CN115003835B - 热轧钢板 - Google Patents

热轧钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN115003835B
CN115003835B CN202080093969.1A CN202080093969A CN115003835B CN 115003835 B CN115003835 B CN 115003835B CN 202080093969 A CN202080093969 A CN 202080093969A CN 115003835 B CN115003835 B CN 115003835B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
steel sheet
hot
rolled steel
crystal orientation
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
CN202080093969.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115003835A (zh
Inventor
首藤洋志
筒井和政
安藤洵
林宏太郎
榊原章文
小林骏介
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 CN115003835A publication Critical patent/CN115003835A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115003835B publication Critical patent/CN115003835B/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
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite

Abstract

该热轧钢板具有规定的化学组成，在金属组织中，以面积％计残留奥氏体低于3.0％，铁素体为15.0％以上且低于60.0％，珠光体低于5.0％，以<110>方向作为轴，晶体取向差为60°的晶界的长度L60与晶体取向差为7°的晶界的长度L7之比即L60/L7为0.60以上，Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，抗拉强度为980MPa以上。

Description

热轧钢板
技术领域
本发明涉及热轧钢板。具体而言，涉及通过压制加工等而成形为各种形状来利用的热轧钢板、特别是为高强度并且延展性及剪切加工性优异的热轧钢板。
本申请基于2020年1月27日在日本申请的特愿2020-010944号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，在众多领域中致力于二氧化碳气体排放量的削减。在汽车制造商中也在积极地进行以低燃耗化为目的的车身轻量化的技术开发。但是，为了确保乘客的安全，将重点也放在耐碰撞特性的提高上，因此车身轻量化并不容易。
为了兼顾车身轻量化与耐碰撞特性，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。
由于对于汽车构件有各种加工样式，因此所要求的成形性根据所适用的构件不同而异，其中延展性被定位为成形性的重要指标。
此外，汽车构件通过压制成形来成形，但该压制成形的坯料板大多通过生产率高的剪切加工来制造。就通过剪切加工而制造的坯料板而言，需要剪切加工后的端面精度优异。
关于延展性提高的技术，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，其在平均晶体粒径为10μm以下的铁素体中分散有平均晶体粒径为5μm以下的残留奥氏体。就在金属组织中包含残留奥氏体的钢板而言，虽然在加工中奥氏体发生马氏体相变，通过相变致塑性而显示出大的伸长率，但是由于生成硬质的马氏体而使扩孔性受损。在专利文献1中公开了通过将铁素体及残留奥氏体微细化，从而不仅延展性提高，而且扩孔性也提高。
在专利文献2中公开了一种延展性及拉伸凸缘性优异的抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板，其在晶粒内微细地分散有由残留奥氏体和/或马氏体形成的第二相。
关于剪切加工性提高的技术，例如在专利文献3中公开了一种技术，其通过将表层的铁素体粒径ds与内部的铁素体晶粒db之比ds/db控制为0.95以下，从而控制冲裁后的飞翅高度。
在专利文献4中公开了一种技术，其通过降低P的含量来改善板端面的剥离、翘尾。
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：日本特开平10-168544号公报
专利文献4：日本特开2005-298924号公报
发明内容
发明所要解决的课题
专利文献1～4中公开的技术都是使延展性或剪切加工后的端面性状中的任一者提高的技术。但是，在专利文献1～3中对于兼顾这些特性的技术并未提及。在专利文献4中，对于剪切加工性与压制成形性的兼顾有所提及。但是，专利文献4中公开的钢板的强度由于低于850MPa，因此有可能难以适用于980MPa以上的高强度的构件。
此外，特别是就980MPa以上的高强度钢板而言，存在下述课题：剪切面在剪切加工后的端面中所占的比率不稳定、切断端面的精度不均。
本发明是鉴于现有技术的上述课题而进行的，目的是提供具有高强度、并且具有优异的延展性及剪切加工性的热轧钢板。
用于解决课题的手段
本发明的发明者们鉴于上述的课题，对热轧钢板的化学组成及金属组织与机械特性的关系反复进行了深入研究。其结果是得到以下的认识(a)～(h)，从而完成了本发明。
需要说明的是，所谓具有优异的剪切加工性是表示剪切面在剪切加工后的端面中所占的比率(以下，有时记载为剪切面比率)稳定(剪切面比率的变化量小)。
此外，所谓具有优异的强度或高强度是表示抗拉强度为980MPa以上。
(a)为了得到优异的抗拉(最大)强度，优选利用硬质的组织。即，优选在组织中包含马氏体、回火马氏体和/或贝氏体。
(b)但是，由于硬质的组织是延展性不足的组织，因此仅单纯制成以它们作为主体的金属组织时，无法确保优异的延展性。
(c)为了使高强度的热轧钢板也兼具优异的延展性，含有适量延展性高的铁素体是有效的。
(d)由于铁素体一般是软质的，因此为了得到所期望的强度，需要利用Ti、Nb、V等作为析出强化元素。因此，在热轧工艺中实施中间空气冷却而得到适宜量的析出强化铁素体是有效的。
(e)硬质的组织一般在600℃以下的相变中形成，但在该温度区域中会大量地形成晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界及晶体取向差以<110>方向作为轴为7°的晶界。
(f)在生成晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界时，不易在硬质组织中蓄积位错。在硬质相中，就这样的晶界的密度高、并且均匀地分散(即晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界的合计的长度大)的金属组织而言，在剪切加工时不易在硬质组织中蓄积位错，不易从硬质组织内部产生龟裂。其结果是，即使在剪切工具的刃尖附近偶尔存在硬质相，也不易产生龟裂，剪切面的比率保持恒定、即剪切面的比率稳定化。
(g)为了使晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界在硬质相中均匀地分散，需要将Mn浓度的标准偏差设定为一定值以下。为了将Mn浓度的标准偏差设定为一定值以下，下述步骤是有效的：在板坯加热时在700～850℃的温度区域中保持900秒以上，之后进一步进行加热，在1100℃以上的温度区域中保持6000秒以上，并且在850～1100℃的温度区域中进行合计成为90％以上的板厚减少那样的热轧。
(h)为了增大晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界的长度、并且减少晶体取向差以<110>方向作为轴为7°的晶界的长度，以400～600℃进行卷取是有效的。
基于上述认识而进行的本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一个方案的热轧钢板的化学组成以质量％计含有：
C：0.050～0.250％、
Si：0.05～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
Ti、Nb及V中的1种或2种以上：合计为0.060～0.500％、
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、
Cu：0～2.00％、
Cr：0～2.00％、
Mo：0～1.00％、
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：合计为0～1.00％、以及
Sn：0～0.050％，
剩余部分包含Fe及杂质，
