CN114929918B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

热轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN114929918B
CN114929918B CN202180008517.3A CN202180008517A CN114929918B CN 114929918 B CN114929918 B CN 114929918B CN 202180008517 A CN202180008517 A CN 202180008517A CN 114929918 B CN114929918 B CN 114929918B
Authority
CN
China
Prior art keywords
hot
percent
rolling
steel sheet
rolled steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202180008517.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN114929918A (zh
Inventor
冈正春
小岛启达
吉田充
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN114929918A publication Critical patent/CN114929918A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN114929918B publication Critical patent/CN114929918B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种热轧钢板，其具有规定的化学组成，显微组织以体积分数计含有99％以上的马氏体，剩余部分组织包含残余奥氏体和铁素体，在与轧制方向平行的断面中，原奥氏体晶粒的平均纵横尺寸比低于3.0，面积为1.0μm2以上的硫化物中的纵横尺寸比超过3.0的硫化物的比例为1.0％以下，在板厚中心部中{211}<011>取向的极密度为3.0以下，抗拉强度TS为980MPa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2020年01月30日提出的日本专利申请特愿2020-013713号及2020年03月18日提出的日本专利申请特愿2020-047558号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
近年来，为了应对环境问题而以降低二氧化碳气体排放及降低油耗为目的，期待着汽车的轻量化。此外，对提高碰撞安全性的要求越来越高。对于汽车的轻量化及碰撞安全性的提高，钢材的高强度化是有效的手段。可是，通常如果使钢材高强度化，则延展性及扩孔性等成形性或韧性劣化。因此，需要可兼顾高强度和成形性或韧性的钢板。
对于这样的要求，例如，专利文献1中报告了热轧钢板及其制造方法，其中，以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.8～1.5％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.1％、Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.0％、B：0.0005～0.005％，将马氏体相和回火马氏体相以体积率计设定为90％以上的主相，将原奥氏体相的纵横尺寸比设定为3～18，具有屈服强度YS：960MPa以上的高强度，具有vE-40为40J以上的高韧性。
此外，作为降低热轧钢板的各向异性的方法，例如，专利文献2中报告了热轧钢板及其制造方法，其中，以质量％计含有C：0.04～0.15％、Si：0.01～0.25％、Mn：0.1～2.5％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.05％、N：0.01以下、Ti：0.01～0.12％、B：0.0003～0.005％，组织的90％以上为马氏体，将TiC析出量设定为0.05％以下，JIS G0202中规定的A系夹杂物的纯净度为0.01％以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5609383号公报
专利文献2：日本特开2014-47414号公报
发明内容
发明所要解决的问题
在专利文献1的钢板中，存在将原奥氏体相的纵横尺寸比设定为3以上，从而延展性及韧性的各向异性较大的问题。如果有各向异性，则基于难以以较高的水平维持构件性能或加工尺寸精度差等理由，在汽车用钢板中的应用中还存在问题。
此外，在专利文献2的钢板中，虽然弯曲加工性、屈服强度及-20℃下的韧性的各向异性降低，但是延展性的各向异性未必降低。此外，关于-40℃下的吸收能及各向异性也没有公开。
这样一来，在以往的技术中，难以得到具有高强度、优异的延展性及优异的低温韧性，且延展性及韧性的各向异性小的热轧钢板。
本发明欲解决上述那样的问题点，其课题在于提供具有高强度、优异的延展性、优异的低温韧性，且延展性及韧性的各向异性小的热轧钢板及其制造方法。此外，本发明优选的课题在于提供具有高强度、优异的延展性、优异的低温韧性及优异的扩孔性，且延展性及韧性的各向异性小的热轧钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人对改变C含量、Si含量、Mn含量的多种钢，在实验室进行了熔炼、热轧，对得到所要求的强度、延展性、韧性及扩孔性，且降低各向异性的方法进行了多种研究。结果发现：为了一边确保抗拉强度为980MPa以上的高强度，一边具有优异的延展性及优异的低温韧性，且降低延展性及韧性的各向异性，重要的是降低组织各向异性及降低硫化物的形状各向异性。具体地讲，获得了如下的见解：重要的是1)形成含有99％以上的马氏体(包含初生马氏体、回火马氏体)的组织，2)使与轧制方向平行的断面中的原奥氏体晶粒的平均纵横尺寸比低于3.0，3)在与轧制方向平行的断面中使面积为1.0μm2以上的硫化物中的纵横尺寸比超过3.0的硫化物的比例为1.0％以下，4)在板厚中心部中使{211}<011>取向的极密度为3.0以下。
此外，本发明人还获得了如下的见解：通过在与轧制方向垂直的断面中，减小维氏硬度的最大值和最小值之差即ΔHv，能够进一步提高扩孔性。
本发明是基于上述见解而完成的。本发明的主旨如下所述。
[1]本发明的一个方案涉及一种热轧钢板，其中，所具有的化学组成以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.8～2.0％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Al：0.005～1.000％、N：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.30％、Ca：0.0005～0.0100％、Nb：0～0.30％、V：0～0.50％、Cr：0～3.0％、Mo：0～3.0％、Ni：0～5.0％、Cu：0～3.0％、B：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0500％、REM：0～0.050％，剩余部分包含Fe及杂质；显微组织以体积分数计含有99％以上的马氏体，剩余部分组织包含残余奥氏体和铁素体，在与轧制方向平行的断面中，原奥氏体晶粒的平均纵横尺寸比低于3.0，面积为1.0μm2以上的硫化物中的纵横尺寸比超过3.0的硫化物的比例为1.0％以下，在板厚中心部中{211}<011>取向的极密度为3.0以下，抗拉强度TS为980MPa以上。
[2]根据上述[1]所述的热轧钢板，其中，所述抗拉强度TS也可以为1180MPa以上。
[3]根据上述[2]所述的热轧钢板，其中，回火马氏体的体积分数也可以低于5％。
[4]根据上述[1]所述的热轧钢板，其中，在与轧制方向垂直的断面中，维氏硬度的最大值和最小值之差即ΔHv也可以为50以下。
[5]根据上述[4]所述的热轧钢板，其中，初生马氏体的体积分数也可以低于3％。
[6]根据上述[1]～[5]中任一项所述的热轧钢板，其中，表面也可以具有镀锌层。
[7]根据上述[6]所述的热轧钢板，其中，所述镀锌层也可以是合金化镀锌层。
[8]根据上述[1]～[7]中任一项所述的热轧钢板，其中，所述化学组成以质量％计也可以含有选自Nb：0.005～0.30％、V：0.01～0.50％、Cr：0.05～3.0％、Mo：0.05～3.0％、Ni：0.05～5.0％、Cu：0.10～3.0％、B：0.0003～0.0100％、Mg：0.0005～0.0100％、Zr：0.0010～0.0500％、REM：0.0010～0.050％中的1种或2种以上。
