CN115244201B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

该热轧钢板具有规定的化学组分和金相组织，一个面中的所述一个所述面的法线与所述一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度、和另一个面中的所述另一个所述面的法线与所述另一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度之比为1.00～1.20以下，拉伸强度为1150MPa以上。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本公开涉及热轧钢板及其制造方法。
本申请基于2020年5月08日于日本申请的特愿2020-082655号来主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，汽车、各机械部件的轻量化正在推进。通过将部件形状设计为最佳的形状来确保刚性，由此汽车、各机械部件的轻量化能够实现。进而，在冲压成型部件等坯料成型部件中，通过减少部件材料的板厚能够实现轻量化。但是，在想要在减少板厚的同时确保静态破坏强度及屈服强度等部件的强度特性的情况下，需要使用高强度材料。特别是，在下臂、牵引杆或者转向节等汽车行走部件中，开始研究超过780MPa级的钢板的应用。这些汽车行走部件是通过对钢板实施翻边、拉伸凸缘及弯曲成型等而制造的，因此应用于这些汽车行走部件的钢板要求成型性优异。
例如，专利文献1公开了一种热轧钢板，该热轧钢板在热轧工序中，通过使精轧温度和压下率在规定的范围内，从而控制原奥氏体的结晶粒径和长径比，降低各向异性。
专利文献2公开了一种冷轧钢板，该冷轧钢板在热轧工序中，通过在规定的精轧温度范围内使轧制率和平均应变速度为适当范围内，从而提高了韧性。
为了汽车和各机械部件等的进一步的轻量化，也有以冷轧钢板为前提的板厚的钢板应用于汽车行走部件的计划。专利文献1和专利文献2所记载的技术在制造应用了高强度钢板的汽车行走部件时是有效的。特别是，这些技术是为了得到与具有复杂形状的汽车的行走部件的成型性及冲击性相关的效果而重要的见解。
但是，汽车行走部件始终受到因自重导致的振动、回转、以及因乘车等导致的反复载荷。因此，作为部件的耐久性是重要的特性。如上所述，汽车的行走部件受到各种成型。在受到弯曲或者弯曲恢复成型的R部的内侧附近的平面部，存在很多模具的接触弱的部位。在这样的R部的内侧附近的平面部，由于因成型导致的表层的凹凸的发展和弱载荷下的模具接触，而成为周期性地形成有比较尖锐的凹部的表面性状(之后，将这样的表面性状的变化记为成型损伤)。
例如，在非专利文献1中，以单轴变形模拟因这样的弯曲内附近的成型导致的表层的凹凸的发展，进行与模具接触的钢板的疲劳特性的调查。调查到这些钢板的疲劳特性因凹部而降低，但其变化因金相组织而不同。在应用于汽车行走部件的超过780MPa级的钢板中，为了体现强度，硬质组织的体积率增加，但是没有充分地改善这样的强度区域中的受到成型损伤的钢板的疲劳特性的技术。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特许第5068688号公报
专利文献2：日本国特许第3858146号公报
非专利文献
非专利文献1：塑性与加工(日本塑性加工学会志)第57卷第666号(2016-7)p660-p666
发明内容
发明要解决的技术问题
本发明人等为了降低成型损伤、改善疲劳特性而进行了技术开发。本发明人等新发现，在凹部的深度超过某个一定的值的情况下，热轧钢板的疲劳特性显著劣化。
钢板越高强度，切口敏感性越高。因此，由于将超过780MPa级的高强度钢板应用到汽车行走部件，因此需要改善成型损伤部的疲劳特性。为了降低凹部深度，提高模具的接触面压力是一个方法。但是，模具的接触面压力是控制成型中的塑性流动量的成型因素。除此之外，在将高强度钢板压制成复杂的形状的情况下，难以以规定的压制载荷提高面压。
鉴于上述实际情况，本发明的目的在于提供一种具有高强度和优异的成型性、且在成型损伤部具有优异的疲劳特性的热轧钢板及其制造方法。
用于解决技术问题的技术手段
本发明人等进行创新研究，发现了，着眼于成型损伤部的凹部的深度来源于成型时的热轧钢板的表背面的不均匀的变形，模具接触后(成型后)的凹部的深度与钢板表背面的宏观结晶取向分布的特征有关系。本发明人等发现，通过设为用于获得高强度及优异的成型性的适当的化学组分以及金相组织，进而控制表背面的板厚方向的特定的结晶取向，能够降低成型损伤部的凹部的深度，由此能够抑制成型损伤部的疲劳特性的降低。
基于上述发现完成的本发明的主旨如以下所述。
(1)本发明的一个方案的热轧钢板，化学组分以质量％计含有C：0.085～0.190％、
Si：0.40～1.40％、
Mn：1.70～2.75％、
Al：0.01～0.55％、
Nb：0.006～0.050％、
P：0.080％以下、
S：0.010％以下、
N：0.0050％以下、
Ti：0.004～0.180％、
B：0.0004～0.0030％、
Mo：0～0.150％、
V：0～0.300％、
Cr：0～0.500％、以及
Ca：0～0.0020％，
剩余部分为Fe和杂质；
距表面在板厚方向上1/4位置以及距所述表面在板厚方向上1/2位置的金相组织中，以体积％计
残留奥氏体为3.0～12.0％、
贝氏体为75.0％以上、小于97.0％、
铁素体为10.0％以下、
马氏体为10.0％以下、
珠光体为3.0％以下；
在所述表面～距所述表面在板厚方向上100μm位置的区域的金相组织中，原奥氏体晶粒的平均粒径为25.0μm以下；
一个面中的所述一个所述面的法线与所述一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度、和另一个面中的所述另一个所述面的法线与所述另一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度之比为1.00～1.20；
拉伸强度为1150MPa以上。
(2)上述(1)所记载的热轧钢板，所述化学组分也可以以质量％计含有由以下元素构成的组中的一种或两种以上：
Mo：0.030～0.150％、
V：0.050～0.300％、
Cr：0.050～0.500％、以及
Ca：0.0006～0.0020％。
(3)本发明的另一方案的热轧钢板的制造方法，是上述(1)或(2)所记载的热轧钢板的制造方法，包括：
连续铸造工序，在对具有上述(1)所记载的化学组分的板坯进行连续铸造时，以弯月面～距所述弯月面1.0m的区域中的表面温度的平均冷却速度梯度为0.20～15.00℃/s2的方式进行连续铸造而得到所述板坯；
加热工序，将所述板坯加热至1200℃以上；
热轧工序，对所述加热后的所述板坯进行粗轧后，以870～980℃的温度范围内的合计压下率为80％以上、在870～980℃的所述温度范围内轧制机架间的经过时间为4.00秒以下的方式进行精轧；