金属组织以面积％计：
残留奥氏体低于3.0％，
铁素体为15.0％以上且低于60.0％，
珠光体低于5.0％，
以<110>方向作为轴，晶体取向差为60°的晶界的长度L60与晶体取向差为7°的晶界的长度L7之比即L60/L7为0.60以上，
Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，
抗拉强度为980MPa以上。
(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其中，表层的平均晶体粒径也可以低于3.0μm。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热轧钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：
Cu：0.01～2.00％、
Cr：0.01～2.00％、
Mo：0.01～1.00％、
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％、及
Bi：0.0005～0.020％。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够得到具有优异的强度、延展性及剪切加工性的热轧钢板。此外，根据本发明的上述优选的方案，能够得到具有上述诸特性、进而抑制了弯曲内开裂的产生、即耐弯曲内开裂性优异的热轧钢板。
本发明的上述方案的热轧钢板适宜作为汽车构件、机械结构构件以及建筑构件中使用的工业用原材料。
附图说明
图1是用于说明剪切面在剪切加工后的端面中所占的比率的测定方法的图。
具体实施方式
对于本实施方式的热轧钢板(以下，有时简记为钢板)的化学组成及金属组织，以下更具体地进行说明。但是，本发明不仅限于本实施方式中公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种变更。
以下，对于夹有“～”所记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在该范围内。对于表示为“低于”或“超过”的数值，该值不包含在数值范围内。
在以下的说明中，关于热轧钢板的化学组成的“％”只要没有特别指定则为“质量％”。
1.化学组成
本实施方式的热轧钢板以质量％计包含C：0.050～0.250％、Si：0.05～3.00％、Mn：1.00～4.00％、Ti、Nb及V中的1种或2种以上：合计为0.060～0.500％、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、以及剩余部分：Fe及杂质。以下对各元素进行详细说明。
(1-1)C：0.050～0.250％
C会使硬质相的面积分率上升，并且通过与Ti、Nb、V等析出强化元素结合，使铁素体的强度上升。C含量低于0.050％时，变得难以得到所期望的强度。因此，C含量设定为0.050％以上。C含量优选为0.060％以上，更优选为0.070％以上。
另一方面，C含量超过0.250％时，由于铁素体的面积分率降低，使得热轧钢板的延展性降低。因此，C含量设定为0.250％以下。C含量优选为0.150％以下、低于0.150％、0.130％以下。
(1-2)Si：0.05～3.00％
Si具有下述作用：促进铁素体的生成从而提高热轧钢板的延展性；和将铁素体固溶强化而使热轧钢板的强度上升。此外，Si具有通过脱氧来将钢健全化(抑制在钢中产生气孔等缺陷)的作用。Si含量低于0.05％时，无法得到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0.30％以上、0.50％以上、0.80％以上。
但是，Si含量超过3.00％时，热轧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，更优选为2.50％以下。
(1-3)Mn：1.00～4.00％
Mn具有抑制铁素体相变从而将热轧钢板高强度化的作用。Mn含量低于1.00％时，无法得到980MPa以上的抗拉强度。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，起因于Mn的偏析，硬质相中的晶粒的角度差变得不均匀，剪切面比率变得不稳定。因此，Mn含量设定为4.00％以下。Mn含量优选为3.70％以下、3.50％以下。
(1-4)Ti、Nb及V中的1种或2种以上：合计为0.060～0.500％
Ti、Nb及V是下述元素：作为碳化物及氮化物在钢中微细析出，通过析出强化来提高钢的强度。此外，它们是下述元素：通过形成上述碳化物来固定C、抑制对剪切加工性有害的渗碳体的生成。为了得到这些效果，将Ti、Nb及V的含量的合计设定为0.060％以上。需要说明的是，不需要含有Ti、Nb及V的全部，只要包含任1种即可。可以包含Ti、Nb及V中的1种且其含量为0.060％以上，也可以含有Ti、Nb及V中的2种以上且它们的含量的合计为0.060％以上。Ti、Nb及V的合计的含量优选为0.080％以上。
另一方面，如果Ti、Nb及V的含量的合计超过0.500％，则加工性劣化。因此，将Ti、Nb及V的含量的合计设定为0.500％以下。优选为0.300％以下，更优选为0.250％以下。
(1-5)sol.Al：0.001～2.000％
Al与Si同样地具有下述作用：通过脱氧来将钢健全化，并且促进铁素体的生成、提高热轧钢板的延展性。sol.Al含量低于0.001％时无法得到由上述作用带来的效果。因此，sol.Al含量设定为0.001％以上。sol.Al含量优选为0.010％以上、0.030％以上。
另一方面，sol.Al含量超过2.000％时，上述效果饱和，并且在经济上不是优选的，因此sol.Al含量设定为2.000％以下。sol.Al含量优选为1.500％以下、1.000％以下、0.500％以下、0.100％以下。
需要说明的是，在本实施方式中所谓sol.Al是指酸可溶性Al，表示以固溶状态存在于钢中的固溶Al。
(1-6)P：0.100％以下
P一般是作为杂质被含有的元素，但也是具有通过固溶强化来提高热轧钢板的强度的作用的元素。因此，也可以积极地含有P，但P是容易偏析的元素，如果P含量超过0.100％，则起因于晶界偏析引起的延展性的降低变得显著。因此，P含量设定为0.100％以下。P含量优选为0.030％以下。
P含量的下限不需要特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设定为0.001％。
(1-7)S：0.0300％以下
S是作为杂质被含有的元素，在钢中形成硫化物系夹杂物而使热轧钢板的延展性降低。如果S含量超过0.0300％，则热轧钢板的延展性显著降低。因此，S含量设定为0.0300％以下。S含量优选为0.0050％以下。
S含量的下限不需要特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设定为0.0001％。
(1-8)N：0.1000％以下
N是作为杂质被含有于钢中的元素，具有使热轧钢板的延展性降低的作用。N含量超过0.1000％时，热轧钢板的延展性显著降低。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含量的下限不需要特别规定，但在含有Ti、Nb及V中的1种或2种以上从而将金属组织更加微细化的情况下，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。
(1-9)O：0.0100％以下
O如果在钢中大量被包含，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含量设定为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微细的氧化物大量分散，O含量也可以设定为0.0005％以上、0.0010％以上。
本实施方式的热轧钢板的化学组成的剩余部分也可以为Fe及杂质。本实施方式中，所谓杂质是指从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质，是在不对本实施方式的热轧钢板造成不良影响的范围内被容许的物质。
本实施方式的热轧钢板也可以含有Cu、Cr、Mo、Ni、B、Ca、Mg、REM、Bi、Zr、Co、Zn、W及Sn作为任选元素来代替Fe的一部分。在不含有上述任选元素的情况下的含量的下限为0％。以下，对上述任选元素进行详细说明。
(1-10)Cu：0.01～2.00％、Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、Ni：0.02～2.00％及B：0.0001～0.0100％
Cu、Cr、Mo、Ni及B都具有提高热轧钢板的淬透性而使抗拉强度上升的作用。此外，Cu及Mo具有在钢中作为碳化物析出从而提高热轧钢板的强度的作用。进而，在含有Cu的情况下，Ni具有有效地抑制由Cu引起的板坯的晶界开裂的作用。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。