[9]本发明的另一个方案涉及一种热轧钢板的制造方法，其是制造上述[1]～[3]中任一项所述的热轧钢板的方法，其中，所述制造方法具有以下工序：加热工序，其将铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1350℃以上且1400℃以下，所述铸造板坯所具有的化学组成以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.8～2.0％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Al：0.005～1.000％、N：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.30％、Ca：0.0005～0.0100％、Nb：0～0.30％、V：0～0.50％、Cr：0～3.0％、Mo：0～3.0％、Ni：0～5.0％、Cu：0～3.0％、B：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0500％、REM：0～0.050％，剩余部分包含Fe及杂质；热轧工序，其对所述加热工序后的所述铸造板坯进行热轧而形成热轧钢板；以及卷取工序，其在100℃以下的温度区域对所述热轧工序后的所述热轧钢板进行卷取；在所述热轧工序中，对所述铸造板坯以精轧温度达到1000℃以上的方式进行轧制，在所述轧制结束后，以在0.10秒以内开始冷却、同时以100℃/秒以上的平均冷却速度降低50℃以上的温度的方式进行第1冷却，在所述第1冷却后，在Ar3相变点以上的温度下进行压下率为5％以上且20％以下的轻压下轧制，以从所述轻压下轧制结束至200℃以下的平均冷却速度达到50℃/秒以上的方式进行第2冷却。
[10]本发明的另一个方案涉及一种热轧钢板的制造方法，其是制造上述[4]或[5]所述的热轧钢板的方法，其中，所述制造方法具备以下工序：加热工序，其将铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1350℃以上且1400℃以下，所述铸造板坯所具有的化学组成以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.8～2.0％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Al：0.005～1.000％、N：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.30％、Ca：0.0005～0.0100％、Nb：0～0.30％、V：0～0.50％、Cr：0～3.0％、Mo：0～3.0％、Ni：0～5.0％、Cu：0～3.0％、B：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0500％、REM：0～0.050％，剩余部分包含Fe及杂质；热轧工序，其对所述加热工序后的所述铸造板坯进行热轧而形成热轧钢板；卷取工序，其在100℃以下的温度区域对所述热轧工序后的所述热轧钢板进行卷取；调质轧制工序，其对所述卷取工序后的所述热轧钢板进行拉伸率为0.7％以上的调质轧制；以及回火工序，其进行所述调质轧制后的加热到430～560℃的回火处理；在所述热轧工序中，对所述铸造板坯以精轧温度达到1000℃以上的方式进行轧制，在所述轧制结束后，以在0.10秒以内开始冷却、同时以100℃/秒以上的平均冷却速度降低50℃以上的温度的方式进行第1冷却，在所述第1冷却后，在Ar3相变点以上的温度下进行压下率为5％以上且20％以下的轻压下轧制，以从所述轻压下轧制结束至200℃以下的平均冷却速度达到50℃/秒以上的方式进行第2冷却。
[11]本发明的另一个方案涉及一种热轧钢板的制造方法，其是制造上述[6]所述的热轧钢板的方法，其中，所述制造方法具备以下工序：加热工序，其将铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1350℃以上且1400℃以下，所述铸造板坯所具有的化学组成以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.8～2.0％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Al：0.005～1.000％、N：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.30％、Ca：0.0005～0.0100％、Nb：0～0.30％、V：0～0.50％、Cr：0～3.0％、Mo：0～3.0％、Ni：0～5.0％、Cu：0～3.0％、B：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0500％、REM：0～0.050％，剩余部分包含Fe及杂质；热轧工序，其对所述加热工序后的所述铸造板坯进行热轧而形成热轧钢板；卷取工序，其在100℃以下的温度区域对所述热轧工序后的所述热轧钢板进行卷取；调质轧制工序，其对所述卷取工序后的所述热轧钢板进行拉伸率为0.7％以上的调质轧制；以及镀锌工序，其对所述热轧钢板进行预镀Ni，在以20℃/秒以上的升温速度加热到430～480℃后，进行镀锌；在所述热轧工序中，对所述铸造板坯以精轧温度达到1000℃以上的方式进行轧制，在所述轧制结束后，以在0.10秒以内开始冷却、同时以100℃/秒以上的平均冷却速度降低50℃以上的温度的方式进行第1冷却，在所述第1冷却后，在Ar3相变点以上的温度下进行压下率为5％以上且20％以下的轻压下轧制，以从所述轻压下轧制结束至200℃以下的平均冷却速度达到50℃/秒以上的方式进行第2冷却。
[12]本发明的另一个方案涉及一种热轧钢板的制造方法，其是制造上述[7]所述的热轧钢板的方法，其中，所述制造方法具备以下工序：加热工序，其将铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1350℃以上且1400℃以下，所述铸造板坯所具有的化学组成以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.8～2.0％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Al：0.005～1.000％、N：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.30％、Ca：0.0005～0.0100％、Nb：0～0.30％、V：0～0.50％、Cr：0～3.0％、Mo：0～3.0％、Ni：0～5.0％、Cu：0～3.0％、B：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0500％、REM：0～0.050％，剩余部分包含Fe及杂质；热轧工序，其对所述加热工序后的所述铸造板坯进行热轧而形成热轧钢板；卷取工序，其在100℃以下的温度区域对所述热轧工序后的所述热轧钢板进行卷取；调质轧制工序，其对所述卷取工序后的所述热轧钢板进行拉伸率为0.7％以上的调质轧制；镀锌工序，其对所述热轧钢板进行预镀Ni，在以20℃/秒以上的升温速度加热到430～480℃后，进行镀锌；以及合金化工序，其在所述镀锌工序后，在470～560℃进行10～40秒的合金化处理；在所述热轧工序中，对所述铸造板坯以精轧温度达到1000℃以上的方式进行轧制，在所述轧制结束后，以在0.10秒以内开始冷却、同时以100℃/秒以上的平均冷却速度降低50℃以上的温度的方式进行第1冷却，在所述第1冷却后，在Ar3相变点以上的温度下进行压下率为5％以上且20％以下的轻压下轧制，以从所述轻压下轧制结束至200℃以下的平均冷却速度达到50℃/秒以上的方式进行第2冷却。
发明的效果
根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度、优异的延展性(拉伸率)、优异的低温韧性，且延展性及韧性的各向异性小的热轧钢板及其制造方法。此外，根据本发明的优选的方案，能够提供具有高强度、优异的延展性(拉伸率)、优异的低温韧性及优异的扩孔性，且延展性及韧性的各向异性小的热轧钢板及其制造方法。该热轧钢板优选适用于汽车部件等，通过应用而能够有助于汽车的轻量化，所以对产业上的贡献是非常显著的。
具体实施方式
以下，对本发明的一个实施方式涉及的热轧钢板(本实施方式涉及的热轧钢板)及其制造方法进行说明。
本实施方式涉及的热轧钢板所具有的化学组成以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.8～2.0％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Al：0.005～1.000％、N：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.30％、Ca：0.0005～0.0100％，根据需要进一步含有Nb：0.30％以下、V：0.50％以下、Cr：3.0％以下、Mo：3.0％以下、Ni：5.0％以下、Cu：3.0％以下、B：0.0100％以下、Mg：0.0100％以下、Zr：0.0500％以下、REM：0.050％以下，剩余部分包含Fe及杂质；
显微组织以体积分数计含有99％以上的马氏体，剩余部分组织包含残余奥氏体和铁素体，
在与轧制方向平行的断面中，原奥氏体晶粒的平均纵横尺寸比低于3.0，面积为1.0μm2以上的硫化物中的纵横尺寸比超过3.0的硫化物的比例为1.0％以下，在板厚中心部中{211}<011>取向的极密度为3.0以下，
抗拉强度TS为980MPa以上。
以下，对本实施方式涉及的热轧钢板详细地进行说明。
首先，对本实施方式涉及的热轧钢板的化学组成中所包含的各元素的范围的限定理由进行说明。以下，各元素的含量中的％为质量％。
C：0.08～0.25％
C是使钢强度增加的元素。若C含量低于0.08％，则难以确保980MPa以上的抗拉强度。因此，将C含量设定为0.08％以上。优选为0.10％以上。