冷却工序，冷却至300～550℃的温度范围；以及
卷取工序，以卷取温度成为300～550℃的所述温度范围的方式进行卷取。
(4)上述(3)所记载的热轧钢板的制造方法，也可以包括回火工序，所述回火工序在所述卷取工序后，在200℃以上、小于450℃的温度范围内保持90～80000秒。
(5)上述(3)或(4)所记载的热轧钢板的制造方法，也可以包括镀敷工序，所述镀敷工序对所述卷取工序后的热轧钢板或者所述回火工序后的热轧钢板，以450～495℃的温度范围的停留时间为75秒以下的热历程实施热浸镀锌处理。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供一种具有高强度和优异的成型性、且在成型损伤部具有优异的疲劳特性的热轧钢板及其制造方法。根据本发明的上述方案，由于成型损伤部的疲劳特性优异，因此能够降低在使R部成型时形成的R部附近的平面部中的凹部的深度。
附图说明
图1是表示实施例中的成型损伤部的疲劳强度与最大深度的比的关系的图。
图2是表示实施例中的成型损伤部的疲劳强度与原奥氏体晶粒的平均粒径的关系的图。
图3是表示实施例中的弯月面～距弯月面1.0m的区域的表面温度的平均冷却速度梯度与最大深度的比的关系的图。
具体实施方式
以下，对本实施方式的热轧钢板进行详细说明。但是，本发明并不仅限制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。
此外，在以下所记载的隔着“～”记载的数值限定范围中，下限值和上限值包含在该范围内。在“小于”或“超过”表示的数值中，该值不包含在数值范围内。关于化学组分的“％”全部是指“质量％”。
本实施方式的热轧钢板以质量％计包含：C：0.085～0.190％、Si：0.40～1.40％、Mn：1.70～2.75％、Al：0.01～0.55％、Nb：0.006～0.050％、P：0.080％以下、S：0.010％以下、N：0.0050％以下、Ti：0.004～0.180％、B：0.0004～0.0030％、Mo：0～0.150％、V：0～0.300％、Cr：0～0.500％、Ca：0～0.0020％，以及剩余部分：Fe和杂质。以下，对各元素进行详细说明。
C：0.085～0.190％
C除了决定热轧钢板的强度之外，是影响残留奥氏体量的元素之一。若C含量小于0.085％，则不能使残留奥氏体的体积率为3.0％以上。因此，C含量为0.085％以上。优选为0.115％以上。
另一方面，若C含量超过0.190％，则残留奥氏体的体积率增加，热轧钢板的扩孔性劣化。因此，C含量为0.190％以下。优选为0.170％以下。
Si：0.40～1.40％
Si是通过固溶强化而提高热轧钢板的强度的元素。另外，Si也是抑制珠光体等碳化物的生成的元素。为了得到这些效果，Si含量为0.40％以上。优选为0.90％以上。在Si含量小于0.40％的情况下，残留奥氏体的体积率小于3.0％，珠光体的体积率超过3.0％。
另一方面，若Si含量增加，则残留奥氏体的体积率升高，但若超过1.40％，则残留奥氏体的体积率超过12.0％，使热轧钢板的扩孔性降低。除此之外，由于Si的氧化物形成能力高，因此若Si含量过剩，则在焊接部形成氧化物或在部件制造工序中使热轧钢板的化学转化处理性劣化。因此，Si含量为1.40％以下。优选为1.30％以下。
Mn：1.70～2.75％
Mn是为了提高热轧钢板的强度所需要的元素。若Mn含量小于1.70％，则铁素体的体积率超过10.0％，不能得到1150MPa以上的拉伸强度。因此，Mn含量为1.70％以上。优选为1.80％以上。
另一方面，若Mn含量超过2.75％，则铸造板坯的韧性劣化，不能进行热轧。因此，Mn含量为2.75％以下。优选为2.70％以下。
Al：0.01～0.55％
Al作为脱氧剂发挥作用，是提高钢的纯净度的元素。为了得到该效果，Al含量为0.01％以上。优选为0.10％以上。
另一方面，Al含量超过0.55％时，铸造变得困难。因此，Al含量为0.55％以下。Al是氧化性元素，为了得到进一步提高连续铸造性的效果以及成本降低效果，Al含量优选为0.30％以下。
Nb：0.006～0.050％
Nb通过抑制热轧工序中的奥氏体晶粒的异常晶粒生长，从而减小成型损伤部的凹部的深度。为了得到该效果，Nb含量为0.006％以上。若使Nb含量为0.025％以上，则上述效果饱和。
另一方面，若Nb含量超过0.050％，则铸造板坯的韧性劣化，不能进行热轧。因此，Nb含量为0.050％以下。优选为0.025％以下。
P：0.080％以下
P是在热轧钢板的制造过程中不可避免地混入的杂质元素。P含量越多，热轧钢板越脆化。在将热轧钢板应用于汽车行走部件的情况下，P含量能够允许至0.080％。因此，P含量为0.080％以下。优选为0.010％以下。此外，若将P含量降低至小于0.0005％，则脱P成本显著增加，因此P含量也可以为0.0005％以上。
S：0.010％以下
在钢水中含有大量S的情况下，形成MnS，使热轧钢板的延展性和韧性劣化。因此，S含量为0.010％以下。优选为0.008％以下。此外，若将S含量降低至小于0.0001％，则脱S成本显著增加，因此S含量也可以为0.0001％以上。
N：0.0050％以下
N是在热轧钢板的制造过程中不可避免地混入的杂质元素。若N含量超过0.0050％，则热轧钢板的扩孔性劣化。因此，N含量为0.0050％以下。优选为0.0040％以下。此外，若将N含量降低至小于0.0001％，则制钢成本显著增加，因此N含量也可以为0.0001％以上。
Ti：0.004～0.180％
Ti具有通过形成氮化物而提高含有后述说明的B带来的效果的效果。为了得到该效果，Ti含量为0.004％以上。优选为0.006％以上。为了含有Ti而提高含有B带来的效果，Ti含量为0.013％以上即可。
另一方面，Ti是使板坯的韧性劣化的元素。在Ti含量超过0.180％的情况下，存在板坯裂纹频繁发生的情况以及提高固溶化的成本的情况。因此，Ti为0.180％以下。优选为0.140％以下、0.100％以下。
B：0.0004～0.0030％
B是抑制冷却工序中的铁素体的生成的元素。为了得到该效果，B含量为0.0004％以上。优选为0.0011％以上。
另一方面，由于即使含有超过0.0030％的B，上述效果也会饱和，因此B含量为0.0030％以下。优选为0.0020％以下。
本实施方式的热轧钢板的化学组分的剩余部分也可以是Fe和杂质。在本实施方式中，杂质是从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入的，且在不对本实施方式的热轧钢板造成坏影响的范围内允许的物质。
本实施方式的热轧钢板也可以替代Fe的一部分而含有由Mo、V、Cr以及Ca构成的组中的一种或两种以上作为任意元素。不含有上述任意元素的情况下的含量的下限为0％。以下，对各任意元素进行说明。
Mo：0～0.150％