如上所述，Cu具有下述作用：提高热轧钢板的淬透性；及在低温下在钢中作为碳化物析出从而提高热轧钢板的强度。为了更可靠地得到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0.05％以上。
但是，Cu含量超过2.00％时，有可能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。
如上所述，Cr具有提高热轧钢板的淬透性的作用。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将Cr含量设定为0.01％以上、0.05％以上。
但是，Cr含量超过2.00％时，热轧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。
如上所述，Mo具有下述作用：提高热轧钢板的淬透性；及在钢中作为碳化物析出从而提高热轧钢板的强度。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将Mo含量设定为0.01％以上、0.02％以上。
但是，即使将Mo含量设定为超过1.00％，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上是不优选的。因此，Mo含量设定为1.00％以下。Mo含量优选为0.50％以下、0.20％以下。
如上所述，Ni具有提高热轧钢板的淬透性的作用。此外在含有Cu的情况下，Ni具有有效地抑制由Cu引起的板坯的晶界开裂的作用。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将Ni含量设定为0.02％以上。
Ni由于是昂贵的元素，因此大量地含有在经济上是不优选的。因此，Ni含量设定为2.00％以下。
如上所述，B具有提高热轧钢板的淬透性的作用。为了更可靠地得到由该作用带来的效果，优选将B含量设定为0.0001％以上、0.0002％以上。
但是，B含量超过0.0100％时，热轧钢板的延展性显著降低，因此B含量设定为0.0100％以下。B含量优选设定为0.0050％以下。
(1-11)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都具有通过将钢中的夹杂物的形状调整为优选的形状来提高热轧钢板的成形性的作用。此外，Bi具有通过将凝固组织进行微细化来提高热轧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。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将Ca、Mg、REM及Bi中的任1种以上设定为0.0005％以上。
但是，如果Ca含量或Mg含量超过0.0200％，或者如果REM含量超过0.1000％，则有可能在钢中过量地生成夹杂物，反而使热轧钢板的延展性降低。此外，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，在经济上是不优选的。因此，将Ca含量及Mg含量设定为0.0200％以下，将REM含量设定为0.1000％以下，以及将Bi含量设定为0.020％以下。Bi含量优选为0.010％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合金的形式添加。
(1-12)Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上：合计为0～1.00％及Sn：0～0.050％
关于Zr、Co、Zn及W，本发明的发明者们确认了：即使合计含有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，也可以合计含有1.00％以下的Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上。
此外，本发明的发明者们确认了：即使少量含有Sn，也不会损害本实施方式的热轧钢板的效果。但是，如果大量地含有Sn，则有可能在热轧时产生瑕疵，因此Sn含量设定为0.050％以下。
上述的热轧钢板的化学组成通过一般的分析方法来测定即可。例如，使用ICP-AES(电感耦合等离子体原子发射光谱法；Inductively Coupled Plasma-Atomic EmissionSpectrometry)进行测定即可。此外，sol.Al使用将试样用酸加热分解后的滤液并通过ICP-AES来进行测定即可。C及S使用燃烧-红外线吸收法来进行测定即可，N使用不活泼气体熔融-热导率法来进行测定即可。
2.热轧钢板的金属组织
接下来，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，金属组织以面积％计残留奥氏体低于3.0％，铁素体为15.0％以上且低于60.0％，珠光体低于5.0％，以<110>方向作为轴，晶体取向差为60°的晶界的长度L60与晶体取向差为7°的晶界的长度L7之比即L60/L7为0.60以上，Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下。因此，本实施方式的热轧钢板能够得到优异的强度、延展性及剪切加工性。
需要说明的是，在本实施方式中，在与轧制方向平行的截面中，规定距离表面为板厚的1/4深度并且板宽方向中央位置处的金属组织中的组织分率、L60/L7及Mn浓度的标准偏差。规定与轧制方向平行的截面的距离表面为板厚的1/4深度并且板宽方向中央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的金属组织。
此外，距离表面为板厚的1/4深度的位置是指距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域。
(2-1)残留奥氏体的面积分率：低于3.0％
残留奥氏体是即使在室温下也以面心立方晶格的形式存在的组织。残留奥氏体通过相变致塑性(TRIP)来提高热轧钢板的延展性。另一方面，残留奥氏体由于具有在剪切加工中相变为高碳的马氏体，阻碍稳定的龟裂产生的作用，因此成为剪切面比率不稳定化的原因。残留奥氏体的面积分率为3.0％以上时，上述作用明显化，热轧钢板的剪切加工性劣化。因此，残留奥氏体的面积分率设定为低于3.0％。残留奥氏体的面积分率优选为低于1.0％。残留奥氏体越少越优选，因此残留奥氏体的面积分率也可以为0％。
对于残留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会不同。本实施方式中，残留奥氏体的面积分率通过X射线衍射来测定。
在本实施方式中的利用X射线衍射进行的残留奥氏体面积分率的测定中，首先，在热轧钢板的板厚的1/4深度(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)并且板宽方向中央位置处的与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，由此得到残留奥氏体的面积分率。
(2-2)铁素体的面积分率：15.0％以上且低于60.0％
铁素体是在比较高的温度下fcc相变为bcc时生成的组织。铁素体由于加工硬化率高，因此具有提高热轧钢板的强度-延展性平衡的作用。为了得到上述的作用，铁素体的面积分率设定为15.0％以上。优选为20.0％以上。另一方面，铁素体由于强度低，因此如果面积分率过量，则无法得到所期望的抗拉强度。因此，铁素体的面积分率设定为低于60.0％。优选为50.0％以下、45.0％以下、40.0％以下。
(2-3)珠光体的面积分率：低于5.0％
珠光体是在铁素体彼此之间以层状析出有渗碳体的片层状的金属组织，而且是与贝氏体、马氏体相比较为软质的金属组织。如果珠光体的面积分率为5.0％以上，则碳被珠光体中所含的渗碳体消耗，作为剩余组织的马氏体、贝氏体的强度降低，无法得到980MPa以上的抗拉强度。因此，珠光体的面积分率设定为低于5.0％。珠光体的面积分率优选为3.0％以下、2.0％以下、1.0％以下。为了提高热轧钢板的延展性，珠光体的面积分率优选尽可能降低，其下限设定为0％。
(2-4)贝氏体、马氏体及回火马氏体：合计超过32.0％且为85.0％以下
在本实施方式的热轧钢板中，作为除残留奥氏体、铁素体及珠光体以外的剩余组织，也可以包含含有面积分率的合计超过32.0％且为85.0％以下的贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种或2种以上的硬质组织。通过将贝氏体、马氏体及回火马氏体的面积分率的合计设定为超过32.0％，能够提高热轧钢板的强度。因此，贝氏体、马氏体及回火马氏体的面积分率的合计优选设定为超过32.0％。更优选为35.0％以上、40.0％以上、超过43.0％、50.0％以上。
此外，通过将贝氏体、马氏体及回火马氏体的面积分率的合计设定为85.0％以下，能够提高热轧钢板的延展性。因此，贝氏体、马氏体及回火马氏体的面积分率的合计优选设定为85.0％以下。更优选为80.0％以下、75.0％以下、70.0％以下。
需要说明的是，也可以包含贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种、且其面积分率超过32.0％且为85.0％以下，还可以包含贝氏体、马氏体及回火马氏体中的2种以上、且它们的面积分率的合计超过32.0％且为85.0％以下。