另一方面，如果C含量超过0.25％，则延展性、焊接性、韧性等显著劣化。因此，将C含量设定为0.25％以下。C含量优选为0.20％以下。
Si：0.01～1.00％
Si对于通过固溶强化增加钢强度是有用的元素。此外，Si对于抑制渗碳体生成也是有用的元素。若Si含量低于0.01％，则不能充分得到这些效果。因此，将Si含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Si含量超过1.00％，则热轧中产生的氧化皮的剥离性及化学转化处理性显著劣化。此外，有时得不到所期望的组织。因此，将Si含量设定为1.00％以下。
Mn：0.8～2.0％
Mn对于提高钢的淬透性是有效的元素。若Mn含量低于0.8％，则不能充分得到提高淬透性的效果。因此，将Mn含量设定为0.8％以上。
另一方面，如果Mn含量超过2.0％，则韧性劣化。因此，将Mn含量设定为2.0％以下。
P：0.020％以下
P是通过在晶界偏析使晶界强度下降，从而使韧性劣化的杂质元素。因此，优选降低。考虑到目前的精炼技术和制造成本，将P含量设定为0.020％以下。P含量的下限没有限定，但鉴于炼钢成本，也可以设定为0.001％。
S：0.001～0.010％
S是使热加工性及韧性劣化的杂质元素，优选降低。考虑到目前的精炼技术和制造成本，将S含量设定为0.010％以下。S含量的下限鉴于炼钢成本，设定为0.001％。S含量的下限优选为0.003％。
Al：0.005～1.000％
Al作为脱氧剂是有效的元素。此外，Al是通过形成AlN而有助于抑制晶粒粗大化的元素。若Al含量低于0.005％，则不能充分得到这些效果。因此，将Al含量设定为0.005％以上。
另一方面，如果Al含量超过1.000％，则韧性劣化。因此，将Al含量设定为1.000％以下。
N：0.0010～0.0100％
N是通过形成氮化物而有助于抑制晶粒粗大化的元素。若N含量低于0.0010％，则得不到其效果。因此，将N含量设定为0.0010％以上。
另一方面，如果N含量超过0.0100％，则韧性劣化。因此，将N含量设定为0.0100％以下。
Ti：0.005～0.30％
Ti是形成TiN的元素，对于抑制晶粒的粗大化是有效的元素。若Ti含量低于0.005％，则不能充分得到此效果。因此将Ti含量设定为0.005％以上。Ti含量优选为0.01％以上。
另一方面，如果Ti含量超过0.30％，则有时TiN粗大化，使韧性劣化。因此，将Ti含量设定为0.30％以下。
Ca：0.0005～0.0100％
Ca对于通过控制硫化物的形态来抑制由S导致的热加工性及韧性的劣化是有效的元素。若Ca含量低于0.0005％，则不能充分得到其效果。因此，将Ca含量设定为0.0005％以上。
另一方面，即使过剩地含有Ca，不仅其效果饱和，而且还使成本上升。因此，将Ca含量设定为0.0100％以下。
以上是本实施方式涉及的热轧钢板的基本成分，通常，上述以外包含Fe及杂质，但也可以根据所期望的强度水平及其它的必要特性，在以下所示的范围内进一步含有选自Cr、Mo、Ni、Cu、Nb、V、B、Mg、Zr、REM中的1种或2种以上。由于本实施方式涉及的热轧钢板即使不含上述任选元素也可得到效果，所以上述任选元素的含量的下限为0％。本实施方式中，所谓杂质，意味着从作为原料的矿石、废料中或从制造环境等中混入的、可在不对本实施方式涉及的热轧钢板产生不良影响的范围内允许的物质。以下，对上述任选元素详细地进行说明。
Nb：0～0.30％
Nb是形成微细的碳氮化物的元素，对于抑制晶粒的粗大化是有效的元素。因此，也可以含有。当通过抑制晶粒的粗大化来提高韧性时，优选将Nb含量设定为0.005％以上。
另一方面，如果Nb含量过剩，则析出物变得粗大，有时韧性劣化。因此，当含有时，优选使Nb含量在0.30％以下。
V：0～0.50％
V与Nb同样是形成微细的碳氮化物的元素。因此，也可以含有。当抑制晶粒的粗大化、提高韧性时，优选将V含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果V含量超过0.50％，则有时韧性劣化。因此，当含有时，V含量优选为0.50％以下。
Cr：0～3.0％
Mo：0～3.0％
Ni：0～5.0％
Cu：0～3.0％
Cr、Mo、Ni、Cu对于提高延展性及韧性是有效的元素。因此，也可以含有。为了提高延展性及韧性，优选Cr含量为0.05％以上、Mo含量为0.05％以上、Ni含量为0.05％以上、Cu含量为0.1％以上。更优选Cr含量为0.1％以上、Mo含量为0.1％以上、Ni含量为0.1％以上、Cu含量为0.2％以上。
另一方面，如果Cr、Mo、Cu的含量分别超过3.0％，Ni含量超过5.0％，则有时因强度上升而使韧性下降。所以，当含有时，优选Cr含量为3.0％以下、Mo含量为3.0％以下、Ni含量为5.0％以下、Cu含量为3.0％以下。
B：0～0.0100％
B是在晶界偏析，抑制P及S的晶界偏析的元素。此外，对于提高钢的淬透性也是有效的元素。因此，也可以含有。为了通过晶界强化，提高延展性、韧性及热加工性，或提高淬透性，优选将B含量设定为0.0003％以上。
另一方面，如果B含量超过0.0100％，则在晶界产生粗大的析出物，有时热加工性及韧性下降。所以，当含有时，优选将B含量设定为0.0100％以下。
Mg：0～0.0100％
Zr：0～0.0500％
REM：0～0.050％
Mg、Zr、REM对于通过控制硫化物的形态来抑制由S导致的热加工性及韧性的劣化是有效的元素。因此，也可以含有。当提高韧性时，优选将Mg含量设定为0.0005％以上，将Zr含量设定为0.0010％以上，将REM含量设定为0.001％以上。
另一方面，即使过剩地含有Mg、Zr及/或REM，其效果也饱和。因此，当含有时，优选将Mg含量设定为0.0100％以下，将Zr含量设定为0.0500％以下，将REM含量设定为0.050％以下。
这里，REM指的是包括Sc、Y及镧系的合计17种元素，上述REM的含量指的是这些元素的合计含量。在镧系时，工业上多以混合稀土的形式添加。
本实施方式涉及的热轧钢板中的各元素的含量能够用公知的ICP发射光谱分析等方法求出。
接着，对本实施方式涉及的热轧钢板的显微组织进行说明。
<以体积分数计含有99％以上的马氏体，剩余部分组织包含残余奥氏体和铁素体>
本实施方式涉及的热轧钢板为了提高组织的均匀性，减低各向异性，将显微组织设定为以体积分数计含有99％以上的马氏体(包括初生马氏体及回火马氏体)、剩余部分组织包含残余奥氏体和铁素体的组织。
由于残余奥氏体和铁素体在轧制方向和与其垂直的方向上分布状况不同，所以如果它们的体积分数增大，则各向异性增大。因此，需要将它们的合计体积分数设定为1％以下，将均质的马氏体组织设定为99％以上。
初生马氏体在热轧后的冷却中生成。此外，回火马氏体通过利用其后的热处理(回火工序或镀覆工序的加热)对初生马氏体进行回火而生成。
在想提高强度的情况下，优选减小马氏体中的回火马氏体的体积分数而将初生马氏体设定为主要组织。例如，在将抗拉强度设定为1180MPa以上的情况下，优选回火马氏体的面积分数低于5％。
此外，当通过提高组织的均匀性来提高扩孔性时，优选减小初生马氏体的体积分数而将回火马氏体设定为主要组织。例如，优选初生马氏体的面积分数低于3％。
显微组织中的各组织的体积分数可按以下方法求出。
首先，从热轧钢板的板宽方向的中央部，以与轧制方向平行的断面成为观察面的方式采集试样。
关于马氏体(初生马氏体及回火马氏体)及铁素体的面积分数，通过LePera腐蚀或硝酸乙醇腐蚀而现出上述观察面(轧制方向断面)的、沿板厚方向距表面为板厚的1/4深度的位置(在镀覆钢板的情况下，沿母材即钢板的板厚方向距镀层和母材的界面为板厚的1/4深度的位置)的组织，用光学显微镜、SEM或TEM进行观察，从组织形态、碳化物的析出状态、位错密度等判定各相，采用图像分析装置等，测定各相的面积分数。将所得到的各相的面积分数看作为体积分数。
初生马氏体和回火马氏体在本实施方式中不一定需要进行区别，但在进行区别的情况下，可通过维氏硬度(Hv)及C浓度(质量％)进行区别。马氏体的维氏硬度(HvM)可通过按照JIS Z2244：2009，按试验力5gf测量马氏体晶粒内的3点中的维氏硬度，算出该维氏硬度的平均值来得到。接着，测定该马氏体的C浓度(CM：质量％)。
本实施方式中，当在马氏体晶粒内存在渗碳体时，将加上渗碳体的C浓度的浓度作为该马氏体的C浓度。马氏体的C浓度(CM)可通过采用FE-SEM附带的电子探针显微分析器(EPMA)，按0.5μm以下的间距测定C浓度，算出所得到的C浓度的平均值来得到。从所得到的马氏体的维氏硬度(HvM)和C浓度(CM)区别回火马氏体和初生马氏体。具体地讲，当所得到的HvM及CM满足下述式1时，判别为回火马氏体，将除此以外的情况判断为初生马氏体。
HvM/(-982.1×CM2+1676×CM+189)≤0.60 式1
在上述式1的左边的分母中代入了马氏体的C浓度(CM)的值(-982.1×CM2+1676×CM+189)表示该C浓度的本来的马氏体的硬度。本实施方式涉及的热轧钢板的金属组织中所含的回火马氏体是通过其后的热处理对热轧后的冷却中生成的马氏体进行回火而生成的组织，通过基于回火而使渗碳体向马氏体晶粒内的析出等，与本来的马氏体相比硬度有所降低。另一方面，本实施方式涉及的热轧钢板中所含的初生马氏体是直到热轧后的冷却后残存的奥氏体在其后的热处理的冷却过程中相变为马氏体而生成的组织，在不被回火的情况下，硬度接近于本来的马氏体的硬度。于是，在本实施方式中，通过求出本来的马氏体的硬度和通过实际测定而得到的马氏体的硬度之比来区别回火马氏体和初生马氏体。
此外，残余奥氏体的体积分数可通过以下方法进行测定。