Mo是提高钢的淬火性的元素，也可以作为调整热轧钢板的强度的元素而含有。为了可靠地得到上述效果，Mo含量优选为0.030％以上。另一方面，即使含有超过0.150％的Mo，上述效果也会饱和。因此，Mo含量优选为0.150％以下。
V：0～0.300％
V具有通过微细的碳化物的形成来提高强度的效果。为了可靠地得到该效果，V含量优选为0.050％以上。但是，若过度地含有V，则在钢中形成氮化物，由此板坯韧性劣化，通板变得困难。因此，V含量优选为0.300％以下。
Cr：0～0.500％
Cr是表现与Mn类似的效果的元素。为了可靠地得到热轧钢板的强度提高效果，Cr含量优选为0.050％以上。另一方面，即使含有超过0.500％的Cr，上述效果也会饱和。因此，Cr含量优选为0.500％以下。
Ca：0～0.0020％
Ca通过形成微细的CaS，从而局部延展性提高，扩孔性提高。但是，若Ca含量超过0.0020％，则由于连续铸造时的喷嘴中的氧化物形成而使制造性劣化，另外，由于这些氧化物的卷入而成形性劣化。因此，Ca含量优选为0.0020％以下。此外，为了得到上述效果，Ca含量优选为0.0006％以上。
上述的热轧钢板的化学组分可以使用火花放电发光分光分析装置等进行分析。此外，对于C和S，使用气体成分分析装置等，在氧气流中燃烧，采用通过红外线吸收法进行测定而鉴定的值。另外，对于N，使从热轧钢板采集的试验片在氦气流中熔解，采用通过热传导度法进行测定而鉴定的值。
接着，对本实施方式的热轧钢板的金相组织进行说明。金相组织的特征除了提高热轧钢板的强度和成型性的效果之外，还限定于能够提高成型损伤部的疲劳特性的范围。
本实施方式的热轧钢板在距表面在板厚方向上1/4位置以及距所述表面在板厚方向上1/2位置的金相组织中，以体积％计，残留奥氏体为3.0～12.0％、贝氏体为75.0％以上、小于97.0％、铁素体为10.0％以下、马氏体为10.0％以下、珠光体为3.0％以下，在所述表面至距所述表面在板厚方向上100μm位置的区域的金相组织中，原奥氏体晶粒的平均粒径为25.0μm以下，一个面中的所述一个所述面的法线与所述一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度、和另一个面中的所述另一个所述面的法线与所述另一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度之比为1.00～1.20。
以下，对各规程进行说明。
残留奥氏体：3.0～12.0％
为了提高热轧钢板的延展性，残留奥氏体需要以体积率计为3.0％以上。为了提高热轧钢板的疲劳特性，残留奥氏体的体积率优选为6.0％以上。
另一方面，在残留奥氏体体积率超过12.0％的情况下，热轧钢板的扩孔性劣化。因此，残留奥氏体的体积率为12.0％以下。优选为10.0％以下或9.0％以下。
贝氏体：75.0％以上、小于97.0％
贝氏体是具有规定的强度，并且延展性和扩孔性的平衡优异的组织。首先，为了使总伸长率为13.0％以上，需要使残留奥氏体的体积率为3.0％以上，并且使贝氏体的体积率为小于97.0％。因此，贝氏体的体积率为小于97.0％。优选为95.0％以下。
另一方面，在贝氏体的体积率小于75.0％的情况下，组织的均质性丧失，扩孔性劣化。因此，贝氏体的体积率为75.0％以上。优选为80.0％以上。
铁素体：10.0％以下
铁素体的变形能力高，是为了提高热轧钢板的延展性而有效的组织，但体积率过多则热轧钢板的强度降低。若铁素体的体积率超过10.0％，则热轧钢板的强度降低，拉伸强度小于1150MPa。因此，铁素体的体积率为10.0％以下。优选为6.0％以下。铁素体的体积率的下限没有特别限定，也可以为0％。
马氏体：10.0％以下
马氏体具有提高强度的效果，但局部变形能力低，由于体积率提高而热轧钢板的局部伸长率和扩孔性降低。若马氏体的体积率超过10.0％，则热轧钢板的扩孔率小于35.0％。因此，马氏体的体积率为10.0％以下。优选为6.0％以下。马氏体的体积率的下限没有特别限定，也可以为0％。
珠光体：3.0％以下
珠光体是使热轧钢板的扩孔性劣化的组织。若珠光体的体积率超过3.0％，则热轧钢板的扩孔率小于35.0％。因此，珠光体的体积率为3.0％以下。优选为1.5％以下。珠光体的体积率的下限没有特别限定，也可以为0％。
残留奥氏体的体积率的测定方法
残留奥氏体的体积率通过EBSP来测定。EBSP的分析针对热轧钢板的距表面在板厚方向上1/4位置(距表面在板厚方向上1/8深度至距表面在板厚方向上3/8深度的区域)以及距表面在板厚方向上1/2位置(距表面在板厚方向上3/8深度至距表面在板厚方向是5/8深度的区域)进行。样品采用如下的样品：使用#600至#1000的碳化硅纸进行研磨后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在醇等稀释液或纯水中的液体抛光成镜面后，以充分地除去测定截面的应变为目的通过电解研磨抛光。电解研磨使用高氯酸乙醇的混合液，将液温设为-80℃来进行。在此，电解研磨中的电压只要调整为表层的研磨层厚一定、并且不产生凹坑等研磨导致的缺陷即可。
EBSP的测定使加速电压为15～25kV，至少以0.25μm以下的间隔进行测定，得到在板厚方向上150μm以上、在轧制方向上250μm以上的范围内的各测定点的结晶取向信息。在所得到的结晶结构中，使用EBSP分析装置附带的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“相位图(Phase Map)”功能，将结晶结构为fcc的结构判定为残留奥氏体。通过求出被判定为残留奥氏体的测定点的比率，得到残留奥氏体的面积率。将所得到的残留奥氏体的面积率视为残留奥氏体的体积率。
在此，由于测定点数越多越优选，因此测定间隔越窄、并且测定范围越广越好。但是，在测定间隔小于0.01μm的情况下，相邻点与电子束的扩展宽度干扰。因此，测定间隔为0.01μm以上。另外，测定范围最大可以在板厚方向上为200μm，在轧制方向上为400μm。另外，在测定中使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)与EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的装置。此时，装置内的真空度为9.6×10-5Pa以下，照射电流等级为13，电子束的照射等级为62。
铁素体的体积率的测定方法
