述式(5)表示的温度T4(℃)，以(T4－100)℃～(T4+50)℃进行卷取。
(7)在卷取后的冷却中，在热轧钢板的板宽方向最端部及热轧钢板的板宽方向中央部的预定的温度域中进行冷却，使得滞留时间的下限满足条件I(450℃以上80秒以上、400℃以上200秒以上、及350℃以上1000秒以上中的任意一个以上)，滞留时间的上限满足条件II(450℃以上2000秒以内且400℃以上8000秒以内且350℃以上30000秒以内的全部)。
T1(℃)＝－273.15+6770/(2.25－log([Nb]×[C]))…(2)
T2(℃)＝868－396×[C]－68.1×[Mn]+24.6×[Si]－36.1×[Ni]－24.8×[Cr]－20.7×[Cu]+250×[Al]…(3)
T3(℃)＝770－270×[C]－90×[Mn]－37×[Ni]－70×[Cr]－83×[Mo]…(4)
T4(℃)＝591-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]…(5)
其中，各式中的[元素符号]表示各元素的钢中的含量(质量％)，在不含有该元素的情况下，会代入0。此外，上述式(2)中的log表示底为10的常用对数。
(5－1)坯料、供热轧时的坯料温度、热轧的方案
供热轧的坯料能够使用通过连续铸造得到的坯料或通过铸造、初轧得到的坯料等，并能够根据需要来使用对它们施加了热加工或冷加工的坯料。
供热轧的坯料的温度可以设为能够使在铸造时析出的NbC固溶化的温度，并设为由上述式(2)表示的T1(℃)以上。从抑制氧化皮损的观点出发，优选将坯料加热温度设为1350℃以下。另外，在供热轧的坯料为通过连续铸造得到的坯料或通过初轧轧制得到的坯料，且处于高温状态(T1(℃)以上)的情况下，也可以不加热地直接供给到热轧。
热轧中，作为多道次轧制，优选使用杆轧机或串列式轧机。尤其是，从工业生产性的观点出发，更优选的是，至少最终的数级设为使用了串列式轧机的热轧。
(5－2)热轧的压下率：在850～1100℃的温度域中，减少合计90％以上的板厚
通过在850～1100℃的温度域中进行减少合计90％以上的板厚的热轧，从而主要谋求再结晶奥氏体粒的微细化，并且促进应变能量向未再结晶奥氏体粒内的蓄积，从而主相即贝氏体及回火马氏体的平均晶粒径会微细化。因此，在850～1100℃的温度域中进行会减少合计90％以上的板厚那样的热轧。另外，所谓850～1100℃的温度域的板厚减少，在将该温度域的轧制中的最初的道次前的入口板厚记为t0、将该温度域的轧制中的最终道次后的出口板厚记为t1时，能够以(t0－t1)/t0×100(％)来表示。
(5－3)热轧完成温度：T2(℃)以上
将热轧的完成温度设为T2(℃)以上。通过将热轧的完成温度设为T2(℃)以上，从而能够抑制奥氏体中的铁素体核生成位点数的过剩増大，并将最终组织(制造后的热轧钢板的金属组织)中的铁素体的面积百分率抑制在5.0％以下。
(5－4)热轧完成后的冷却：在1.5秒以内开始冷却，并以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却到T3(℃)以下为止
为了抑制因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，到T3(℃)以下为止，以50℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。
通过在热轧完成后1.5秒以内，到T3(℃)以下为止，以50℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，从而能够抑制铁素体及珠光体的生成，并提高贝氏体及回火马氏体的面积百分率。由此，金属组织中的均匀性会提高，钢板的强度及拉伸凸缘性会提高。另外，此处所说的所谓平均冷却速度，是指将从冷却开始时(钢板向冷却设备的导入时)起到冷却完成时(从冷却设备导出钢板时)为止的钢板的温度下降幅度除以从冷却开始时起到冷却完成时为止的所需时间后得到的值。在热轧完成后的冷却中，当到冷却开始为止的时间超过1.5秒，或平均冷却速度小于50℃/秒，或冷却停止温度超过T3(℃)时，钢板内部中的铁素体相变及/或珠光体相变会变得显著，从而难以得到主体是贝氏体及回火马氏体的金属组织。因此，在热轧完成后1.5秒以内，到T3(℃)以下为止，以50℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。冷却速度的上限值并无特别规定，但当使冷却速度变快时，冷却设备的规模会变大，设备成本会变高。因此，考虑设备成本，优选为300℃/秒以下。此外，可以将冷却停止温度设为(T4－100)℃以上。
(5－5)从冷却的冷却停止温度起到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百分率抑制在5.0％以下，将从冷却的冷却停止温度起到卷取温度为止的平均冷却速度设为10℃/秒以上。由此，贝氏体及回火马氏体的面积百分率会増大，能够提高钢板的强度及拉伸凸缘性的平衡。另外，在此所说的平均冷却速度是指将从冷却的冷却停止温度起到卷取温度为止的钢板的温度下降幅度除以从冷却停止时起到卷取为止的所需时间后得到的值。当上述平均冷却速度小于10℃/秒时，珠光体的面积百分率会増大，强度会降低，并且延性会降低。因此，将冷却的从冷却停止温度起到卷取温度为止的平均冷却速度设为10℃/秒以上。冷却速度的上限值并无特别规定，但当使冷却速度变快时，冷却设备的规模会变大，设备成本会变高。因此，考虑设备成本，优选为300℃/秒以下。