从钢板的板宽方向的中央部，以与板面平行的断面成为观察面的方式采集试样。在将试样的表面磨削到1/4深度的位置(在镀覆钢板时，距镀层和母材的界面为母材钢板的1/4深度的位置)后，进行化学研磨，然后通过采用Mo管球的X射线衍射，基于下式，由铁素体的(200)的衍射强度Iα(200)、铁素体的(211)的衍射强度Iα(211)、奥氏体的(200)的衍射强度Iγ(220)及(311)的衍射强度Iγ(311)的强度比，求出残余奥氏体的体积分数。下式中的Vγ表示残余奥氏体的体积分数。
Vγ＝0.25×{Iγ(220)/(1.35×Iα(200)+Iγ(220))+Iγ(220)/(0.69×Iα(211)+Iγ(220))+Iγ(311)/(1.5×Iα(200)+Iγ(311))+Iγ(311)/(0.69×Iα(211)+Iγ(311))}
<原奥氏体晶粒的平均纵横尺寸比：低于3.0>
本实施方式涉及的热轧钢板将与轧制方向平行的断面中的原奥氏体晶粒的平均纵横尺寸比设定为低于3.0。如果原奥氏体晶粒的平均纵横尺寸比达到3.0以上，则延展性及韧性的各向异性增大。
<原奥氏体粒径：12μm以上且100μm以下>
本实施方式涉及的热轧钢板优选将与轧制方向平行的断面中的原奥氏体晶粒的粒径(原γ粒径)设定为12μm以上且100μm以下。
如果原奥氏体粒径低于12μm，则有容易残存未再结晶晶粒，组织的均匀性下降的顾虑。另一方面，如果原奥氏体粒径超过100μm，则低温韧性下降。
原奥氏体晶粒的平均纵横尺寸比及粒径可按以下方法求出。
首先，从热轧钢板的板宽方向的中央部，以与轧制方向平行的断面成为观察面的方式采集试样。
对于上述观察面(轧制方向断面)的距钢板表面为板厚1/4深度的位置的组织，采用可现出原奥氏体晶界的腐蚀液(乙醇、2％苦味酸、1％氯化铁(II))进行腐蚀，通过光学显微镜或SEM进行观察，采用图像分析装置等观察100个以上的原奥氏体晶粒，对各原奥氏体晶粒测定粒径及纵横尺寸比。将所得的这些值的平均值作为原奥氏体粒径及平均纵横尺寸比。这里，所谓原奥氏体晶粒的纵横尺寸比，为(纵横尺寸比)＝(轧制方向的长径)/(板厚方向的短径)。
<面积为1.0μm2以上的硫化物中的纵横尺寸比超过3.0的硫化物的比例为1.0％以下>
在与轧制方向平行的断面中，如果面积为1.0μm2以上的硫化物中的纵横尺寸比超过3.0的硫化物的个数的比例超过1.0％，则以这些硫化物为起点而发生孔隙，使延展性或韧性的各向异性增大。此外，当形成纵横尺寸比较大的硫化物时，存在与轧制方向垂直的断面中的维氏硬度之差也增大的倾向。因此，在本实施方式涉及的热轧钢板中，在与轧制方向平行的断面中，将面积为1.0μm2以上的硫化物中的纵横尺寸比超过3.0的硫化物的个数的比例设定为1.0％以下。
之所以将对象设定为面积为1.0μm2以上的硫化物，是因为面积低于1.0μm2的硫化物难以成为孔隙的起点。
在本实施方式涉及的热轧钢板中，硫化物例如为MnS、TiS、CaS等。
纵横尺寸比超过3.0的硫化物的比例可按以下方法求出。
本实施方式中，将硫化物定义为S的质量分数为5％以上的夹杂物。因此，当求出纵横尺寸比超过3.0的硫化物的比例时，首先，从热轧钢板的板宽方向的中央部，以与轧制方向平行的断面成为观察面的方式采集试样。通过SEM观察上述观察面(轧制方向断面)的距钢板表面为板厚的1/4深度的位置的研磨状态的组织，采用SEM附带的EDX测定各夹杂物的组成，判别硫化物，采用图像分析装置等测定硫化物的面积，对面积为1.0μm2以上的硫化物测定纵横尺寸比。通过上述方法对面积为1.0μm2以上的1000个以上的硫化物测定纵横尺寸比，求出纵横尺寸比超过3.0的硫化物的个数比例。这里，所谓硫化物的纵横尺寸比，为(纵横尺寸比)＝(轧制方向的长径)/(板厚方向的短径)。
<与轧制方向平行的断面的板厚中心部中的{211}<011>取向的极密度：3.0以下>
本实施方式涉及的热轧钢板在与轧制方向平行的断面的板厚中心部中，将{211}<011>取向的极密度设定为3.0以下。如果热轧钢板具有{211}<011>取向的极密度超过3.0的织构，则组织各向异性增大，延展性及韧性的各向异性增大。上述极密度优选为2.5以下，更优选为2.0以下。
极密度可通过根据EBSD分析的晶体取向信息来得到，与X射线随机强度比同义。具体地讲，{211}<011>取向的极密度可用以下方法求出。
通过采用由扫描电子显微镜和EBSD分析装置组合而成的装置及AMETEK公司制造的OIM Analysis(注册商标)，通过EBSD分析，在板厚中心部(沿钢板的表面方向及背面方向距板厚中心位置分别为板厚1/10左右的范围)，区别fcc和bcc，测定1000个以上的bcc的晶粒的取向信息，通过采用级数展开法(harmonic series expansion)的ODF分析来求出。
<维氏硬度的最大值和最小值之差即ΔHv：70以下>
本实施方式涉及的热轧钢板在与轧制方向垂直的断面中，维氏硬度的最大值(Hvmax)和最小值(Hvmin)之差即ΔHv(Hvmax-Hvmin)优选为70以下。如果ΔHv增大，则在外力负载时，应力集中在维氏硬度较低的软质部和维氏硬度较高的硬质部的边界，促进龟裂的发生及发展，有时使热轧钢板的扩孔性劣化。特别是在要得到优异的扩孔性时，更优选ΔHv为50以下。
维氏硬度的最大值和最小值之差即ΔHv可通过以下方法进行测定。
从热轧钢板的板宽方向的中央部，以与轧制方向垂直的断面成为测定面的方式采集试验片。对所得到的试验片，按照JIS Z2244：2009以试验力5gf进行维氏硬度试验。对与轧制方向垂直的断面，从钢板的表面至板厚的1/2深度的位置，按0.05mm间距测定维氏硬度。采用该方法，至少对3个试验片进行维氏硬度试验。通过算出各试验片的维氏硬度的最大值的平均值而得到Hvmax。此外，通过算出各试验片的维氏硬度的最小值的平均值而得到Hvmin。通过从所得到的Hvmax中减去Hvmin而得到ΔHv(Hvmax-Hvmin)。
<抗拉强度：980MPa以上>
考虑到对汽车轻量化的贡献，在本实施方式涉及的热轧钢板中，以抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板为前提。抗拉强度优选为990MPa以上，更优选为1080MPa以上，进一步优选为1180MPa以上。
抗拉强度的上限不需要规定，但有如果抗拉强度提高，则拉伸率下降的顾虑，所以也可以将抗拉强度设定为1470MPa以下。或者，也可以设定为1270MPa以下。
此外，在本实施方式涉及的热轧钢板中，以抗拉强度(TS)和扩孔率(λ)之积即TS×λ为38000MPa·％以上作为目标。TS×λ更优选为40000MPa·％以上，进一步优选为50000MPa·％以上。
抗拉强度(TS)可通过对以长度方向与热轧钢板的轧制方向平行或垂直的方式切出的JIS 5号试验片，按照JIS Z2241：2011进行拉伸试验，由所得到的应力-应变曲线来求出。此外，扩孔率可通过按照JIS Z2256：2010进行扩孔试验来测定。
<镀锌层>
本实施方式涉及的热轧钢板也可以在表面具有镀锌层。
本实施方式涉及的热轧钢板所具备的镀锌层可以是通过热浸镀锌而形成的镀锌层(热浸镀锌层)，也可以是通过对镀锌层进行合金化处理而形成的合金化镀锌层。
本实施方式涉及的热轧钢板所具备的镀锌层优选含有低于7.0质量％的Fe，含有0.5～2.0g/m2的Ni。此外，当镀锌层为合金化镀锌层时，优选含有7.0～15.0质量％的Fe，含有0.5～2.0g/m2的Ni。本实施方式中，在不进行合金化处理时和进行合金化处理时，镀锌层中的Fe含量的优选范围不同。
Fe含量：低于7.0质量％或7.0～15.0质量％
首先，对进行合金化处理的情况进行说明。通过对表面具有镀锌层的镀锌钢板实施合金化处理，可使镀层合金化，进一步提高点焊性及涂装性。具体地讲，在将钢板浸渍在热浸镀锌浴中后，通过实施合金化处理，Fe进入到镀锌层中，镀锌层中的Fe浓度达到7.0质量％以上，能够得到点焊性及涂装性优异的合金化热浸镀锌钢板。另一方面，如果Fe含量超过15.0质量％，则镀锌层的附着力劣化，加工时镀锌层断裂脱落，附着在模具上，从而镀锌钢板发生缺陷。所以，优选将通过进行合金化处理而得到的合金化镀锌层中的Fe含量的范围设定为7.0～15.0质量％。更优选为8.0质量％以上或14.0质量％以下。
当不进行合金化处理时，优选镀锌层中的Fe含量低于7.0质量％。即使镀锌层中的Fe含量低于7.0质量％，镀锌钢板的耐蚀性、成形性及扩孔性也优异。不进行合金化处理时的镀锌层中的Fe含量的下限没有特别的限定，但在实际操作上，也可以将下限设定为1.0质量％。通过将合金化处理省略，使经济性及制造性优异。
Ni含量：0.5～2.0g/m2
本实施方式涉及的热轧钢板所具备的镀锌层(包括合金化镀锌层)优选含有0.5～2.0g/m2的Ni。若镀锌层中的Ni含量低于0.5g/m2或超过2.0g/m2，则有时不能充分得到良好的附着力及合金化促进效果。
镀层中的Ni含量可通过预镀Ni等来调整。
Al含量：0.1～1.0质量％
为了控制镀锌浴内的合金化反应而在镀锌浴中添加Al。因此，镀锌层中含有少量的Al。如果镀锌层中的Al含量低于0.1质量％或超过1.0质量％，则不能控制镀锌浴内的合金化反应，有时不能适当地使镀锌层合金化。因此，镀锌层中的Al含量优选为0.1～1.0质量％。
上述的镀锌层中的Fe及Al的含量可通过用添加了缓蚀剂的5％HCl水溶液只将镀锌层溶解除去，通过ICP测定溶解液中的Fe及Al的含量(质量％)来得到。关于镀锌层中的Ni含量(g/m2)，与上述同样可通过测定镀锌层中的Ni含量(质量％)，并测定镀锌层的附着量(g/m2)来得到。