铁素体及珠光体的面积分率的测定通过以下的方法来进行。
将与轧制方向垂直的截面精加工成镜面，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅进行8分钟研磨，将被导入到样品的表层中的应变除去。在样品截面的长度方向的任意位置处，在与轧制方向平行的截面中，按照可对距离表面为板厚的1/4深度并且板宽方向中央位置进行测定的方式，对长度为50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法进行测定，取得晶体取向信息。
测定中，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD解析装置。此时，EBSD解析装置内的真空度设定为9.6×10-5Pa以下，加速电压设定为15kV，照射电流水平设定为13，电子射线的照射水平设定为62。进而，在同一视场中拍摄反射电子图像。首先，由反射电子图像确定铁素体和渗碳体以层状析出的晶粒，通过算出该晶粒的面积分率，得到珠光体的面积分率。之后，对于除判别为珠光体的晶粒以外的晶粒，对所得到的晶体取向信息使用EBSD解析装置中附属的软件“OIMAnalysis(注册商标)”(AMETEK公司制)中搭载的“Grain Average Misorientation”功能，将Grain Average Misorientation值为1.0°以下的区域判定为铁素体。通过求出判定为铁素体的区域的面积分率，得到铁素体的面积分率。
剩余组织(包含贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种或2种以上的硬质组织)的面积分率通过从100％中减去残留奥氏体的面积分率、铁素体的面积分率及珠光体的面积分率来得到。
(2-5)以<110>方向作为轴，晶体取向差为60°的晶界的长度L60与晶体取向差为7°的晶界的长度L7之比即L60/L7：0.60以上
为了得到980MPa以上的高强度，需要将母相制成硬质的组织。硬质的组织一般在600℃以下的相变中形成，但在该温度区域中会大量地形成晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界和晶体取向差以<110>方向作为轴为7°的晶界。在生成晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界时，在硬质组织中不易蓄积位错。因此，在硬质相中，就这样的晶界的密度高、并且均匀地分散(即，晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界的长度的合计大)的金属组织而言，硬质相不易变形，因此在硬质组织的内部不易发生应变集中，无论剪切工具的刃尖附近有无存在硬质相，龟裂都稳定地产生。其结果是，剪切面比率稳定。
另一方面，在晶体取向差以<110>方向作为轴为7°的晶界处，在硬质相中容易蓄积位错。因此，在硬质相中，就晶体取向差以<110>方向作为轴为7°的晶界的密度高的金属组织而言，硬质相容易变形，因此在剪切加工时向硬质相中导入位错是容易的，促进从硬质相内部产生龟裂，因此根据剪切工具的刃尖附近有无存在硬质相而使得剪切面比率发生变化。其结果是，剪切面比率变得不稳定。
因而，在将晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界的长度设定为L60，将晶体取向差以<110>方向作为轴为7°的晶界的长度设定为L7时，剪切面比率的稳定度受L60/L7支配。在L60/L7低于0.60的情况下，因上述的作用使得剪切面比率变得不稳定。因而，为了提高热轧钢板的剪切加工性，需要将L60/L7设定为0.60以上。L60/L7优选为0.63以上、0.65以上、0.70以上。L60/L7的上限不需要特别规定，但也可以设定为1.50以下、1.00以下。
需要说明的是，所谓“晶体取向差以<110>方向作为轴为X°的晶界”是指具有下述晶体学关系的晶界：当确定出在某个晶界处相邻的两个晶粒A及晶粒B时，通过使一个晶粒B沿着<110>轴旋转X°，从而晶粒A与晶粒B的晶体取向一致。但是，如果考虑晶体取向的测定精度，则容许与一致的取向关系相差±4°的取向差。
本实施方式中，使用EBSP-OIM(电子背散射衍射图案-取向图像显微镜；ElectronBack Scatter Diffraction Pattern-OrientationImage Microscopy)法来测定晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界的长度L60及晶体取向差以<110>方向作为轴为7°的晶界的长度L7。
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，通过将拍摄照片用电脑进行图像处理，能够以短时间测定照射点的晶体取向。
EBSP-OIM法使用由热场发射型扫描型电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器构成的EBSD解析装置及AMETEK公司制的OIM Analysis(注册商标)来进行。在EBSP-OIM法中，由于能够对试样表面的微细结构以及晶体取向进行解析，因此能够定量地求出具有特定的晶体取向差的晶界的长度。此外，EBSP-OIM法的可分析的区域是通过SEM可观察的区域。虽然也因SEM的分辨率而异，但根据EBSP-OIM法，能够以最小为20nm的分辨率进行分析。
在测定与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(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)并且板宽方向中央位置处的金属组织的特定晶界的长度时，以1200倍的倍率、40μm×30μm的区域，在至少5个视场中进行解析。然后，通过算出晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界的长度的平均值，得到L60。同样地通过算出晶体取向差以<110>方向作为轴为7°的晶界的长度的平均值，得到L7。需要说明的是，如上所述容许±4°的取向差。
需要说明的是，铁素体及珠光体为软质相，对硬质相内部的位错蓄积效果造成的影响小，此外残留奥氏体不是在600℃以下的相变中生成的组织，不具有位错蓄积的效果，因此在本测定方法中，铁素体、珠光体及残留奥氏体不作为解析的对象。即，在本实施方式中，以<110>方向作为轴，晶体取向差为60°的晶界的长度L60及晶体取向差为7°的晶界的长度L7是硬质组织(贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种或2种以上)的晶界长度。通过与珠光体的面积分率的测定方法同样的方法来确定珠光体，通过与铁素体的面积分率的测定方法同样的方法来确定铁素体，由此能够将珠光体及铁素体从解析对象中排除。此外，在EBSP-OIM法中，能够将晶体结构为fcc的残留奥氏体从解析对象中排除。
(2-6)Mn浓度的标准偏差：0.60质量％以下
本实施方式的热轧钢板的距离表面为板厚的1/4深度(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)并且板宽方向中央位置处的Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下。由此，能够使晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界均匀地分散。其结果是，能够将剪切面比率稳定化。Mn浓度的标准偏差优选为0.55质量％以下、0.50质量％以下、0.45质量％以下。
关于Mn浓度的标准偏差的下限，从剪切面比率的稳定化的观点出发，其值越小越优选，但由于制造工艺的制约，实质性的下限为0.10质量％。
Mn浓度的标准偏差通过以下的方法来测定。
将热轧钢板的L截面进行镜面研磨后，对距离表面为板厚的1/4深度(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)并且板宽方向中央位置用电子探针显微分析仪(EPMA)进行测定，测定Mn浓度的标准偏差。测定条件是将加速电压设定为15kV、将倍率设定为5000倍，测定在试样轧制方向上为20μm及在试样板厚方向上为20μm的范围的分布图像。更具体而言，将测定间隔设定为0.1μm，测定40000处以上的Mn浓度。接着，通过基于由全部测定点得到的Mn浓度来算出标准偏差，从而得到Mn浓度的标准偏差。
(2-7)表层的平均晶体粒径：低于3.0μm
钢板强度变得越高，则在弯曲加工时变得越容易从弯曲内侧产生龟裂(以下，称为弯曲内开裂)。通过使表层的晶体粒径变得微细，能够抑制热轧钢板的弯曲内开裂。