铁素体的体积率为通过对金相组织照片进行组织观察而求出的、未生成铁系碳化物的晶粒的面积率。除此之外，铁素体的特征在于在晶粒内不存在因亚晶界、相变而生成的界面，将不存在所述铁系碳化物、在晶粒内不存在界面的晶粒定义为铁素体晶粒。以能够观察与热轧钢板的轧制方向正交的板厚截面的方式采集样品，使用醇和调整为3～5％的浓度的硝酸乙醇腐蚀液，腐蚀截面10～15秒而使铁素体显现。使用以500～1000倍的倍率分别对热轧钢板的距表面在板厚方向上1/4位置(距表面在板厚方向上1/8深度至距表面在板厚方向上3/8深度的区域)以及距表面在板厚方向上1/2位置(距表面在板厚方向上3/8深度至距表面在板厚方向是5/8深度的区域)进行拍摄而得到的金相组织照片来进行组织观察。在组织照片的拍摄中使用光学显微镜。金相组织照片在距表面在板厚方向上1/4位置以及距表面在板厚方向上1/2位置处分别准备3个视野以上。求出在各金相组织照片中观察到的铁素体晶粒的面积率，计算它们的平均值，由此得到铁素体的面积率的平均值。将该平均值视为铁素体的体积率。
此外，铁系碳化物被发现为是当量圆直径1μm以下的黑色粒状的明暗，在晶粒内被观察到。
马氏体的体积率的测定方法
马氏体的体积率为从金相组织照片鉴定出的马氏体的面积率。以能够观察与热轧钢板的轧制方向正交的板厚截面的方式采集样品，使用以500～1000倍的倍率分别对热轧钢板的距表面在板厚方向上1/4位置(距表面在板厚方向上1/8深度～距表面在板厚方向上3/8深度的区域)以及距表面在板厚方向上1/2位置(距表面在板厚方向上3/8深度～距表面在板厚方向是5/8深度的区域)进行拍摄而得到的金相组织照片来进行组织观察。金相组织通过使用混合了苦味酸、二亚硫酸钠以及乙醇的Lepera腐蚀液，在液温60～80℃下腐蚀30～60秒而显现。在拍摄到的组织照片中，以白色的明暗观察到的块状的组织是马氏体和残留奥氏体的混合组织。将该马氏体和残留奥氏体的混合组织的面积率作为马氏体和残留奥氏体的合计的体积率。将从该马氏体和残留奥氏体的合计的体积率中减去通过上述方法测定出的残留奥氏体的体积率而得到的值作为马氏体的体积率。
珠光体的体积率的测定方法
珠光体的体积率为通过对金相组织照片进行组织观察而求出的、层状的组织的面积率。金相组织照片可以使用在测定所述铁素体的体积率时使用的同一照片。将由该金相组织照片鉴定出的珠光体的面积率作为珠光体的体积率。
贝氏体的体积率的测定方法
贝氏体的体积率是从100％中减去通过上述的方法测定出的残留奥氏体、铁素体、马氏体以及珠光体的体积率的合计而得到的值。
原奥氏体晶粒的平均粒径：25.0μm以下
如上所述，成型损伤部的凹部的深度由于受到弯曲或者弯曲恢复变形时的、钢板表面的塑性隆起的凹凸的发展和模具接触而产生。其中，钢板表面的塑性隆起的程度依赖于钢板表层的有效结晶粒径的大小。在所述金相组织的构成中，有效结晶粒径与原奥氏体晶粒的平均粒径对应，为原奥氏体晶界最大的变形的单位。在原奥氏体晶粒的平均粒径超过25.0μm的情况下，成型损伤部的深度变深，热轧钢板的成型损伤部的疲劳特性劣化。因此，表层区域(表面至距表面在板厚方向上100μm的位置的区域)中的原奥氏体晶粒的平均粒径为25.0μm以下。优选为20.0μm以下或15.0μm以下。
此外，原奥氏体晶粒的平均粒径越小越优选，但为了使其小于3.0μm需要极高的轧制负荷，因此可以为3.0μm以上。
原奥氏体晶粒的平均粒径的测定方法
为了测定原奥氏体晶粒的平均粒径，以能够观察与热轧钢板的轧制方向正交的板厚截面的方式采集样品，并使用通过苦味酸饱和水溶液和十二烷基苯磺酸钠腐蚀液使板厚截面的组织显现的样品。使用在该样品的表层区域(表面至距表面在板厚方向上100μm的位置的区域)中用扫描型电子显微镜以500倍的倍率拍摄到的组织照片，测定原奥氏体晶粒的当量圆直径。此外，扫描型电子显微镜装备了2个电子检测器。组织照片的拍摄是在9.6×10-5Pa以下的真空中，在加速电压15kV、照射电流等级13下对试样照射电子束，拍摄表层区域(表面至距表面在板厚方向上100μm的位置的区域)的二次电子像。拍摄视野数量为10个视野以上。在拍摄到的二次电子像中，原奥氏体晶界被拍摄为明亮的明暗。对于观察视野中包含的原奥氏体晶粒的一个，计算当量圆直径。除去拍摄视野的端部、晶粒的整体未包含在拍摄视野中的原奥氏体晶粒，对观察视野中包含的所有原奥氏体晶粒进行上述操作，求出该拍摄视野中的所有原奥氏体晶粒的当量圆直径。通过计算在各拍摄视野中得到的原奥氏体晶粒的当量圆直径的平均值，从而得到原奥氏体晶粒的平均粒径。
一个面中的所述一个所述面的法线与所述一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度、和另一个面中的所述另一个所述面的法线与所述另一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度的比：1.00～1.20
成型损伤部的凹部由于因成型时的钢板表层的塑性变形导致的凹凸的发展和模具接触而形成。由此，发明人等发现，凹部的深度依赖于钢板表层的变形的单位，在高强度钢中能够根据原奥氏体粒径而降低。但是，仅通过原奥氏体粒径的控制，在成型损伤部无法得到期望的疲劳特性。因为在刚性最高的部位产生高应力，所以，在纵壁以及R部的平面部中，部件的疲劳损伤发展最大。在该R部，受到帽成型那样的弯曲或者弯曲恢复变形。发明人等进行创新研究，发现：表面的法线与所述表面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度在钢板的表背面不同，由钢板的表背面中的所述区域的最大深度的比决定凹部深度，以及通过使该比为1.00～1.20从而在成型损伤部也得到期望的疲劳特性。因此，钢板的一个面的法线与所述一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度、和另一个面中的所述另一个所述面的法线与所述另一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度的比(以下，有时简单记载为最大深度的比)为1.00～1.20。最大的深度的比优选为1.15以下或1.10以下。
以下，对具有一个面的法线与所述一个所述面的所述法线附近的(011)极点的规定的旋转角的区域的最大深度的测定方法进行说明。
使用以与测定所述原奥氏体晶粒的体积率的样品同样的方法对截面进行镜面抛光后的样品，通过EBSP进行测定。样品是以充分地除去测定截面的应变为目的通过电解研磨抛光而成的。
EBSP的测定中，可以将加速电压设为15～25kV，将测定范围设为板厚总厚度，将在轧制方向上1000μm以上的范围设为测定范围。另外，由于目的在于测定结晶取向的平均特征，因此测定间隔可以为5μm以上。此外，为了避免未被测定的晶粒增多，而将测定间隔设为25μm以下。此外，将结晶取向数据结合测定坐标系进行记录。根据所得到的结晶取向数据，通过以下方法测定钢板的一个面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角。