本实施方式涉及的镀锌层的镀层附着量没有特别的限定，但从耐蚀性的观点出发，优选按单面附着量设定为5g/m2以上。
在本实施方式涉及的镀锌钢板上，即使以进一步提高涂装性、焊接性为目的而实施上层镀膜或实施各种处理，例如铬酸盐处理、磷酸盐处理、提高润滑性的处理、提高焊接性的处理等，也不会脱离本发明。
接着对制造条件的限定理由进行说明。
本实施方式涉及的热轧钢板可通过包含以下工序的制造方法来制造。
(I)加热工序，其在将具有规定的化学组成的铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1350℃以上且1400℃以下；
(II)热轧工序，其对所述加热工序后的铸造板坯进行热轧而形成热轧钢板；
(III)卷取工序，其在100℃以下的温度区域对所述热轧工序后的热轧钢板进行卷取。
此外，当进一步减小与轧制方向垂直的断面中的ΔHv时，优选进一步包含以下工序。
(IV)调质轧制工序，其对所述卷取工序后的所述热轧钢板进行拉伸率为0.7％以上的调质轧制；
(V)回火工序，其进行所述调质轧制后的加热到430～560℃的回火处理。
但是，在将热轧钢板设定为表面具有镀锌层的镀锌钢板的情况下，优选取代上述的工序(V)而进行以下的工序(V’)。
(V’)热浸镀锌工序，其在对所述热轧钢板进行了预镀Ni，并以20℃/秒以上的升温速度加热到430～480℃后，进行热浸镀锌。
此外，在将热轧钢板的表面的镀锌层设定为合金化镀锌层的情况下，优选在上述工序(V’)后，进一步进行以下的工序(VI)。
(VI)合金化工序，其在470～560℃对具有镀锌层的热轧钢板进行10～40秒的合金化处理。
以下，对各工序的优选的条件进行说明。
在本实施方式涉及的热轧钢板的制造中，加热工序之前的制造工序没有特别的限定。也就是说，接续采用高炉或电炉等的熔炼，进行各种二次精炼，接着，只要用通常的连续铸造、采用铸锭法的铸造或薄板坯铸造等方法进行铸造即可。在采用连续铸造的情况下，也可以在将铸造板坯一次冷却到低温后，在再次加热后进行热轧，或者也可以不使铸造板坯冷却到低温，在铸造后直接进行热轧。作为原料也可以使用废料。
<加热工序>
加热工序中，将铸造板坯直接或暂且冷却后，加热至1350℃以上且1400℃以下。
若加热温度低于1350℃，则硫化物的溶解不充分，因此残存未溶解的硫化物。该硫化物在热轧时向轧制方向延伸，成为各向异性增大的原因。因此，将加热温度设定为1350℃以上。优选加热温度超过1350℃。
另一方面，如果加热温度超过1400℃，则氧化皮的生成变得剧烈，使表面性状变差，而且晶粒粗大化，使热轧钢板的强度或低温韧性下降。因此，将加热温度设定为1400℃以下。
<热轧工序>
<卷取工序>
热轧工序中，以精轧温度达到1000℃以上的方式对铸造板坯进行轧制，轧制后在0.10秒以内开始冷却(第1冷却)。在第1冷却中，以按100℃/秒以上的平均冷却速度降低50℃以上温度的方式进行冷却。
第1冷却后，在Ar3相变点以上的温度下，进行压下率为5％以上且20％以下的轻压下轧制，然后，以从轻压下轧制的结束至200℃以下的冷却停止温度的平均冷却速度达到50℃/秒以上的方式进行第2冷却。由此将板坯形成热轧钢板。
如果精轧温度低于1000℃，则织构发达，组织的各向异性增大。因此，将精轧温度设定为1000℃以上。
另一方面，如果精轧温度超过1100℃，则晶粒变得粗大。因此优选将精轧温度设定为1100℃以下。
精轧后，如果到冷却开始的时间(精轧结束～冷却开始的时间)超过0.10秒，或第1冷却的平均冷却速度低于100℃/秒，或冷却导致的温度下降量低于50℃，则得不到所期望的硫化物，韧性下降。因此，第1冷却中，精轧后在0.10秒以内开始冷却，以100℃/秒以上的平均冷却速度冷却50℃以上(温度下降达到50℃以上)。第1冷却中，由于在Ar3相变点温度以上进行接续进行的轻压下，所以优选将冷却停止温度设定为Ar3相变点以上。第1冷却的平均冷却速度的上限不需要限定，但考虑到设备等，也可以设定为1000℃/秒以下。
当精轧后在0.10秒以内进行冷却时，例如可例示出采用串列式轧机的机架间的冷却装置进行冷却等的方法。
本实施方式中，通过后述的轻压下而使硫化物微细地析出。如果在轻压下工序之前硫化物析出，则通过压下使硫化物延展，纵横尺寸比增大，所以通过控制轧制及第1冷却来控制硫化物在轻压下工序之前不会析出。
在本实施方式涉及的热轧钢板的制造方法中，在上述的第1冷却结束后，为了使硫化物微细地析出，在Ar3相变点以上的温度下，进行压下率为5％以上且20％以下的轧制(轻压下轧制)。
如果轻压下轧制温度低于Ar3相变点，则生成铁素体。所以，为了抑制铁素体的生成而将轻压下轧制温度设定为Ar3相变点以上。此外，若轻压下轧制的压下率低于5％，则不能充分得到使硫化物微细析出的效果，如果压下率超过20％，则各向异性增大。因此，将轻压下轧制的压下率设定为5％以上且20％以下。
这里，Ar3相变点可通过采用富士电波工机(株)公司制造的全自动相变记录测定装置等，在对规定形状的试验片进行了950℃×30分钟的加热后，以30℃/秒的速度进行冷却，测定膨胀曲线来测定。
在进行了轻压下轧制后，以从轻压下轧制结束温度至200℃以下的平均冷却速度达到50℃/秒以上的方式，冷却到卷取温度，在100℃以下的温度区域进行卷取。如果从轧制结束温度至200℃以下的温度的冷却速度低于50℃/秒、或卷取温度(冷却停止温度)超过100℃，则大量生成残余奥氏体、铁素体或贝氏体，不能将马氏体的体积分数设定为99％以上。
<调质轧制工序>
卷取后，也可以以钢板的形状矫正、屈服点伸长的防止及板厚方向的硬度分布的均质化为目的，进行调质轧制。从形状矫正及屈服点伸长的防止的观点出发，优选拉伸率为0.2％以上。此外，从板厚方向的硬度分布的均质化的观点出发，优选拉伸率为0.7％以上。若拉伸率低于0.7％，则不能充分得到上述效果。另一方面，如果拉伸率超过3.0％，则屈服比大幅度增大，而且拉伸率劣化，所以当进行调质轧制时，优选将拉伸率设定为3.0％以下。
调质轧制时的拉伸率例如可从入口侧开卷机的转速和出口侧张力卷取辊的转速之差来求出。
<酸洗工序>
为了将热轧时生成的氧化皮除去，也可以根据需要，在热轧后或调质轧制后进行酸洗。当进行酸洗时，酸洗条件以公知的条件为宜。
<回火工序>
本实施方式涉及的热轧钢板在将ΔHv控制在50以下的情况下，且在不形成镀锌层的情况下，在进行了调质轧制后、或在调质轧制后进行了酸洗后，优选进行加热到430～560℃的温度区域的回火处理。
若加热温度低于430℃，则回火不充分，因此得不到所期望的组织。另一方面，如果加热温度超过560℃，则残余奥氏体分解生成铁素体及渗碳体，因而使最终得到的钢板的金属组织为不均质的组织，板厚方向的硬度分布变得不均质。
<镀锌工序>
本实施方式涉及的热轧钢板在将ΔHv控制在50以下的情况下，且在表面形成镀锌层的情况下，在进行了调质轧制后、或在调质轧制后进行了酸洗后，取代上述的回火工序而进行镀锌工序。在该镀锌工序中，首先进行预镀Ni，在进行了预镀Ni后，在以20℃/秒以上的平均升温速度加热到430～480℃的温度区域后，例如通过在热浸镀锌浴中进行镀锌而得到镀锌钢板。这里所说的温度为钢板的表面温度。
若进行热浸镀锌之前的平均升温速度低于20℃/秒，则通过调质轧制而导入的应变被缓和，得不到促进合金化的效果。若进行热浸镀锌之前的加热温度低于430℃，则在热浸镀锌时容易发生镀覆不上。如果进行热浸镀锌之前的加热温度超过480℃，则通过调质轧制而导入的应变被缓和，得不到促进合金化的效果。此外，有时抗拉强度下降。不进行合金化的情况与进行合金化的情况相比，冲压成形性、焊接性、涂装耐蚀性较差。
预镀Ni的方法可以是电镀、浸镀、喷镀中的任一种，镀层附着量优选为1.0～4.0g/m2左右。在不进行预镀Ni的情况下，得不到促进合金化的效果，不得不提高合金化温度，所以不能得到在镀锌钢板中提高扩孔性的效果。
<合金化工序>
也可以根据需要，对镀锌后的热轧钢板进行在470～560℃的温度区域保持10～40秒的合金化处理。由此，通过提高镀锌层中的Fe浓度，使其在7.0质量％以上，能够进一步提高镀锌钢板的点焊性及涂装性。若合金化处理时的温度低于470℃，则合金化并不充分。如果合金化处理时的温度超过560℃，则残余奥氏体分解生成渗碳体，因而得不到规定的显微组织，使延展性及强度下降。此外，有时得不到充分的扩孔性。关于进行合金化处理的时间，可通过与合金化温度的平衡来决定，但优选为10～40秒的范围。若进行合金化处理的时间低于10秒，则难以进行合金化，如果超过40秒，则残余奥氏体分解产生渗碳体，因而得不到规定的显微组织，有时不能得到充分提高扩孔性的效果。
在回火工序或镀锌工序或合金化工序后，也可以以最终得到的热轧钢板的形状矫正及屈服点伸长的防止为目的，进一步进行拉伸率为0.2～1.0％的调质轧制。若拉伸率低于0.2％，则不能充分得到上述效果，如果拉伸率超过1.0％，则屈服比大幅度增大，而且拉伸率劣化。
实施例
以下，通过实施例对本发明的效果更具体地进行说明。这些实施例是用于确认本发明的效果的一个例子，并不限定本发明。
铸造表1-1、表1-2所示的化学组成的钢，按表2-1、表2-2、表4-1、表4-2、表6-1～表6-4所示的条件进行加热、轧制、第1冷却、轻压下轧制、第2冷却、卷取处理。表6-1～表6-4中的加热温度表示铸坯的加热温度，轧制结束温度表示第1冷却前的热轧的精轧温度。
然后，通过对表2-1、表2-2的No.1～24，按表2-2所示的条件进行调质轧制、预镀Ni、热浸镀锌及合金化处理，得到了表3-1、表3-2所示的镀锌热轧钢板(合金化热浸镀锌热轧钢板)。