弯曲内开裂的机理如以下那样推定。在弯曲加工时在弯曲内侧产生压缩的应力。最初，在弯曲内侧整体均匀地发生变形的同时进行加工，但如果加工量变大，则导致仅通过均匀的变形无法承担变形，通过应变局部地集中使得变形进展(剪切变形带的产生)。通过该剪切变形带进一步生长从而从弯曲内侧表面产生并生长沿着剪切带的龟裂。伴随着高强度化而变得容易产生弯曲内开裂的理由据推定是由于：通过伴随高强度化的加工硬化能的降低，均匀的变形变得难以进展，变得容易产生变形的不均，从而在加工早期(或在缓和的加工条件下)产生剪切变形带。
根据本发明的发明者们的研究，获知：弯曲内开裂在抗拉强度为980MPa以上的钢板中变得显著。此外，本发明的发明者们发现：热轧钢板的表层的晶体粒径越微细，则越可抑制局部的应变集中，变得越不易产生弯曲内开裂。为了得到上述作用，热轧钢板的表层的平均晶体粒径优选设定为低于3.0μm。更优选设定为2.5μm以下。下限没有特别限定，但也可以设定为1.0μm以上、1.5μm以上或2.0μm以上。
需要说明的是，本实施方式中所谓表层是指热轧钢板的表面～距离表面为深度50μm位置的区域。
表层的晶体粒径使用上述的EBSP-OIM法来进行测定。在与轧制方向平行的截面中的热轧钢板的表面～距离表面为深度50μm位置并且板宽方向中央位置的区域中，以1200倍的倍率、40μm×30μm的区域，在至少5个视场中进行解析，将相邻的测定点的角度差为5°以上的部位定义为晶体晶界，算出面积平均的晶体粒径。将所得到的面积平均的晶体粒径设定为表层的平均晶体粒径。
此外，残留奥氏体不是在600℃以下的相变中生成的组织，不具有位错蓄积的效果，因此在本测定方法中，残留奥氏体不作为解析的对象。即，在本实施方式中，表层的平均晶体粒径是铁素体、珠光体及硬质组织(贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种或2种以上)的平均晶体粒径。在EBSP-OIM法中，能够将晶体结构为fcc的残留奥氏体从解析对象中排除。
3.抗拉强度特性
热轧钢板的机械性质中的抗拉强度特性(抗拉强度、总伸长率)依据JIS Z 2241：2011来进行评价。试验片设定为JIS Z 2241：2011的5号试验片。拉伸试验片的采集位置设定为距离板宽方向的端部为1/4部分，将与轧制方向成直角的方向设定为长度方向即可。
本实施方式的热轧钢板的抗拉(最大)强度为980MPa以上。如果抗拉强度低于980MPa，则适用部件受到限定，车身轻量化的贡献小。上限不需要特别限定，但从抑制模具磨损的观点出发，也可以设定为1400MPa、1350MPa。
此外，成为延展性的指标的抗拉强度与总伸长率之积(TS×El)优选设定为15000MPa·％以上。通过将抗拉强度与总伸长率之积设定为15000MPa·％以上，从而适用部件不会受到限定，能够得到车身轻量化的贡献大的热轧钢板。
4.板厚
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0.5～8.0mm。通过将热轧钢板的板厚设定为0.5mm以上，从而轧制完成温度的确保变得容易，并且能够降低轧制载荷，能够容易地进行热轧。因此，本实施方式的热轧钢板的板厚也可以设定为0.5mm以上。优选为1.2mm以上、1.4mm以上。此外，通过将板厚设定为8.0mm以下，从而金属组织的微细化变得容易，能够容易地确保上述的金属组织。因此，板厚也可以设定为8.0mm以下。优选为6.0mm以下。
5.其他
(5-1)镀层
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而在表面具备镀层从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，设定为与以往相同即可。此外，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)来进一步提高耐蚀性。
6.制造条件
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的优选的制造方法如下所述。
为了得到本实施方式的热轧钢板，下述事项是有效的：以规定的条件进行板坯的加热后进行热轧，加速冷却至规定的温度区域，之后进行慢冷却，控制到卷取为止的冷却历程。
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)。需要说明的是，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。
(1)将板坯在700～850℃的温度区域中保持900秒以上，之后进一步加热，在1100℃以上的温度区域中保持6000秒以上。
(2)在850～1100℃的温度区域中进行合计成为90％以上的板厚减少那样的热轧。
(3)按照热轧完成温度Tf成为由下述式<1>表示的温度T1(℃)以上的方式完成热轧。
(4)在热轧完成后1秒以内，冷却至热轧完成温度Tf-50℃以下的温度区域后，以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却至600～730℃的温度区域。
其中，“在热轧完成后1秒以内，冷却至热轧完成温度Tf-50℃以下的温度区域”是更优选的冷却条件。
(5)在600～730℃的温度区域中进行2.0秒以上的平均冷却速度低于5℃/秒的慢冷却。
(6)以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却至600℃以下的温度区域。
(7)在400～600℃的温度区域中进行卷取。
T1(℃)＝868-396×[C]-68.1×[Mn]+24.6×[Si]-36.1×[Ni]-24.8×[Cr]-20.7×[Cu]+250×[sol.Al]<1>
其中，上述式<1>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代入0。
(6-1)板坯、供于热轧时的板坯温度及保持时间
供于热轧的板坯可以使用通过连续铸造得到的板坯、通过铸造/开坯得到的板坯等，根据需要可以使用对它们施加热加工或冷加工而得到的板坯。
供于热轧的板坯优选的是，在加热时的700～850℃的温度区域中保持900秒以上、之后进一步加热、在1100℃以上的温度区域中保持6000秒以上。需要说明的是，在700～850℃的温度区域中保持时，可以使钢板温度在该温度区域中变动，也可以设定为恒定。此外，在1100℃以上的温度区域中保持时，可以使钢板温度在1100℃以上变动，也可以设定为恒定。
在700～850℃的温度区域中的奥氏体相变中，Mn在铁素体与奥氏体间进行分配，通过延长其相变时间，Mn能够在铁素体区域内扩散。由此，能够消除板坯中不均匀存在的Mn显微偏析，能够显著减少Mn浓度的标准偏差。通过减少Mn浓度的标准偏差，从而在最终的金属组织中，能够使晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界均匀地分散，能够将剪切面比率稳定化。
此外，为了使板坯加热时的奥氏体晶粒变得均匀，优选在1100℃以上的温度区域中加热6000秒以上。
热轧优选使用可逆式轧机或串列式轧机作为多道次轧制。特别是从工业生产率的观点出发，至少最终的几段更优选设定为使用了串列式轧机的热轧。
(6-2)热轧的压下率：在850～1100℃的温度区域中合计为90％以上的板厚减少
通过在850～1100℃的温度区域中进行合计成为90％以上的板厚减少那样的热轧，从而主要可实现再结晶奥氏体晶粒的微细化，并且可促进应变能量向未再结晶奥氏体晶粒内的蓄积。此外，可促进奥氏体的再结晶，并且促进Mn的原子扩散，能够减小Mn浓度的标准偏差。
通过使Mn浓度的标准偏差减少，从而在最终的金属组织中，能够使晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界均匀地分散，能够将剪切面比率稳定化。因此，优选在850～1100℃的温度区域中进行合计成为90％以上的板厚减少那样的热轧。
需要说明的是，所谓850～1100℃的温度区域的板厚减少是指：在将该温度区域的轧制中的最初的道次前的入口板厚设定为t0，将该温度区域的轧制中的最终道次后的出口板厚设定为t1时，可以由(t0-t1)/t0×100(％)来表示。
(6-3)热轧完成温度Tf：T1(℃)以上
热轧完成温度Tf优选设定为T1(℃)以上。通过将热轧完成温度Tf设定为T1(℃)以上，能够抑制奥氏体中的铁素体核生成位点数的过量增大，抑制最终组织(制造后的热轧钢板的金属组织)中的铁素体的生成，能够得到高强度的热轧钢板。
(6-4)在热轧完成后1秒以内，冷却至热轧完成温度Tf-50℃以下的温度区域，之后以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却至600～730℃的温度区域
优选的是，在热轧完成后1秒以内，冷却至热轧完成温度Tf-50℃以下的温度区域，之后以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却至600～730℃的温度区域。其中，“在热轧完成后1秒以内，冷却至热轧完成温度Tf-50℃以下的温度区域”是更优选的冷却条件。
为了抑制通过热轧而发生细粒化的奥氏体晶粒的生长，更优选的是，在热轧完成后1秒以内冷却50℃以上、即在热轧完成后1秒以内冷却至热轧完成温度Tf-50℃以下的温度区域。为了在热轧完成后1秒以内冷却至热轧完成温度Tf-50℃以下的温度区域，在热轧刚完成后进行平均冷却速度大的冷却、例如对钢板表面喷射冷却水即可。通过在热轧完成后1秒以内冷却至Tf-50℃以下的温度区域，从而能够将表层的晶体粒径微细化，能够提高热轧钢板的耐弯曲内开裂性。
此外，通过在热轧完成后、或上述的冷却后以50℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却至730℃以下的温度区域，从而能够抑制析出强化量少的铁素体及珠光体的生成。由此，热轧钢板的强度提高。
需要说明的是，这里所谓的平均冷却速度是指将从加速冷却开始时(钢板向冷却设备导入时)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完成时为止的所需时间而得到的值。
如果在热轧完成后的冷却中，至600～730℃的温度区域为止的加速冷却时的平均冷却速度为50℃/秒以上，则可抑制钢板内部的析出强化量少的铁素体相变和/或珠光体相变，能够得到980MPa以上的抗拉强度。因此，在热轧完成后，以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却至600～730℃的温度区域。
平均冷却速度的上限值没有特别规定，但如果加快冷却速度，则冷却设备变成大规模，设备成本变高。因此，如果考虑设备成本，则优选为300℃/秒以下。
(6-5)在600～730℃的温度区域中，进行2.0秒以上的平均冷却速度低于5℃/秒的慢冷却。
通过在600～730℃的温度区域中进行2.0秒以上的平均冷却速度低于5℃/秒的慢冷却，能够使析出强化的铁素体充分析出。由此，能够兼顾热轧钢板的强度和延展性。
需要说明的是，这里所谓的平均冷却速度是指将从加速冷却的冷却停止温度至慢冷却的开始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慢冷却的开始时为止的所需时间而得到的值。
如果在600～730℃的温度区域中进行慢冷却的时间为2.0秒以上，则析出强化的铁素体的面积分率达到期望的量，能够得到上述作用。因而，在600～730℃的温度区域中进行2.0秒以上的平均冷却速度低于5℃/秒的慢冷却。进行慢冷却的时间优选为3.0秒以上，更优选为4.0秒以上。
进行慢冷却的时间的上限根据设备布局来决定，但设定为低于10.0秒即可。此外，慢冷却的平均冷却速度的下限没有特别设定，但由于不冷却地升温会伴随设备上大的投资，因此也可以设定为0℃/秒以上。
(6-6)直至600℃以下的温度区域为止的平均冷却速度：50℃/秒以上
为了抑制珠光体的面积分率、得到980MPa以上的抗拉强度，将从慢冷却的冷却停止温度至600℃为止的平均冷却速度设定为50℃/秒以上。由此，能够使母相组织变得硬质。
需要说明的是，这里所谓的平均冷却速度是指将从平均冷却速度低于5℃/秒的慢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平均冷却速度低于5℃/秒的慢冷却的停止时至600℃为止的所需时间而得到的值。
如果上述平均冷却速度为50℃/秒以上，则珠光体的面积分率减少，热轧钢板的强度及延展性提高。因此，从平均冷却速度低于5℃/秒的慢冷却的冷却停止温度至600℃以下的温度区域为止的平均冷却速度设定为50℃/秒以上。
(6-7)卷取温度：400～600℃
卷取温度设定为400～600℃的温度区域。通过将卷取温度设定为400℃以上，能够减小从奥氏体向bcc的相变驱动力，此外，能够减小奥氏体的变形强度。因此，在从奥氏体发生贝氏体及马氏体相变时，晶体取向差以<110>方向作为轴为7°的晶界的长度L7减少，并且晶体取向差以<110>方向作为轴为60°的晶界的长度L60增加，由此能够将L60/L7设定为0.60以上。其结果是，能够将剪切面比率稳定化。
通过将卷取温度设定为600℃以下，能够将铁素体的面积分率设定为低于60％，能够得到所期望的抗拉强度。因此，卷取温度优选设定为400～600℃的温度区域。卷取温度更优选为450℃以上。此外，卷取温度更优选为550℃以下。
实施例
接下来，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，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限于这一个条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
将具有表1及表2的钢No.A～T中所示的化学组成的钢进行熔炼，通过连续铸造来制造厚度为240～300mm的板坯。使用所得到的板坯，通过表3中所示的制造条件，得到表4中所示的热轧钢板。
需要说明的是，将板坯在700～850℃的温度区域中以表3中所示的保持时间进行保持，之后进一步加热，加热至表3中所示的加热温度并进行保持。此外，慢冷却的平均冷却速度设定为低于5℃/秒。
对于所得到的热轧钢板，通过上述的方法，求出金属组织的面积分率、L60/L7、Mn浓度的标准偏差及表层的平均晶体粒径。将所得到的测定结果示于表4中。
热轧钢板的特性的评价方法
(1)抗拉强度特性
所得到的热轧钢板的机械性质中的抗拉强度特性(抗拉强度TS及总伸长率EL)依据JIS Z 2241：2011来评价。试验片设定为JIS Z 2241：2011的5号试验片。拉伸试验片的采集位置设定为距离板宽方向的端部为1/4部分，将与轧制方向成直角的方向设定为长度方向。
在满足抗拉强度TS≥980MPa并且抗拉强度TS×总伸长率El≥15000(MPa·％)的情况下，设定为强度及延展性优异的热轧钢板并判定为合格。另一方面，在只要不满足抗拉强度TS≥980MPa及抗拉强度TS×总伸长率El≥15000(MPa·％)中的任一者的情况下，则设定为不是强度及延展性优异的热轧钢板并判定为不合格。
(2)剪切加工性
热轧钢板的剪切加工性通过利用冲裁试验求出剪切面比率的变化量来进行评价。在板宽中央位置处，以孔直径为10mm、间隙为15％、冲裁速度为3m/秒制作5个冲裁孔。接着，对于5个冲裁孔，利用光学显微镜拍摄10个部位的与轧制方向平行的端面(每1个冲裁孔为2个部位的端面)的样子。
在所得到的观察照片中，能够对图1(a)中所示那样的端面进行观察。如图1(a)及(b)中所示的那样，在冲裁后的端面处观察到塌边、剪切面、断裂面及飞翅。需要说明的是，图1(a)是冲裁孔的与轧制方向平行的端面的概略图，图1(b)是冲裁孔的侧面的概略图。
所谓塌边是指R状的平滑的面，所谓剪切面是指通过剪切变形而分离的冲裁端面，所谓断裂面是指在剪切变形结束后通过从刃尖附近产生的龟裂而分离的冲裁端面，所谓飞翅是指具有从热轧钢板的下面露出的突起的面。
在由5个端面得到的10个端面的观察照片中，测定剪切面在端面中所占的比率，将所得到的剪切面的比率(％)的最大值与最小值之差定义为剪切面比率的变化量(％)。剪切面在端面中所占的比率(剪切面比率)通过下述方式获得：如图1(a)中所示的那样，在端面的观察照片中画出与热轧钢板的上表面及下表面成直角的直线1，算出该直线1上的剪切面的长度d2相对于塌边的长度d1、剪切面的长度d2、断裂面的长度d3及飞翅的长度d4的合计的比率(＝d2/(d1+d2+d3+d4)×100)。
如果剪切面比率的变化量为20％以下，则设定为剪切加工性优异的热轧钢板，判定为合格。另一方面，如果剪切面比率的变化量超过20％，则设定为剪切加工性低劣的热轧钢板，判定为不合格。
(3)耐弯曲内开裂性
弯曲试验片是从热轧钢板的宽度方向1/2位置处切取出100mm×30mm的长条形状的试验片，通过以下的弯曲试验来评价耐弯曲内开裂性。
对于弯曲棱线与轧制方向(L方向)平行的弯曲(L轴弯曲)、和弯曲棱线与垂直于轧制方向的方向(C方向)平行的弯曲(C轴弯曲)这两者，依据JIS Z 2248：2014(V型块90°弯曲试验)来调查耐弯曲内开裂性，求出不产生龟裂的最小弯曲半径，将L轴及C轴的最小弯曲半径的平均值R除以板厚t而得到的值设定为极限弯曲R/t，作为弯曲性的指标值。在R/t≤2.5的情况下，判断为耐弯曲内开裂性优异的热轧钢板。
其中，关于龟裂的有无，对于V型块90°弯曲试验后的试验片，以与弯曲方向平行并且与板面垂直的面进行切断，将由此得到的截面进行镜面研磨后，用光学显微镜观察龟裂，当在试验片的弯曲内侧观察到的龟裂长度超过30μm的情况下判断为有龟裂。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
如由表4获知的那样，就作为本发明例的制造No.1、2、6及13～25而言，得到了具有优异的强度、延展性及剪切加工性的热轧钢板。进而，就表层的平均粒径低于3.0μm的制造No.1、2、14～21及23～25而言，得到了具有上述诸特性、进而耐弯曲内开裂性优异的热轧钢板。
另一方面，就作为比较例的制造No.3～5、7～12及26～30而言，强度、延展性及剪切加工性中的某一者以上低劣。
产业上的可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供具有优异的强度、延展性及剪切加工性的热轧钢板。此外，根据本发明的上述的优选方案，能够得到具有上述诸特性、进而抑制了弯曲内开裂的产生、即耐弯曲内开裂性优异的热轧钢板。
本发明的热轧钢板适宜作为汽车构件、机械结构构件以及建筑构件中使用的工业用原材料。

Claims (3)

1.一种热轧钢板，其特征在于，化学组成以质量％计含有：
C：0.050～0.250％、
Si：0.05～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
Ti、Nb及V中的1种或2种以上：合计为0.060～0.500％、
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、
Cu：0～2.00％、
Cr：0～2.00％、
Mo：0～1.00％、
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：合计为0～1.00％、以及
Sn：0～0.050％，
剩余部分包含Fe及杂质，
金属组织以面积％计：
残留奥氏体低于3.0％，
铁素体为15.0％以上且低于60.0％，
珠光体低于5.0％，
以<110>方向作为轴，晶体取向差为60°的晶界的长度L60与晶体取向差为7°的晶界的长度L7之比即L60/L7为0.60以上，
Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，
抗拉强度为980MPa以上，
其中，所述晶体取向差为60°的晶界的长度L60及所述晶体取向差为7°的晶界的长度L7分别通过下述方式获得：在与轧制方向平行的截面中的距离钢板表面为板厚的1/4深度并且板宽方向中央位置处，使用EBSP-OIM法，以1200倍的倍率、40μm×30μm的区域，在至少5个视场中进行解析，算出以<110>方向作为轴，晶体取向差为60°的晶界的长度的平均值L60、或晶体取向差为7°的晶界的长度的平均值L7，在算出所述L60及所述L7时，容许±4°的取向差，
所述Mn浓度的标准偏差通过下述方式获得：对热轧钢板的距离表面为板厚的1/4深度并且板宽方向中央位置用电子探针显微分析仪进行测定，测定条件是将加速电压设定为15kV、将倍率设定为5000倍，测定在试样轧制方向上为20μm及在试样板厚方向上为20μm的范围的分布图像，将测定间隔设定为0.1μm，测定40000处以上的Mn浓度，接着，基于由全部测定点得到的Mn浓度来算出标准偏差。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，表层的平均晶体粒径低于3.0μm。
3.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％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：
Cu：0.01～2.00％、
Cr：0.01～2.00％、
Mo：0.01～1.00％、
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％、及
Bi：0.0005～0.020％。
CN202080093969.1A 2020-01-27 2020-12-11 热轧钢板 Active CN115003835B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020-010944 2020-01-27
JP2020010944 2020-01-27
PCT/JP2020/046384 WO2021153037A1 (ja) 2020-01-27 2020-12-11 熱延鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115003835A CN115003835A (zh) 2022-09-02
CN115003835B true CN115003835B (zh) 2024-04-12

Family

ID=77078504

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202080093969.1A Active CN115003835B (zh) 2020-01-27 2020-12-11 热轧钢板

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20230055479A1 (zh)
EP (1) EP4098761A4 (zh)
JP (1) JP7260825B2 (zh)
KR (1) KR20220111724A (zh)
CN (1) CN115003835B (zh)
MX (1) MX2022008861A (zh)
WO (1) WO2021153037A1 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023170882A1 (ja) * 2022-03-10 2023-09-14 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板の製造方法、トリミング装置、製造装置、圧延鋼板、コイル材、及びブランク材

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007070648A (ja) * 2005-09-02 2007-03-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2009263685A (ja) * 2008-04-22 2009-11-12 Nippon Steel Corp 切断後の特性劣化の少ない高強度鋼板及びその製造方法
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

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1161326A (ja) 1997-08-06 1999-03-05 Nippon Steel Corp 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法
JP3355970B2 (ja) 1996-12-10 2002-12-09 日本鋼管株式会社 打ち抜き性に優れる冷延鋼板の製造方法
JP4299511B2 (ja) * 2002-07-23 2009-07-22 新日本製鐵株式会社 打ち抜き性に優れた熱延鋼板
JP4109619B2 (ja) 2003-12-16 2008-07-02 株式会社神戸製鋼所 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP4460343B2 (ja) 2004-04-13 2010-05-12 新日本製鐵株式会社 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP6696209B2 (ja) * 2016-02-18 2020-05-20 日本製鉄株式会社 高強度鋼板の製造方法
JP6605085B1 (ja) 2018-07-20 2019-11-13 眞弓 仲山 折り畳み式トイレ
KR102543407B1 (ko) * 2019-03-06 2023-06-14 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007070648A (ja) * 2005-09-02 2007-03-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2009263685A (ja) * 2008-04-22 2009-11-12 Nippon Steel Corp 切断後の特性劣化の少ない高強度鋼板及びその製造方法
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

Also Published As

Publication number Publication date
CN115003835A (zh) 2022-09-02
EP4098761A1 (en) 2022-12-07
MX2022008861A (es) 2022-08-11
JPWO2021153037A1 (zh) 2021-08-05
JP7260825B2 (ja) 2023-04-19
KR20220111724A (ko) 2022-08-09
US20230055479A1 (en) 2023-02-23
WO2021153037A1 (ja) 2021-08-05
EP4098761A4 (en) 2022-12-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN114502759B (zh) 热轧钢板
CN113330127B (zh) 热轧钢板
CN113383096B (zh) 热轧钢板
CN116096514A (zh) 热轧钢板
CN117940597A (zh) 热轧钢板
CN116323989A (zh) 热轧钢板
CN112840057B (zh) 热轧钢板
CN115003835B (zh) 热轧钢板
CN115244203B (zh) 热轧钢板
CN116113508A (zh) 热轧钢板
CN114929915B (zh) 热轧钢板
WO2023095870A1 (ja) 亜鉛めっき鋼板
KR20230040349A (ko) 열연 강판
CN117280065A (zh) 热轧钢板
WO2023095866A1 (ja) 熱延鋼板
CN117858971A (zh) 热轧钢板
CN117795112A (zh) 热轧钢板

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