(5－6)卷取温度：(T4－100)℃～(T4+50)℃
将卷取温度设为(T4－100)℃～(T4+50)℃。当将卷取温度设为小于(T4－100)℃时，碳从贝氏体及回火马氏体向奥氏体中的扩散不会进展，奥氏体不会稳定化，因此难以得到以面积百分率计3.0％以上的残留奥氏体，钢板的延性会降低。此外，铁系碳化物的个数密度也会降低，因此钢板的低温韧性也会劣化。此外，在卷取温度超过(T4+50)℃的情况下，从贝氏体及回火马氏体扩散的碳会作为铁系碳化物而过剩地析出到钢中，因此在奥氏体中，碳不会充分浓化，难以将残留奥氏体中的C浓度设为0.5质量％以上。因此，将卷取温度设为(T4－100)℃～(T4+50)℃。
(5－7)卷取后的冷却：在热轧钢板的板宽方向最端部及热轧钢板的板宽方向中央部的预定的温度域中进行冷却，使得滞留时间的下限满足下述条件I，滞留时间的上限满足下述条件II。
条件I：450℃以上80秒以上、400℃以上200秒以上及350℃以上1000秒以上中的任意一个以上
条件II：450℃以上2000秒以内且400℃以上8000秒以内且350℃以上30000秒以内的全部
通过在卷取后的冷却中进行冷却，使得热轧钢板的板宽方向最端部及热轧钢板的板宽方向中央部的预定的温度域中的滞留时间的下限满足条件，即，通过确保满足450℃以上80秒以上、400℃以上200秒以上及350℃以上1000秒以上中的任意一个以上的滞留时间，从而促进碳从贝氏体及回火马氏体向奥氏体的扩散，并提高残留奥氏体的面积百分率，且易于抑制残留奥氏体的分解。另外，在本实施方式中，热轧钢板的板宽方向最端部的温度以接触式或非接触式温度计来进行测定。热轧钢板的板宽方向中央部的温度通过热电偶来测定或通过传热分析进行计算。当滞留时间的下限不满足条件1时，即为不满足450℃以上80秒以上、400℃以上200秒以上及350℃以上1000秒以上的全部的滞留时间时，碳从贝氏体及回火马氏体向奥氏体中的扩散不会充分进行，难以将残留奥氏体的面积百分率设为3.0％以上，进而将残留奥氏体中的C浓度设为0.5质量％以上，钢板的延性会降低。
另一方面，在卷取后的冷却中，当热轧钢板的板宽方向最端部及热轧钢板的板宽方向中央部的预定的温度域中的滞留时间的上限不满足条件II时，即滞留时间属于450℃以上超过2000秒、400℃以上超过8000秒或350℃以上超过30000秒中的任意一个时，奥氏体会分解为铁系碳化物和回火马氏体，钢板的延性会降低。因此，会以如下方式进行冷却：滞留时间的上限满足条件II，即，满足450℃以上2000秒以内且400℃以上8000秒以内且350℃以上30000秒以内的全部。根据以上所述，卷取后的冷却以如下方式进行：在热轧钢板的板宽方向最端部及热轧钢板的板宽方向中央部的预定的温度域中，滞留时间的下限满足条件I(450℃以上80秒以上、400℃以上200秒以上及350℃以上1000秒以上中的任意一个以上)，滞留时间的上限满足条件II(450℃以上2000秒以内且400℃以上8000秒以内且350℃以上30000秒以内的全部)。卷取后的热轧钢板的板宽方向最端部及热轧钢板的板宽方向中央部的冷却可以通过保温罩或边沿遮板、喷雾冷却等来进行控制。
【实施例】
接着，通过实施例对本发明的一个方案的效果更具体地进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性及效果而采用的一个条件例，本发明并不被限定于这一条件例。本发明中，只要不脱离本发明的主旨而达成本发明的目的，就能够采用各种条件。
对具有表1及表2的钢No.A～Z所示的化学组分的钢进行熔炼，通过连续铸造来制造出厚度为240～300mm的坯料。使用得到的坯料，根据表3～6所示的制造条件得到了热轧钢板。
另外，关于制造No.35，在卷取后，以表6所记载的冷轧率实施冷轧，并以表6所记载的退火保持温度及退火保持时间进行了退火。进而，其后，在以表6所记载的1次冷却速度冷却到冷却停止温度为止后，以表6所记载的冷却后保持时间进行了保持。在表5中，针对制造No.35，记载了热轧、卷取后且进行表6的退火前的滞留时间。
此外，关于制造No.36及37，在热轧后的冷却中，在表4所示的滞留温度下暂时停止冷却，并在以该滞留温度使其滞留表4所示的滞留时间后，再次进行了冷却。
【表1】
Figure BDA0003019779940000251
【表2】
Figure BDA0003019779940000261
【表3】
Figure BDA0003019779940000271
【表4】
Figure BDA0003019779940000281
【表5】
Figure BDA0003019779940000291
【表6】
Figure BDA0003019779940000301
针对得到的制造No.1～37的热轧钢板，通过上述方法进行了金属组织的观察，并求得了各相的面积百分率、平均晶粒径及铁系碳化物的个数密度。此外，针对制造No.1～37的热轧钢板，通过上述方法进行了X射线衍射，并求得了残留奥氏体中的C浓度。将得到的测定结果在表7～表9中示出。