此外，通过对表4-1、表4-2的No.25～46，按表4-1、表4-2所示的条件，进行调质轧制、预镀Ni及热浸镀锌(按一面45g/m2在两面进行)，得到了表5-1、表5-2所示的镀锌热轧钢板(热浸镀锌热轧钢板)。
此外，关于表6-1～表6-4的No.47～88，通过对一部分钢板按表6-1～表6-4所示的条件进行调质轧制及回火处理，得到了表7-1～表7-4所示的热轧钢板(未镀锌的热轧钢板)。
最终得到的镀锌热轧钢板及热轧钢板都是板厚为5.0mm。此外，最终得到的镀锌热轧钢板及热轧钢板的原奥氏体粒径除No.13、No.37、No.59、No.81以外，都在12μm以上且100μm以下的范围内。No.13、No.37、No.59、No.81的原奥氏体粒径超过100μm。
对所得到的热浸镀锌热轧钢板或热轧钢板的马氏体(初生马氏体及回火马氏体)、残余奥氏体、铁素体及其它各组织分数、原奥氏体晶粒的平均纵横尺寸比、原奥氏体粒径、面积为1.0μm2以上的硫化物中的纵横尺寸比超过3.0的硫化物的比例、{211}<011>取向的极密度、维氏硬度的最大值和最小值之差即ΔHv以及镀锌层的Fe含量、Ni含量及Al含量，按照上述方法进行了评价。
此外，作为机械特性，按照JIS Z2241：2011，从L方向(轧制方向)及C方向(与轧制方向垂直的方向)采集JIS 5号拉伸试验片，进行了拉伸试验。由拉伸试验的应力-应变曲线，求出了抗拉强度(TS)、总拉伸率(EL)。
通过从L方向及C方向采集5mm宽(×10mm×55mm长)的小尺寸V型缺口夏比试验片，按照JIS Z2242：2018进行夏比试验，从而评价了韧性。
只要抗拉强度(L方向及C方向)为980MPa以上、总拉伸率为10.0％以上、-40℃下的夏比吸收能(vE-40℃)(L方向及C方向)为50J/cm2以上，就判断为具有高强度，且具有优异的延展性、优异的韧性。
此外，只要C方向的抗拉强度(TS)和扩孔率(λ)之积为TS(MPa)×λ(％)≥38000MPa·％，就判断为具有良好的扩孔性，只要为TS(MPa)×λ(％)≥40000MPa·％，就判断为具有优异的扩孔性。
此外，关于各个特性值，只要L方向的值相对于C方向的值之比(L方向的值/C方向的值)为0.90以上且1.10以下，就判断为各向异性小。
对镀层外观通过肉眼观察判定了镀覆不上的有无。在通过肉眼没有观察到镀覆不上时，作为镀层外观优异判定为合格。当有镀覆不上时，作为镀覆钢板的实用性较差判定为不合格。
关于镀锌层的附着力，对进行了圆筒深拉深试验(冲头直径：40mm、BHF(BlankHolder Force)：1ton、拉深比：2.0)的试样，在用溶剂脱脂后，对侧面进行带剥离，测定了带的黑化度。关于黑化度，测定亮度(L值)，将与空白带的L值之差异作为黑化度。将黑化度低于30％时判定为合格，在表中的附着力一栏中记载为“OK”。将黑化度为30％以上时判定为不合格，在表中的附着力一栏中记载为“NG”。
表3-1、表3-2、表5-1、表5-2、表7-1～表7-4中示出了各自的结果。
表3-2、表5-2中所示的Fe含量，表示镀锌层中的Fe含量。在进行了合金化处理的表3-1、表3-2的合金化热浸镀锌钢板(本发明例)中，Fe含量达到7.0～15.0质量％，表示充分进行了合金化。在没有进行合金化处理的表5-1、表5-2的热浸镀锌钢板(本发明例)中，Fe含量低于7.0质量％。
表1-1
(注)下划线为本发明的范围外的条件。
表1-2
(注)下划线为本发明的范围外的条件。
/>
/>
/>
/>
/>
/>
/>
/>
/>
/>
/>
/>
/>
/>
/>
由表1-1～表7-4得知：本发明例的钢板都得到了目标的特性。另一方面，还得知化学组成或制造方法在本发明的范围外的比较例，任1个以上的特性较差。

Claims (14)

1.一种热轧钢板，其特征在于：所具有的化学组成以质量％计含有：
C：0.08～0.25％、
Si：0.01～1.00％、
Mn：0.8～2.0％、
P：0.020％以下、
S：0.001～0.010％、
Al：0.005～1.000％、
N：0.0010～0.0100％、
Ti：0.005～0.30％、
Ca：0.0005～0.0100％、
Nb：0～0.30％、
V：0～0.50％、
Cr：0～3.0％、
Mo：0～3.0％、
Ni：0～5.0％、
Cu：0～3.0％、
B：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、
Zr：0～0.0500％、
REM：0～0.050％，
剩余部分包含Fe及杂质；
显微组织以体积分数计含有99％以上的马氏体，剩余部分组织包含残余奥氏体和铁素体，
在与轧制方向平行的断面中，
原奥氏体晶粒的平均纵横尺寸比低于3.0，
面积为1.0μm2以上的硫化物中的纵横尺寸比超过3.0的硫化物的个数的比例为1.0％以下，
在板厚中心部中{211}<011>取向的极密度为3.0以下，
抗拉强度TS为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于：所述抗拉强度TS为1180MPa以上。
3.根据权利要求2所述的热轧钢板，其特征在于：回火马氏体的体积分数低于5％。
4.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于：在与轧制方向垂直的断面中，维氏硬度的最大值和最小值之差即ΔHv为50以下。
5.根据权利要求4所述的热轧钢板，其特征在于：初生马氏体的体积分数低于3％。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的热轧钢板，其特征在于：表面具有镀锌层。
7.根据权利要求6所述的热轧钢板，其特征在于：所述镀锌层为合金化镀锌层。
8.根据权利要求1～5中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自以下元素中的1种或2种以上：
Nb：0.005～0.30％、
V：0.01～0.50％、
Cr：0.05～3.0％、
Mo：0.05～3.0％、
Ni：0.05～5.0％、
Cu：0.10～3.0％、
B：0.0003～0.0100％、
Mg：0.0005～0.0100％、
Zr：0.0010～0.0500％、
REM：0.0010～0.050％。
9.根据权利要求6所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自以下元素中的1种或2种以上：
Nb：0.005～0.30％、
V：0.01～0.50％、
Cr：0.05～3.0％、
Mo：0.05～3.0％、
Ni：0.05～5.0％、
Cu：0.10～3.0％、
B：0.0003～0.0100％、
Mg：0.0005～0.0100％、
Zr：0.0010～0.0500％、
REM：0.0010～0.050％。
10.根据权利要求7所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自以下元素中的1种或2种以上：
Nb：0.005～0.30％、
V：0.01～0.50％、
Cr：0.05～3.0％、
Mo：0.05～3.0％、
Ni：0.05～5.0％、
Cu：0.10～3.0％、
B：0.0003～0.0100％、
Mg：0.0005～0.0100％、
Zr：0.0010～0.0500％、
REM：0.0010～0.050％。
11.一种热轧钢板的制造方法，其是制造权利要求1～3中任一项所述的热轧钢板的方法，其特征在于，所述制造方法具备以下工序：
加热工序，其将铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1350℃以上且1400℃以下，所述铸造板坯所具有的化学组成以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.8～2.0％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Al：0.005～1.000％、N：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.30％、Ca：0.0005～0.0100％、Nb：0～0.30％、V：0～0.50％、Cr：0～3.0％、Mo：0～3.0％、Ni：0～5.0％、Cu：0～3.0％、B：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0500％、REM：0～0.050％，剩余部分包含Fe及杂质；
热轧工序，其对所述加热工序后的所述铸造板坯进行热轧而形成热轧钢板；以及
卷取工序，其在100℃以下的温度区域对所述热轧工序后的所述热轧钢板进行卷取；
在所述热轧工序中，
对所述铸造板坯以精轧温度达到1000℃以上的方式进行轧制，
在所述轧制结束后，以在0.10秒以内开始冷却、同时以100℃/秒以上的平均冷却速度降低50℃以上的温度的方式进行第1冷却，
在所述第1冷却后，在Ar3相变点以上的温度下进行压下率为5％以上且20％以下的轻压下轧制，
以从所述轻压下轧制结束至200℃以下的平均冷却速度达到50℃/秒以上的方式进行第2冷却。
12.一种热轧钢板的制造方法，其是制造权利要求4或5所述的热轧钢板的方法，其特征在于，所述制造方法具备以下工序：