热轧钢板的一个面(表面或者背面)的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角是将通过EBSP测定得到的结晶取向数据描绘在在正极点图上并测量而得到的值。在将结晶取向描绘在正极点图上时，正极点图的坐标系以法线(原点ND)为热轧钢板的板面的法线、水平轴TD为板宽方向、与水平轴正交的轴RD为轧制方向的方式，表示(011)方位的极点。上述这样的结晶取向是以规定的间隔对在轧制方向上1000μm以上、测定范围为板厚总厚度的范围进行测定而得到的点组。将该点组在板厚方向上分割为20份，描绘(011)极点图。在这样描绘出的距热轧钢板的一个面在各个深度方向位置处的(011)极点图中，测定与原点ND(热轧钢板的一个面的法线)与最接近的(011)极点的角度。将该测定值定义为一个面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角。在各个深度方向位置，求出旋转角为5°以下的区域的最大深度。
通过在热轧钢板的表面和背面进行上述操作，从而得到热轧钢板的两面中的、具有表面的法线与所述表面的所述法线附近的(011)极点的规定的旋转角的区域的最大深度。通过计算将表背面中的最大深度较大者的面的值除以另一面的值而得到的值，从而得到一个面中的所述一个所述面的法线与所述一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度、和另一个面中的所述另一个所述面的法线与所述另一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度的比。
拉伸强度：1150MPa
本实施方式的热轧钢板的拉伸强度为1150MPa以上。若拉伸强度小于1150MPa，则能够应用的汽车行走部件受到限定。本来，在拉伸强度小于1150MPa的情况下，成型损伤部的疲劳特性的提高不会成为课题。拉伸强度也可以是1200MPa以上或1300MPa以上。拉伸强度越高越好，但从热轧钢板的高强度化带来的部件的轻量化效果的观点出发，可以为1500MPa以下。
使用JIS Z 2241：2011的5号试验片，按照JIS Z 2241：2011进行拉伸试验，由此测定拉伸强度。拉伸试验片的采集位置为板宽方向中央位置，以与轧制方向垂直的方向为长度方向。
总伸长率：13％以上
为了在汽车行走部件的凸缘部和伸出部等的成型时不产生缩颈或者断裂，总伸长率需要为13.0％以上。因此，总伸长率可以为13.0％以上。优选为14.0％以上。
此外，总伸长率是指测定所述拉伸强度的拉伸试验中的、断裂时的伸长率。
扩孔率：35.0％以上
本实施方式的热轧钢板的扩孔率可以为35.0％以上。扩孔率小于35.0％时，由于在圆筒翻边部端部产生成型断裂，因此有时不能应用于汽车行走部件。为了进一步提高圆筒翻边部的成型高度，扩孔率也可以为50.0％以上。
按照JIS Z 2256：2010进行扩孔试验，从而测定扩孔率。
成型损伤部的疲劳强度：350MPa以上
在目前应用的780MPa级的钢板中，成型损伤部的凹部的疲劳强度不成为课题，疲劳限度比为0.45以上。在本实施方式的热轧钢板中，由于即使存在成型损伤部的凹部，也需要获得与780MPa级的钢板同等的疲劳强度，因此优选成型损伤部的疲劳强度为350MPa以上。若成型损伤部的疲劳强度为350MPa以上，则可以视为成型损伤部的疲劳强度优异。
此外，疲劳限度比是指将疲劳强度除以拉伸强度而得到的值(疲劳强度/拉伸强度)。
通过将短条状的热轧钢板进行帽成型，使用由成型后的热轧钢板制作的平面弯曲疲劳试验片测定疲劳强度，来评价成型损伤部的凹部的疲劳特性。在帽成型中形成纵壁时，由于一边受到弯曲恢复变形一边与冲头接触，因此能够再现形成于行走部件的纵壁部附近的平坦-R部的凹部。用于帽成型的短条状的热轧钢板以长度方向为L方向，为宽度35mm、长度400mm的尺寸。使用R6程度的方头冲头将该短条状的热轧钢板进行帽成型。在成型试验中，使用ERICHSEN公司制造的型号145-100。由成型后的帽试验片的纵壁制作依据JIS Z2275：1978的形状的试验片，实施疲劳试验。疲劳试验条件在室温下设为应力比R＝-1、频率25Hz，反复施加负荷至106次，测定断裂重复数。将至106次为止不断裂的应力作为疲劳强度。
具有上述化学组分和金相组织的本实施方式的热轧钢板，也可以以耐腐蚀性的提高等为目的而在表面上具备镀层并作为表面处理钢板。镀层可以是电镀层也可以是热浸镀层。作为电镀层，可以例示出电镀锌、电镀Zn-Ni合金等。作为热浸镀层，可以例示出热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、热浸镀Zn-Al合金、热浸镀Zn-Al-Mg合金、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金等。镀敷附着量没有特别限制，可以与以往相同。另外，在镀敷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)，能够进一步提高耐腐蚀性。
接着，说明本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法。以下说明的铸造工序和热轧工序是为了降低成型损伤部的凹部的深度所需的要件，是对板厚方向的结晶取向以及原奥氏体晶粒的平均粒径进行控制的重要工序。
本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法包括以下工序。
连续铸造工序，在对具有规定的化学组分的板坯进行连续铸造时，以弯月面～距所述弯月面1.0m的区域中的表面温度的平均冷却速度梯度为0.20～15.00℃/s2的方式进行连续铸造而得到所述板坯；
加热工序，将所述板坯加热至1200℃以上；
热轧工序，对所述加热后的所述板坯进行粗轧后，以870～980℃的温度范围内的合计压下率为80％以上、在870～980℃的所述温度范围内轧制机架间的经过时间为4.00秒以下的方式进行精轧；
冷却工序，冷却至300～550℃的温度范围；以及
卷取工序，以卷取温度成为300～550℃的所述温度范围的方式进行卷取。
以下，对各工序进行说明。
连续铸造工序
在对具有上述的化学组分的板坯进行连续铸造时，使弯月面～距弯月面1.0m的区域中的表面温度的平均冷却速度梯度为0.20～15.00℃/s2。此外，在本实施方式中，表面温度的平均冷却速度梯度是指在距弯月面1.0范围内的冷却速度的时间变化。该平均冷却速度梯度能够基于温度数据进行计算，该温度数据是由在距弯月面的距离为0.1m的位置、0.5m的位置以及1.0m的位置处埋设于铸模铜板的温度计得到的。将某一时间的距弯月面的距离为0.1m的位置、0.5m的位置以及1.0m的位置的测温值设为T0.1、T0.5以及T1.0。在将凝固壳处于距弯月面0.1m的位置的时间设为t0.1的情况下，若将铸造速度设为V(m/sec)，则该凝固壳通过距弯月面0.5m位置为t0.5＝(t0.1+0.4/V)。同样，上述凝固壳通过距弯月面1.0m的位置为t1.0＝(t0.1+0.9/V)。若使用具有以上关系的t0.1、t0.5、t1.0和各位置的测温值T0.1、T0.5以及T1.0来表示距弯月面1.0m范围内的冷却速度梯度，则为(4/9)×V2×T1.0+(5/9)×V2×T0.1-(1.62/1.25)×V2×T0.5。