另外，表8的γ、γD1、γD2、γW1及γW2为在与轧制方向平行的板宽截面中，距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧300mm的位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧600mm的位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧300mm的位置及距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧600mm的位置的金属组织中的残留奥氏体的面积百分率。
此外，表9的CγC、CγD1、CγD2、CγW1及CγW2为在与轧制方向平行的板宽截面中，距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧300mm的位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧600mm的位置、距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧300mm的位置及距表面为板厚的1/4深度且从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧600mm的位置的金属组织中的残留奥氏体中的以质量％计的C浓度。
【表7】
Figure BDA0003019779940000321
【表8】
Figure BDA0003019779940000331
【表9】
Figure BDA0003019779940000341
热轧钢板的特性的评价方法(1)拉伸强度特性
遵循JISZ2241：2011来对热轧钢板的机械的性质中的拉伸强度特性(拉伸强度、总延伸率)进行了评价。试验片为JISZ2241：2011的5号试验片。拉伸试验片的提取位置为板宽方向中央位置、从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧300mm的位置(表10的位置A)、从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧600mm的位置(表10的位置B)、从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧300mm的位置(表10的位置C)及从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧600mm的位置(表10的位置D)，将垂直于轧制方向的方向设为长度方向。
在板宽方向中央位置处，在满足(拉伸强度TS(MPa))×(总延伸率EL(％))≥19000的情况下，作为强度及延性优异的热轧钢板，判定为合格。此外，在将板宽方向中央位置、从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧300mm的位置(表10的位置A)、从板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧600mm的位置(表10的位置B)、从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧300mm的位置(表10的位置C)及从板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧600mm的位置(表10的位置D)的(拉伸强度TS(MPa))×(总延伸率EL(％))分别记为(TS×EL)C、(TS×EL)D1、(TS×EL)D2、(TS×EL)W1、(TS×EL)W2时，在满足0.80≤{(TS×EL)C/(TS×EL)D1}≤1.20、0.80≤{(TS×EL)C/(TS×EL)D2}≤1.20、0.80≤{(TS×EL)C/(TS×EL)W1}≤1.20、0.80≤{(TS×EL)C/(TS×EL)W2}≤1.20的情况下，作为板宽方向的偏差较小的热轧钢板，判定为合格。
(2)扩孔率
关于热轧钢板的扩孔率，通过遵循日本钢铁联盟标准JFST1001－1996所记载的试验方法的扩孔试验来进行了评价。试验片从与拉伸试验片提取位置同样的位置提取，并以圆筒冲头设置了冲孔。在满足(拉伸强度TS(MPa))×(扩孔率λ(％))≥50000的情况下，作为强度及拉伸凸缘性优异的热轧钢板，判定为合格。
(3)低温韧性
关于热轧钢板的低温韧性，以夏比试验进行了测定。夏比试验遵循JISZ2242：2005来实施，并对断口形状转变温度进行了测定。因为在本实施例中制造的热轧钢板的板厚小于10.0mm，所以对板厚为2.5mm以上钢板，在将热轧钢板的表面/背面磨削到2.5mm后，对板厚小于2.5mm的钢板，在将热轧钢板的表面/背面磨削为1.25mm后，实施了夏比试验。在延性―脆性转变温度(vTrs)为－50℃以下的情况下，作为低温韧性优异的热轧钢板，判定为合格。
将得到的测定结果在表10及11中示出。
【表10】
Figure BDA0003019779940000361