加热工序，其将铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1350℃以上且1400℃以下，所述铸造板坯所具有的化学组成以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.8～2.0％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Al：0.005～1.000％、N：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.30％、Ca：0.0005～0.0100％、Nb：0～0.30％、V：0～0.50％、Cr：0～3.0％、Mo：0～3.0％、Ni：0～5.0％、Cu：0～3.0％、B：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0500％、REM：0～0.050％，剩余部分包含Fe及杂质；
热轧工序，其对所述加热工序后的所述铸造板坯进行热轧而形成热轧钢板；
卷取工序，其在100℃以下的温度区域对所述热轧工序后的所述热轧钢板进行卷取；
调质轧制工序，其对所述卷取工序后的所述热轧钢板进行拉伸率为0.7％以上的调质轧制；以及
回火工序，其进行所述调质轧制后的加热到430～560℃的回火处理；
在所述热轧工序中，
对所述铸造板坯以精轧温度达到1000℃以上的方式进行轧制，
在所述轧制结束后，以在0.10秒以内开始冷却、同时以100℃/秒以上的平均冷却速度降低50℃以上的温度的方式进行第1冷却，
在所述第1冷却后，在Ar3相变点以上的温度下进行压下率为5％以上且20％以下的轻压下轧制，
以从所述轻压下轧制结束至200℃以下的平均冷却速度达到50℃/秒以上的方式进行第2冷却。
13.一种热轧钢板的制造方法，其是制造权利要求6所述的热轧钢板的方法，其特征在于，所述制造方法具备以下工序：
加热工序，其将铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1350℃以上且1400℃以下，所述铸造板坯所具有的化学组成以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.8～2.0％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Al：0.005～1.000％、N：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.30％、Ca：0.0005～0.0100％、Nb：0～0.30％、V：0～0.50％、Cr：0～3.0％、Mo：0～3.0％、Ni：0～5.0％、Cu：0～3.0％、B：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0500％、REM：0～0.050％，剩余部分包含Fe及杂质；
热轧工序，其对所述加热工序后的所述铸造板坯进行热轧而形成热轧钢板；
卷取工序，其在100℃以下的温度区域对所述热轧工序后的所述热轧钢板进行卷取；
调质轧制工序，其对所述卷取工序后的所述热轧钢板进行拉伸率为0.7％以上的调质轧制；以及
镀锌工序，其对所述热轧钢板进行预镀Ni，在以20℃/秒以上的升温速度加热到430～480℃后，进行镀锌；
在所述热轧工序中，
对所述铸造板坯以精轧温度达到1000℃以上的方式进行轧制，
在所述轧制结束后，以在0.10秒以内开始冷却、同时以100℃/秒以上的平均冷却速度降低50℃以上的温度的方式进行第1冷却，
在所述第1冷却后，在Ar3相变点以上的温度下进行压下率为5％以上且20％以下的轻压下轧制，
以从所述轻压下轧制结束至200℃以下的平均冷却速度达到50℃/秒以上的方式进行第2冷却。
14.一种热轧钢板的制造方法，其是制造权利要求7所述的热轧钢板的方法，其特征在于，所述制造方法具备以下工序：
加热工序，其将铸造板坯直接或暂且冷却后加热至1350℃以上且1400℃以下，所述铸造板坯所具有的化学组成以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.00％、Mn：0.8～2.0％、P：0.020％以下、S：0.001～0.010％、Al：0.005～1.000％、N：0.0010～0.0100％、Ti：0.005～0.30％、Ca：0.0005～0.0100％、Nb：0～0.30％、V：0～0.50％、Cr：0～3.0％、Mo：0～3.0％、Ni：0～5.0％、Cu：0～3.0％、B：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、Zr：0～0.0500％、REM：0～0.050％，剩余部分包含Fe及杂质；
热轧工序，其对所述加热工序后的所述铸造板坯进行热轧而形成热轧钢板；
卷取工序，其在100℃以下的温度区域对所述热轧工序后的所述热轧钢板进行卷取；
调质轧制工序，其对所述卷取工序后的所述热轧钢板进行拉伸率为0.7％以上的调质轧制；
镀锌工序，其对所述热轧钢板进行预镀Ni，在以20℃/秒以上的升温速度加热到430～480℃后，进行镀锌；以及
合金化工序，其在所述镀锌工序后，在470～560℃进行10～40秒的合金化处理；
在所述热轧工序中，
对所述铸造板坯以精轧温度达到1000℃以上的方式进行轧制，
在所述轧制结束后，以在0.10秒以内开始冷却、同时以100℃/秒以上的平均冷却速度降低50℃以上的温度的方式进行第1冷却，
在所述第1冷却后，在Ar3相变点以上的温度下进行压下率为5％以上且20％以下的轻压下轧制，
以从所述轻压下轧制结束至200℃以下的平均冷却速度达到50℃/秒以上的方式进行第2冷却。
CN202180008517.3A 2020-01-30 2021-01-29 热轧钢板及其制造方法 Active CN114929918B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020013713 2020-01-30
JP2020-013713 2020-01-30
JP2020-047558 2020-03-18
JP2020047558 2020-03-18
PCT/JP2021/003289 WO2021153746A1 (ja) 2020-01-30 2021-01-29 熱延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN114929918A CN114929918A (zh) 2022-08-19
CN114929918B true CN114929918B (zh) 2023-12-26

Family

ID=77078251

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202180008517.3A Active CN114929918B (zh) 2020-01-30 2021-01-29 热轧钢板及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20230034898A1 (zh)
EP (1) EP4098763A4 (zh)
JP (1) JP7372560B2 (zh)
KR (1) KR20220108810A (zh)
CN (1) CN114929918B (zh)
MX (1) MX2022008303A (zh)
WO (1) WO2021153746A1 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024058096A1 (ja) * 2022-09-12 2024-03-21 日本製鉄株式会社 高強度熱延鋼板

Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH108138A (ja) * 1996-06-14 1998-01-13 Kawasaki Steel Corp 超微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法
JP2011052321A (ja) * 2009-08-06 2011-03-17 Jfe Steel Corp 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN102046829A (zh) * 2008-05-26 2011-05-04 新日本制铁株式会社 低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板及其制造方法
JP2011208257A (ja) * 2010-03-30 2011-10-20 Jfe Steel Corp 高強度鉄筋用鋼材およびその製造方法
CN102301026A (zh) * 2009-01-30 2011-12-28 杰富意钢铁株式会社 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
CN105121684A (zh) * 2013-04-04 2015-12-02 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
JP2016211073A (ja) * 2015-05-12 2016-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2017057472A (ja) * 2015-09-17 2017-03-23 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP2017179540A (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2019009410A1 (ja) * 2017-07-07 2019-01-10 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP6468410B1 (ja) * 2017-08-09 2019-02-13 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