从对象钢的连续铸造开始到结束为止，对于任意的某一时间，对板坯的表背面求出冷却速度梯度，将其平均值作为该时间的冷却速度梯度。至少测定20点以上的该某一时间的冷却速度梯度，将其平均值作为弯月面～距弯月面1.0m的区域中的表面温度的平均冷却速度梯度。此外，测定最大可以为100点。
表面温度的冷却速度影响凝固初期的柱状晶的生长，其梯度影响表层的柱状晶集群的生成频率。弯月面～距弯月面1.0m的区域中的表面温度的平均冷却速度梯度为超过15.00℃/s2时，最大深度的比超过1.20。上述区域中的平均冷却速度梯度越小越优选，但由于小于0.20℃/s2时，冷却控制极其困难，因此优选为0.20℃/s2以上。
连续铸造工序中的平均铸造速度可以为一般的范围，可以为0.8m/min以上，也可以为1.2m/min以上。从削减成本的观点出发优选为1.2m/min以上。另一方面，平均铸造速度超过2.5m/min时，容易产生凝固过程中的板坯的缺陷。因此，平均铸造速度优选为2.5m/min以下。
另外，平均铸造速度小于0.6m/min时，板坯厚度方向上的冷却温度梯度下降，但显著损害经济性。因此，平均铸造速度优选为0.6～2.5m/min。此外，此处所说的冷却温度梯度与上述的平均冷却速度梯度是不同的。
加热工序
将通过连续铸造得到的板坯加热至表面温度为1200℃以上，进行固溶。在板坯含有Ti的情况下，为了更可靠地使Ti固溶，加热温度优选为1230℃以上。另外，加热前的板坯温度可以是冷却至室温的板坯，在担心因热应力等导致的裂纹的情况下，也可以保持连续铸造后的高温。加热工序中的加热是通过装入被控制为规定的温度的炉内而进行，但使板坯表面温度为1200℃以上的时间(保持时间)为30分钟以上就足够。另外，在板坯含有Ti的情况下，使加热温度为1230℃以上的时间(保持时间)为30分钟以上就足够。保持时间的上限可以为300分钟以下。在炉内，在无机物的垫上配置板坯，此时，在无机物与铁的反应不会导致被加热的板坯熔融的温度以下进行加热而固溶即可。例如，加热温度可以为1400℃以下。
热轧工序
对板坯进行加热后，实施粗轧，之后在以下说明的范围内进行精轧。精轧以870～980℃的温度范围内的合计压下率为80％以上的方式进行。精轧温度超过980℃时，与轧制机架中的合计压下率无关地，奥氏体晶粒的平均粒径变大，不能降低成型损伤部的深度，在成型损伤部不能得到优异的疲劳特性。
在870～980℃的温度范围内的合计压下率小于80％的情况下，原奥氏体晶粒的平均粒径超过25.0μm。此处所说的合计压下率是指将咬入温度为870～980℃的轧制机架各自的压下率相加所得的值。870～980℃的温度范围内的合计压下率的上限可以为95％以下。
另外，在热轧工序中，粗轧后的板厚t0与精轧后的制品板厚t的比即总板减率((1-t/t0)×100)小于80％时，无论怎样控制轧制温度，也不能使870～980℃的温度范围内的合计压下率为80％以上，因此总板减率被限制为80％以上。该总板减率越高则成品率越高，因此优选，但在超过98％的情况下，对轧制机的负荷升高，辊更换等的成本升高。若考虑对辊的负荷，则该总板减率更优选为95％以下。因此，粗轧后的板厚与精轧后的制品板厚的比即总板减率被限制为80％以上。另外，总板减率优选为98％以下。
总轧制机架数量没有特别限制，可以根据轧制机的耐载荷或者转矩等能力决定。一般，咬入温度为870～980℃的轧制机架的数量为2个机架以上。在870～980℃的温度范围内的精轧中，在轧制机架间的经过时间超过4.00秒的情况下，奥氏体晶粒在该区间中生长，原奥氏体晶粒的平均粒径超过25.0μm，因此不优选。因此，在咬入温度为870～980℃的轧制机架的数量超过2个的情况下，轧制机架间的经过时间为4.00秒以下。由于在轧制机架间的经过时间小于0.30秒的情况下，对轧制辊的负荷升高，因此上述经过时间可以为0.30秒以上。
此外，关于咬入温度，通过根据设置于各机架的辐射温度计等温度计测量出的钢板表面温度求出即可。
冷却工序
精轧后，冷却至350～550℃的温度范围。若精轧后的冷却停止温度在330～550℃的温度范围外，则不能在期望的温度范围内进行后述说明的卷取。
卷取工序
冷却后，为了使热轧钢板的强度为1150MPa以上，以卷取温度成为350～550℃的温度范围的方式进行卷取。若卷取温度小于350℃，则马氏体的体积率增加。因此，卷取温度为350℃以上。优选为380℃以上。另一方面，若卷取温度超过550℃，则贝氏体的体积率减少，进而在570℃以上时铁素体的体积率增加。因此，卷曲温度为550℃以下。优选为480℃以下。
卷曲温度可以使用在冷却后设置于从冷却装置到卷取机的区间的温度计在钢卷全长上测定的、遍及钢卷全长的钢板表面温度的平均值。这是因为遍及钢卷全长的钢板表面温度的平均值与卷取成卷筒状后的钢卷温度等同。此外，为了降低钢卷内的材质偏差，钢卷的任意的点的卷取温度最大也优选为480℃以下。即，在钢卷全长中，钢板表面温度优选为480℃以下。
在本实施方式中，优选使从冷却工序中的冷却开始到卷取工序中的卷取开始为止的经过时间为30秒以下。在此所说的经过时间是指从精轧完成到卷取开始的时间。在本实施方式的热轧钢板的化学组分中，冷却时间没有特别限制，但在冷却时间长的情况下，由于冷却带中的空冷带长变长，表层的氧化皮厚度变厚，因此酸洗工序中的成本增加。因此，冷却时间优选为30秒以下。此外，在冷却工序中，可以通过调整冷却工序中的冷却的平均冷却速度来进行从冷却开始到卷取开始的经过时间的调整。精轧后的冷却方法为在输出辊道上进行水冷或空冷等，只要以成为期望的冷却时间的方式选择冷却方法即可。
通过以上方法制造的热轧钢板，可以放冷至室温，也可以在卷取成卷筒状后进行水冷。在放冷至室温的情况下，可以再次开卷并进行酸洗，也可以实施用于整理残余应力和形状的表皮光轧。
回火工序
本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法也可以还包括回火工序，该回火工序为了进一步提高延展性，对通过上述工序制造的热轧钢板实施回火。
在实施回火的情况下，优选以在200℃以上、小于450℃的温度范围内保持90～80000秒的条件进行。回火温度小于200℃时，几乎无法确认材质的变化，因工序增加而导致制造成本升高，因此不优选。另外，回火温度为450℃以上时，珠光体分率超过3.0％而扩孔性降低。回火工序中的平均升温速度没有特别限制，但为了不降低热处理效率，可以为0.01℃/秒以上。另外，回火中的气氛可以是氧化气氛，也可以是由N等置换的气氛。回火也可以对卷筒状的热轧钢板进行，但在这种情况下为了降低钢卷内的偏差，保持时间优选为1000秒以上。
实施了回火的热轧钢板在冷却至室温后，也可以根据需要而实施用于除去在热轧或者热处理中生成的氧化皮的酸洗。
镀敷工序
本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法也可以还包括镀敷工序，该镀敷工序对通过上述方法制造的热轧钢板或回火工序后的热轧钢板实施热浸镀锌处理。
在实施热浸镀锌处理的情况下，优选将最高温度设为450～495℃的温度范围，并且使在该温度范围内的停留时间为75秒以下。小于450℃中的停留时间与上述回火工序同样，为在200℃以上、小于450℃的温度范围内90～80000秒的停留时间即可。若最高温度超过495℃，则与停留时间无关地，残留奥氏体的体积率为小于3.0％，镀敷赋予后的热轧钢板的延展性降低。若最高温度小于450℃，则在镀层中产生缺陷，因此不优选。其他条件，在处于上述温度历程的范围内的情况下，镀敷的赋予方法没有特别限定。镀敷附着量没有特别限定，可以与以往相同。另外，在镀敷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)，能够进一步提高耐腐蚀性。
[实施例]
通过连续铸造制造了具有表1所示的化学组分的板坯。连续铸造的条件为表2-1和表2-2所记载的条件。在连续铸造中，试验No.4、5、10、13以及19的、弯月面～距弯月面1.0m的区域中的表面温度的平均冷却速度梯度超过15.00℃/sec2。
根据表2-1和表2-2所示的条件，将得到的板坯制造了板厚2.6mm的热轧钢板。根据需要，在表2-1和表2-2所示的条件下，实施了回火以及镀敷处理。此外，在热轧后的冷却中，冷却至表2-1和表2-2所记载的卷取温度。另外，从冷却工序中的冷却开始到卷取工序中的卷取开始为止的经过时间为30秒以下。
[表1]
Figure BDA0003827057410000231
[表2-1]
Figure BDA0003827057410000241
[表2-2]
Figure BDA0003827057410000251
[表3-1]
Figure BDA0003827057410000261
[表3-2]
Figure BDA0003827057410000271
在试验No.17～20、23以及25中，在热轧后，将钢卷开卷，以成为能够进行规定的特性评价的尺寸的方式切断钢板，实施箱式炉中的热处理(回火)。此外，在试验编号27和28中，通过在表2-2所示的条件下实施镀敷处理，赋予热浸镀锌系镀层。
使用JIS Z 2241：2011的5号试验片，按照JIS Z 2241：2011实施拉伸试验。从表示最大载荷的点求出拉伸强度，根据断裂时的位移求出总伸长率。拉伸试验片的采集位置为板宽方向中央位置，以与轧制方向垂直的方向为长度方向。
在拉伸强度为1150MPa以上的情况下，认为具有优异的强度而判定为合格，在拉伸强度小于1150MPa的情况下，认为不具有优异的强度而判定为不合格。
按照JIS Z 2256：2010进行扩孔试验，从而测定扩孔率。在总伸长率为13.0％以上且扩孔率为35.0％以上的情况下，认为具有优异的成型性而判定为合格。另一方面，在只要不满足任意一方的情况下，认为不具有优异的成型性而判定为不合格。
关于成型损伤部的疲劳特性，根据通过将得到的热轧钢板进行帽成型，针对成型后的热轧钢板进行疲劳试验而得到的疲劳强度进行评价。疲劳试验的条件如上所述。
在疲劳强度为350MPa以上的情况下，认为成型损伤部的疲劳特性优异而判定为合格，在疲劳强度小于350MPa的情况下，认为成型损伤部的疲劳特性不优异而判定为不合格。
在C含量低的试验No.29中，残留奥氏体量少，总伸长率小于13.0％。
在C含量和Si含量高的试验No.30、以及Si含量高的试验No.31中，残留奥氏体的体积率高，扩孔率低。
在Mn含量低的试验No.32、以及B含量低的试验No.36中，拉伸强度小于1150MPa。
在Si含量低的试验No.37中，残留奥氏体的体积率低，总伸长率低。在Nb含量低的试验No.38中，原奥氏体晶粒粗大，成型损伤部的疲劳强度低。
此外，在试验No.33～35中，由于铸造中的喷嘴堵塞以及角部的微裂纹而不能实施热轧，因此不能制造热轧钢板。
即使化学组分在本发明的范围内，但870～980℃的温度范围内的合计压下率小于80％的试验No.9、以及870～980℃的温度范围内的轧制机架间的最大经过时间超过4.00秒的试验No.12，原奥氏体晶粒粗大，成型损伤部的疲劳强度低。
卷取温度低的试验No.7的扩孔率低。
卷取温度高的试验No.16的贝氏体的体积率低，扩孔率低。
卷取温度高的试验No.15的铁素体的体积率高，拉伸强度小于1150MPa，且扩孔率低。
在热轧后实施了回火的试验No.17～20、23以及25中的、回火温度超过450℃的试验No.18的珠光体的体积率高，扩孔率降低。
在实施了镀敷处理的试验No.27以及28中的试验No.28中，由于最高温度超过495℃，因此珠光体的体积率增加而扩孔率降低。
成型损伤部的疲劳强度与支配拉伸强度、总伸长率以及扩孔率的组织因素不同，如图1和图2所示，可知受原奥氏体晶粒的平均粒径及最大深度的比(一个面中的所述一个所述面的法线与所述一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度、和另一个面中的所述另一个所述面的法线与所述另一个所述面的法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度的比)支配。另外，如图3所示可知，最大深度的比尤其受弯月面～距弯月面1.0m的区域中的表面温度的平均冷却速度梯度支配。如图3所示可知，在0.20～15.00℃/sec2的范围中，最大深度的比为1.20以下，成型损伤部的疲劳强度为350MPa以上。
工业可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供一种具有高强度和优异的成型性、且在成型损伤部具有优异的疲劳特性的热轧钢板及其制造方法。根据本发明的上述方案，由于成型损伤部的疲劳特性优异，因此能够提供一种能够降低在使R部成型时形成的R部附近的平面部中的凹部的深度的热轧钢板及其制造方法。

Claims (5)

1.一种热轧钢板，其特征在于，
化学组分以质量％计含有
C：0.085～0.190％、
Si：0.40～1.40％、
Mn：1.70～2.75％、
Al：0.01～0.55％、
Nb：0.006～0.050％、
P：0.080％以下、
S：0.010％以下、
N：0.0050％以下、
Ti：0.004～0.180％、
B：0.0004～0.0030％、
Mo：0～0.150％、
V：0～0.300％、
Cr：0～0.500％、以及
Ca：0～0.0020％，
剩余部分由Fe和杂质构成；
距表面在板厚方向上1/4位置以及距所述表面在板厚方向上1/2位置的金相组织中，以体积％计
残留奥氏体为3.0～12.0％、
贝氏体为75.0％以上、小于97.0％、
铁素体为10.0％以下、
马氏体为10.0％以下、
珠光体为3.0％以下；
在所述表面～距所述表面在板厚方向上100μm位置的区域的金相组织中，原奥氏体晶粒的平均粒径为25.0μm以下；
一个面中的所述一个所述面的法线与所述一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度、和另一个面中的所述另一个所述面的法线与所述另一个所述面的所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的最大深度之比为1.00～1.20；
拉伸强度为1150MPa以上。
2.如权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，
所述化学组分以质量％计含有由以下元素构成的组中的一种或两种以上：
Mo：0.030～0.150％、
V：0.050～0.300％、
Cr：0.050～0.500％、以及
Ca：0.0006～0.0020％。
3.一种热轧钢板的制造方法，是如权利要求1或2所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，包括：
连续铸造工序，在对具有权利要求1所述的化学组分的板坯进行连续铸造时，以弯月面～距所述弯月面1.0m的区域中的表面温度的平均冷却速度梯度为0.20～15.00℃/s2的方式进行连续铸造而得到所述板坯；
加热工序，将所述板坯加热至1200℃以上；
热轧工序，对所述加热后的所述板坯进行粗轧后，以870～980℃的温度范围内的合计压下率为80％以上、在870～980℃的所述温度范围内轧制机架间的经过时间为4.00秒以下的方式进行精轧；
冷却工序，冷却至300～550℃的温度范围；以及
卷取工序，以卷取温度成为300～550℃的所述温度范围的方式进行卷取。
4.如权利要求3所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，
包括回火工序，所述回火工序在所述卷取工序后，在200℃以上、小于450℃的温度范围内保持90～80000秒。
5.如权利要求3或4所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，
包括镀敷工序，所述镀敷工序对所述卷取工序后的热轧钢板或者所述回火工序后的热轧钢板，以450～495℃的温度范围的停留时间为75秒以下的热历程实施热浸镀锌处理。
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024009812A1 (ja) * 2022-07-07 2024-01-11 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102719732A (zh) * 2012-06-28 2012-10-10 宝山钢铁股份有限公司 热轧高强度双相钢板及其制造方法
CN103443320A (zh) * 2011-03-31 2013-12-11 新日铁住金株式会社 各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板及其制造方法
CN105143485A (zh) * 2013-04-15 2015-12-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
JP2016194158A (ja) * 2015-04-01 2016-11-17 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
CN107002196A (zh) * 2014-12-05 2017-08-01 杰富意钢铁株式会社 磁极用热轧钢板及其制造方法、以及水力发电用轮缘构件
WO2017203994A1 (ja) * 2016-05-25 2017-11-30 Ｊｆｅスチール株式会社 めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3858146B2 (ja) 2002-01-29 2006-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5068688B2 (ja) 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
DE102012002079B4 (de) 2012-01-30 2015-05-13 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
WO2014188966A1 (ja) 2013-05-21 2014-11-27 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP6241273B2 (ja) 2013-12-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
EP3584337B1 (en) * 2017-02-17 2020-12-23 JFE Steel Corporation High strength hot-rolled steel sheet and method for producing same
WO2020080552A1 (ja) * 2018-10-19 2020-04-23 日本製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP7107566B2 (ja) 2018-11-30 2022-07-27 株式会社システック 木自動切断装置

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103443320A (zh) * 2011-03-31 2013-12-11 新日铁住金株式会社 各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板及其制造方法
CN102719732A (zh) * 2012-06-28 2012-10-10 宝山钢铁股份有限公司 热轧高强度双相钢板及其制造方法
CN105143485A (zh) * 2013-04-15 2015-12-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN107002196A (zh) * 2014-12-05 2017-08-01 杰富意钢铁株式会社 磁极用热轧钢板及其制造方法、以及水力发电用轮缘构件
JP2016194158A (ja) * 2015-04-01 2016-11-17 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
WO2017203994A1 (ja) * 2016-05-25 2017-11-30 Ｊｆｅスチール株式会社 めっき鋼板およびその製造方法

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