【表11】
Figure BDA0003019779940000371
由表10及11可知，在作为本发明例的制造No.1、2及14～26中，得到了具有优异的强度、延性、拉伸凸缘性及低温韧性，且板宽方向的材质偏差较小的热轧钢板。
另一方面，关于除了化学组分、金属组织、残留奥氏体中的C浓度、残留奥氏体以外的、金属组织的平均晶粒径及/或直径20nm以上的铁系碳化物的个数密度不在本发明中规定的范围内的制造No.3～13及27～37，特性(拉伸强度TS、总延伸率EL、扩孔率γ、低温韧性(vTrs)、板宽方向的材质偏差)中的任意一个以上较差。
工业可利用性
根据本发明，能够提供一种具有优异的强度、延性、拉伸凸缘性及低温韧性的热轧钢板。此外，根据本发明的优选的方案，能够提供一种在具有上述特性的基础上，板宽方向的材质偏差较小的热轧钢板。
本发明的热轧钢板作为被用于汽车构件、机械结构构件乃至建筑构件的工业用素材是优选的。

Claims (3)

1.一种热轧钢板，其特征在于，
化学组分以质量％计，含有
C：0.100～0.250％、
Si：0.05～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
Nb：0.005～0.050％、
sol.Al：0.001～2.000％、
P：0.100％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.1000％以下、
O：0.0100％以下、
Ti：0～0.300％、
V：0～0.500％、
Cu：0～2.00％、
Cr：0～2.00％、
Mo：0～1.000％、
Ni：0～2.00％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.0200％、
Mg：0～0.0200％、
REM：0～0.1000％、
Bi：0～0.020％、
Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上：合计0～1.00％、以及
Sn：0～0.050％，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在与轧制方向平行的板宽截面中，距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金属组织以面积％计，含有
贝氏体及回火马氏体：合计77.0～97.0％、
铁素体：0～5.0％、
珠光体：0～5.0％、
残留奥氏体：3.0％以上、以及
马氏体：0～10.0％；
除所述残留奥氏体外的所述金属组织的平均晶粒径为7.0μm以下；
所述残留奥氏体中的C浓度为0.5质量％以上；
直径20nm以上的铁系碳化物的个数密度为1.0×106个/mm2以上。
2.如权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，
在与所述轧制方向平行的板宽截面中，
在将距所述表面为所述板厚的1/4深度且板宽方向中央位置、
距所述表面为所述板厚的1/4深度且从所述板宽方向中央位置向板宽方向的一端侧300mm的位置、
距所述表面为所述板厚的1/4深度且从所述板宽方向中央位置向板宽方向的所述一端侧600mm的位置、
距所述表面为所述板厚的1/4深度且从所述板宽方向中央位置向板宽方向的另一端侧300mm的位置、以及
距所述表面为所述板厚的1/4深度且从所述板宽方向中央位置向板宽方向的所述另一端侧600mm的位置的金属组织中的残留奥氏体以面积％计分别记为γ、γD1、γD2、γW1及γW2时，γ/γD1、γ/γD2、γ/γW1及γ/γW2分别为0.8以上且小于1.2；
在将距所述表面为所述板厚的1/4深度且所述板宽方向中央位置、
距所述表面为所述板厚的1/4深度且从所述板宽方向中央位置向板宽方向的所述一端侧300mm的位置、
距所述表面为所述板厚的1/4深度且从所述板宽方向中央位置向板宽方向的所述一端侧600mm的位置、
距所述表面为所述板厚的1/4深度且从所述板宽方向中央位置向板宽方向的所述另一端侧300mm的位置、以及
距所述表面为所述板厚的1/4深度且从所述板宽方向中央位置向板宽方向的所述另一端侧600mm的位置的所述金属组织中的残留奥氏体中的C浓度以质量％计分别记为CγC、CγD1、CγD2、CγW1及CγW2时，CγC/CγD1、CγC/CγD2、CγC/CγW1及CγC/CγW2分别为0.8以上且小于1.2。
3.如权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，
所述化学组分以质量％计，含有从由
Ti：0.005～0.300％、
V：0.005～0.500％、
Cu：0.01～2.00％、
Cr：0.01～2.00％、
Mo：0.010～1.000％、
Ni：0.02～2.00％、
B：0.0001～0.0100％、
Ca：0.0005～0.0200％、
Mg：0.0005～0.0200％、
REM：0.0005～0.1000％、以及
Bi：0.0005～0.020％
构成的组中选择的1种或2种以上。
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