CN109642292A (zh) * 2016-08-31 2019-04-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2019216269A1 (ja) * 2018-05-07 2019-11-14 日本製鉄株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS52131258A (en) 1976-04-27 1977-11-04 Sanki Tetsukou Kk Process of screen
JP5895772B2 (ja) 2012-09-03 2016-03-30 新日鐵住金株式会社 外観に優れ、靭性と降伏強度の等方性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2020013713A (ja) 2018-07-19 2020-01-23 本田技研工業株式会社 正極活物質、および正極活物質の製造方法
JP2020047558A (ja) 2018-09-21 2020-03-26 東芝ライテック株式会社 放電ランプおよび紫外線照射装置

Patent Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH108138A (ja) * 1996-06-14 1998-01-13 Kawasaki Steel Corp 超微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法
CN102046829A (zh) * 2008-05-26 2011-05-04 新日本制铁株式会社 低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板及其制造方法
CN102301026A (zh) * 2009-01-30 2011-12-28 杰富意钢铁株式会社 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
JP2011052321A (ja) * 2009-08-06 2011-03-17 Jfe Steel Corp 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2011208257A (ja) * 2010-03-30 2011-10-20 Jfe Steel Corp 高強度鉄筋用鋼材およびその製造方法
CN105121684A (zh) * 2013-04-04 2015-12-02 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
JP2016211073A (ja) * 2015-05-12 2016-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2017057472A (ja) * 2015-09-17 2017-03-23 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP2017179540A (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
CN109642292A (zh) * 2016-08-31 2019-04-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2019009410A1 (ja) * 2017-07-07 2019-01-10 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP6468410B1 (ja) * 2017-08-09 2019-02-13 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2019216269A1 (ja) * 2018-05-07 2019-11-14 日本製鉄株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Effect of Calcium and Magnesium Treatment on Steel Weldability;WILSON R.K.;WELDING JOURNAL;第61卷(第6期);182-188 *

Also Published As

Publication number Publication date
WO2021153746A1 (ja) 2021-08-05
KR20220108810A (ko) 2022-08-03
EP4098763A1 (en) 2022-12-07
JP7372560B2 (ja) 2023-11-01
US20230034898A1 (en) 2023-02-02
CN114929918A (zh) 2022-08-19
MX2022008303A (es) 2022-08-08
EP4098763A4 (en) 2022-12-28
JPWO2021153746A1 (zh) 2021-08-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4635525B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4725415B2 (ja) 熱間プレス用鋼板および熱間プレス鋼板部材ならびにそれらの製造方法
EP2243852B1 (en) High-strength hot-dip zinc coated steel sheet excellent in workability and process for production thereof
JP5447741B1 (ja) 鋼板、めっき鋼板、及びそれらの製造方法
CN109154045B (zh) 镀覆钢板及其制造方法
JP3887308B2 (ja) 高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
EP2816129B1 (en) Cold-rolled steel sheet, plated steel sheet, and method for manufacturing the same
JP5884476B2 (ja) 曲げ加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP4501699B2 (ja) 深絞り性と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
CN108603262B (zh) 高屈服比型高强度镀锌钢板及其制造方法
WO2016157258A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP4407449B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7140302B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2020203943A1 (ja) 亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN114929918B (zh) 热轧钢板及其制造方法
CN113544299A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP7216933B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN114585758B (zh) 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法
JP7226672B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7226673B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
EP4379083A1 (en) Steel sheet and method for producing same
JP7140301B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP2002317245A (ja) プレス加工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
JP7151737B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法
CN116897217A (zh) 钢板、构件和它们的制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant