CN115244202B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

采用热轧钢板及其制造方法，具有规定的化学组分，钢板表面的法线与所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域以用板厚标准化的板厚方向位置计，距离所述表面0.150以下，所述旋转角为20°以上的区域以用所述板厚标准化的所述板厚方向位置计，距离所述表面0.250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5月8日在日本提交的特愿2020－082656号主张优先权，将其内容援引至此。
背景技术
近年来，汽车或各机械部件的轻量化逐渐发展。通过将部件形状设计成最适合的形状来确保刚性，从而能够实现汽车或各机械部件的轻量化。并且，在冲压成形部件等的坯件成形部件中，能够通过减少部件材料的板厚来实现轻量化。然而，在减少板厚的同时还要确保静态破坏强度以及屈服强度的情况下，需要使用高强度材料。特别地，在下臂、牵引杆或者转向节等汽车行走部件中，开始研究高于780MPa级的钢板的适用。这些汽车行走部件是对钢板实施弯曲加工等而制造的，因此应用于这些汽车行走部件的钢板要求成形性优异。
例如，在专利文献1中公开了一种热轧钢板，其在热轧工序中，通过将精轧温度及轧制率设定在规定的范围内，从而控制原奥氏体的晶体粒径及长径比，降低各向异性。
专利文献2中公开了一种冷轧钢板，其在热轧工序中，在规定的精轧温度范围中，通过将轧制率及平均应变速度设定在适当的范围内，从而提高韧性。
为了汽车或各机械部件等的进一步的轻量化，还存在以冷轧钢板为前提的板厚的钢板被应用于汽车行走部件的期望。专利文献1及专利文献2所述的技术是在制造应用高强度钢板的汽车行走部件时有效的。
然而，本发明的发明人们认识到，即使是应用专利文献1及专利文献2所述的技术的钢板，存在成形为部件形状后的疲劳特性(持久性及耐冲击特性)不充分的情况。这被认为是因为，即使在实施弯曲成形后没有施加模拟使用环境的负载，在弯曲成形部的弯曲内侧(以下，简记为“弯曲内”)截面中形成有微小龟裂那样的前端锐化的凹部。认为该凹部带来尖锐的龟裂那样的缺口的效果，会降低部件的持久性。本发明的发明人们认识到，在弯曲内的微小的龟裂那样的前端锐化的凹部在钢板越为高强度时而越容易形成。
现有技术文献
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
发明内容
发明要解决的技术问题
发明的发明人们为了能够提供一种为高强度、并且改善在弯曲成形时产生的弯曲内的前端锐化的凹部的钢板，针对在弯曲内形成的凹部进行了调查。其结果，本发明的发明人们认识到，在弯曲内的微小的龟裂那样的前端锐化的凹部(下面，将在弯曲内形成的微小的龟裂那样的前端锐化的凹部记为“弯曲内凹部”)并不是微小龟裂，而是通过在弯曲成形时钢板的表层在微观的区域中向面外塑性屈曲从而形成的凹凸导致的。此外，本发明的发明人们认识到在弯曲内凹部的深度超过某个一定的值时，热轧钢板的疲劳特性显著变差。
本发明的目的在于提供一种热轧钢板及其制造方法，该热轧钢板具有高的强度及优异的成形性，并且能够减小在弯曲成形时形成的弯曲内凹部的深度。
用于解决技术问题的技术手段
本发明的发明人们进行创意性研究，最终认识到，通过设为用于得到高强度的适当的化学组分及金相组织，并且尤其控制板厚方向的特定的晶体取向的旋转度，从而在不使部件性能变差的范围中，能够减少在弯曲成形时形成的弯曲内凹部的深度。此外，在本实施方式中较高的强度，是指抗拉(最大)强度为880MPa以上。此外，所谓成形性优异，是指扩孔率为35％以上。
基于上述见解而做出的本发明的宗旨如下。
(1)本发明的一方案的热轧钢板，化学组分以质量％计，含有：
C：0.060～0.170％；
Si：0.030～1.700％；
Mn：1.20～3.00％；
Al：0.010～0.700％；
Nb：0.005～0.050％；
P：0.0800％以下；
S：0.0100％以下；
N：0.0050％以下；
Ti：0～0.1800％；
Mo：0～0.150％；
V：0～0.3000％；
Cr：0～0.500％；以及
B：0～0.0030％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
在距表面在板厚方向上1/4位置及从所述表面至板厚方向1/2位置的金相组织中，以体积％计，
贝氏体及马氏体总计为80.0％以上，
铁素体为20.0％以下，
渗碳体及残留奥氏体总计为0～10.0％，
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小于30.00μm，
所述表面的法线与所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域以用板厚标准化的板厚方向位置计，距离所述表面0.150以下，所述表面的所述法线与所述法线附近的所述(011)极点的所述旋转角为20°以上的区域以用所述板厚标准化的所述板厚方向位置计，距离所述表面0.250以上，
抗拉强度为880MPa以上。
(2)也可以是，上述(1)所述的热轧钢板，所述化学组分以质量％计，含有由
Ti：0.0200～0.1800％；
Mo：0.030～0.150％；
V：0.0500～0.3000％；
Cr：0.050～0.500％；以及
B：0.0001～0.0030％
构成的组中一种或两种以上。
(3)本发明的其他方案的热轧钢板的制造方法，是上述(1)或(2)所述的热轧钢板的制造方法，包括：
铸造工序，在连续铸造具有上述(1)所述的化学组分的钢坯时，以弯液面～距离所述弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度成为300～650℃/m的方式进行连续铸造，得到所述钢坯；
加热工序，将所述钢坯加热至1200℃以上，保持30分以上；
热轧工序，在粗轧所述钢坯后，以870～980℃的温度域中的总轧制率为80％以上、870～980℃的所述温度域中的轧制机架间的经过时间为0.3～5.0秒、小于870℃的温度域中的总轧制率为小于10％的方式进行精轧；
冷却工序，在所述精轧后，通过在30.0秒以下进行冷却，冷却至小于300℃的温度域；以及
卷取工序，在所述冷却后，以卷取温度小于300℃的方式进行卷取。
(4)也可以是，上述(3)所述的热轧钢板的制造方法，在所述卷取后，进一步包括热处理工序，该热处理工序在200℃以上、小于450℃的温度域中保持90～80000秒。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供一种热轧钢板及其制造方法，该热轧钢板具有高强度及优异的成形性，并且能够减小在弯曲成形时形成的弯曲内凹部的深度。
附图说明
图1是示出实施例中的以钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的用板厚标准化的板厚方向位置、和弯曲内凹部的深度的关系的图。
图2是示出实施例中的以钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为20°以上的区域的用板厚标准化的板厚方向位置、和弯曲内凹部的深度的关系的图。
图3是示出实施例中的以钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的用板厚标准化的板厚方向位置、钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为20°以上的区域的用板厚标准化的板厚方向位置、以及弯曲内凹部的评价结果的关系的图。
具体实施方式
下面，针对本实施方式的热轧钢板(存在仅记为钢板的情况)，详细地进行说明。其中，本发明并不限定于本实施方式所公开的构成，在不脱离本发明的宗旨的范围中能够进行各种变更。
此外，在下文所述的夹着“～”记载的数值限定范围中，下限值及上限值包含在该范围中。在表示为“小于”、“高于”的数值中，其值不包含在数值范围中。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：0.060～0.170％、Si：0.030～1.700％、Mn：1.20～3.00％、Al：0.010～0.700％、Nb：0.005～0.050％、P：0.0800％以下、S：0.0100％以下、N：0.0050％以下、以及剩余部分：Fe及杂质。以下，针对各元素详细地说明。
C：0.060～0.170％
C是决定热轧钢板的强度的元素之一。若C含量小于0.060％，则不能得到880MPa以上的抗拉强度。因此，C含量设为0.060％以上。优选为0.080％以上。
另一方面，C含量高于0.170％时，热轧钢板的扩孔性变差，不能得到35％以上的扩孔率。扩孔率小于35％的热轧钢板不能适用于部件。因此，C含量为0.170％以下。优选为0.150％以下。
Si：0.030～1.700％
Si是通过固溶强化提高热轧钢板的强度的元素。此外，Si具有抑制碳化物的生成的效果，还是抑制热处理中的软化的元素。为了获得这些效果，Si含量设为0.030％以上。优选为0.050％以上。
另一方面，由于Si的氧化物形成能力高，若Si含量过剩，则在焊接部形成氧化物，或残留奥氏体的体积率高于10％，热轧钢板的扩孔性变差。因此，Si含量设为1.700％以下。为了进一步抑制回火中的软化，Si含量优选设为1.300％以下。
Mn：1.20～3.00％
Mn是为了提高热轧钢板的强度而必要的元素。若Mn含量小于1.20％，则不能得到880MPa以上的抗拉强度。因此，Mn含量设为1.20％以上。优选为1.50％以上。
另一方面，Mn含量高于3.00％时，铸造钢坯的韧性变差，不能进行热轧。因此，Mn含量设为3.00％以下。优选为2.70％以下。
Al：0.010～0.700％
Al作为脱氧剂发挥作用，是提高钢的清净度的元素。为了获得高效果，Al含量设为0.010％以上。优选设为0.100％以上。
另一方面，Al含量高于0.700％时，铸造困难。因此，Al含量为0.700％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0.300％以下。
Nb：0.005～0.050％
在热轧工序中为了将原奥氏体晶粒的平均粒径设为小于30.00μm，Nb含量需要为0.005％以上。若Nb含量小于0.005％，则热轧工序中不能将原奥氏体晶粒的平均粒径设为小于30.00μm，最终不能得到希望的金相组织。因此，Nb含量设为0.005％以上。优选为0.010％以上、0.020％以上。
另一方面，Nb含量高于0.050％时，铸造钢坯的韧性变差，不能进行热轧。因此，Nb含量设为0.050％以下。优选为0.040％以下。
P：0.0800％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时，P含量可以允许到0.0800％。因此，P含量设为0.0800％以下。优选为0.0500％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含量也可以设为0.0005％以上。
S：0.0100％以下
在钢液中大量含有S的情况下，形成MnS，使得热轧钢板的扩孔性及韧性变差。因此，S含量设为0.0100％以下。优选为0.0080％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含量也可以设为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。N含量高于0.0050％时，存在热轧钢板的残留奥氏体量变多而热轧钢板的扩孔性变差的情况、以及钢坯韧性变差的情况。因此，N含量设为0.0050％以下。优选为0.0040％以下。此外，若将N含量减少至小于0.0001％，则制钢成本显著增加，因此N含量也可以设为0.0001％以上。
本实施方式的热轧钢板的化学组分的剩余部分可以是Fe及杂质。在本实施方式中，所谓杂质，是指从作为原料的矿石、废料、或者制造环境等中混入的物质，在对本实施方式的热轧钢板不造成不良影响的范围内允许的物质。
本实施方式的热轧钢板代替Fe的一部分，可以将Ti、Mo、V、Cr以及B构成的组中的一种或两种以上作为任意的元素而包含。不含有上述任意元素的情况下的含量的下限为0％。下面，针对各任意元素进行说明。
Ti：0～0.1800％
Ti是通过在钢中作为细微的碳化物而析出，从而提高热轧钢板的强度的元素，因此也可以含有。为了可靠地得到上述效果，Ti含量优选设为0.0200％以上。另一方面，即使高于0.1800％地含有，上述效果饱和。因此，Ti含量优选设为0.1800％以下。
Mo：0～0.150％
Mo是提高钢的淬火性的元素，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含量优选设为0.030％以上。另一方面，即使高于0.150％地含有，上述效果也会饱和。因此，Ti含量优选设为0.150％以下。
V：0～0.3000％
V是发挥与Ti类似的效果的元素。为了可靠地得到细微的碳化物的形成带来的析出强化的效果，V含量优选设为0.0500％以上。然而，若过度含有V，则会在钢中形成氮化物，从而钢坯韧性变差，难以通板。因此，V含量优选设为0.3000％以下。
Cr：0～0.500％
Cr是发挥与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含量优选设为0.050％以上。另一方面，即使高于0.500％而含有Cr，上述效果也饱和。因此，Cr含量优选设为0.500％以下。
B：0～0.0030％
B是发挥与Mo类似的效果的元素，是提高淬火性的效果、以及提高热轧钢板的强度的元素。为了可靠地得到上述效果，B含量优选设为0.0001％以上。另一方面，即使高于0.0030％地含有B，上述效果也饱和，因此B含量优选设为0.0030％以下。
上述的热轧钢板的化学组分使用火花放电发光光谱分析装置等进行分析即可。此外，C及S采用使用气体成分分析装置等，使其在氧气气流中燃烧，通过红外线吸收法测定而确定的值。此外，N是采用使从热轧钢板提取的试验片在氦气流中熔融，通过热传导法测定而确定的值。
接着，针对本实施方式的热轧钢板的金相组织进行说明。金相组织的特征除提高热轧钢板的强度以及成形性的效果之外，还被限定在能够得到降低弯曲内凹部的深度的效果的范围。
本实施方式的热轧钢板是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，贝氏体及马氏体总计为80.0％以上，铁素体为20.0％以下，渗碳体及残留奥氏体总计为0～10.0％，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小于30.00μm，所述表面的法线与所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域以用板厚标准化的板厚方向位置计，距离所述表面0.150以下，所述表面的法线与所述法线附近的所述(011)极点的所述旋转角为20°以上的区域以用板厚标准化的板厚方向位置计，距离所述表面0.250以上。
以下，针对各规则进行说明。
贝氏体及马氏体：总计为80.0％以上
贝氏体及马氏体的体积率总计小于80％时，不能得到880MPa以上的抗拉强度及/或35％以上的扩孔率。因此，贝氏体及马氏体的体积率总计为80.0％以上。优选为83.0％以上。
此外，马氏体也可以回火，另外，在马氏体中，也可以含有渗碳体及残留奥氏体。渗碳体及残留奥氏体的体积率总计可以设为10.0％以下。
铁素体：20.0％以下
铁素体的体积率高于20.0％时，贝氏体及马氏体的体积率总计不会是80.0％以上，不能得到希望的抗拉强度。因此，铁素体的体积率设为20.0％以下。为了进一步提高强度，铁素体的体积率优选为17.0％以下，较优选为15.0％以下。铁素体的体积率从确保扩孔性的观点出发，可以设为10.0％以上。
渗碳体及残留奥氏体：0～10.0％
如上所述，在马氏体中，存在包含渗碳体及残留奥氏体的情况。渗碳体及残留奥氏体的体积率总计超过10.0％时，由于局部性的变形能力降低，导致热轧钢板的扩孔性降低。因此，渗碳体及残留奥氏体的体积率设为10.0％以下。优选为7.0％以下，较优选为5.0％以下。渗碳体及残留奥氏体的体积率越小越优选，因此下限为0％。
铁素体的体积率的测定方法
铁素体的体积率设为通过对金相组织照片进行组织观察而求得的、没有生成铁系碳化物的晶粒的面积率。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提取试样，使用3～5％浓度的硝酸乙醇腐蚀液，腐蚀截面，使其显现铁素体，使用以500～1000倍的倍率分别拍摄距热轧钢板的表面在板厚方向上1/4位置以及距表面在板厚方向1/2位置的金相组织照片，进行组织观察。对于每1钢种，针对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位置分别准备3视野以上的金相组织照片。求得在各金相组织照片中观察到的铁素体的面积率，计算它们的平均值，从而得到铁素体的体积率。此外，铁系碳化物在金相组织照片中，作为圆当量直径1μm以下的黑的颗粒状的明暗而被识别，在晶粒内被观察到。
贝氏体及马氏体的体积率的测定方法
本实施方式中的贝氏体及马氏体的体积率的总和是从100.0％中，减去铁素体的体积率、和以后述的方法测定的渗碳体及残留奥氏体的体积率的总和后的值。
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测定。使用在测定上述的铁素体的体积率时相同的试样提取位置提取的试样，针对距热轧钢板的表面在板厚方向上1/4位置、以及距表面在板厚方向上1/2位置进行EBSP的解析。对于试样，在使用#600至#1500的碳化硅纸研磨后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在醇等的稀释液或纯水中的液体，进行抛光成镜面后，以充分地除去测定截面的应变为目的，通过电解研磨进行抛光。此外，在电解研磨中，为了除去观察面的机械研磨应变，最小研磨20μm即可，最大研磨50μm即可。若考虑端部的蹋边，则优选为30μm以下。
EBSP的测定将加速电压设为15～25kV，至少以0.25μm以下的间隔进行测定，得到板厚方向上150μm以上、轧制方向上250μm以上的范围中的各个测定点的晶体取向信息。在所得到的结晶结构之中，使用附属于EBSP解析装置的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“相位图(Phase Map)”功能，将晶体结构为fcc的结构判定为残留奥氏体。通过求得被判定为残留奥氏体的测定点的比率，从而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，测定点数越多越优选，因此测定间隔小，或者测定范围广更好。然而，在测定间隔小于0.01μm的情况下，相邻点会干扰电子束的分布宽度。因此，测定间隔设为0.01μm以上。此外，测定范围最大设为板厚方向上200μm、板宽方向上400μm即可。此外，测定中，使用热敏电场放射型扫描电子显微镜(JEOL制造的JSM－7001F)和EBSD检测器(TSL制造的DVC5型检测器)所构成的装置。此时，装置内的真空度设为9.6×10－5Pa以下，照射电流等级设为13，电子束的照射等级设为62。
渗碳体的体积率的测定方法
在渗碳体的体积率的测定中，使用在测定上述的铁素体的体积率时相同的试样提取位置所提取的试样，针对距热轧钢板的表面在板厚方向上1/4位置、以及距表面在板厚方向上1/2位置进行测定。将板厚截面用研磨纸或氧化铝磨粒研磨并镜面抛光后，以3％硝酸乙醇溶液以及苦味酸腐蚀，使用扫描电子显微镜(SEM)进行观察。接着，使用SEM附属的照片拍摄装置，以倍率2000倍，以总观察视野面积为1.6×107μm2以上的方式拍摄多个视野，使用颗粒解析软件等图像解析软件，进行渗碳体的面积率的测定。由此，得到渗碳体的面积率。将所得到的渗碳体的面积率视为渗碳体的体积率。
原奥氏体晶粒的平均粒径：小于30.00μm
弯曲内凹部是因热轧钢板表层的晶粒的塑性屈曲而导致的，受到变形能力低的贝氏体及马氏体的组织的较大影响。这些组织的大小将原奥氏体晶粒的大小作为最大的单位(即，不会比原奥氏体晶粒大)。贝氏体及马氏体的特征在于，是被分割成几个被称为块的组织单位的形态。为了使弯曲内凹部的深度小于30.0μm，本实施方式的热轧钢板的主相(体积率为80.0％以上)的、贝氏体及马氏体的组织单位的最大的大小即原奥氏体晶粒的平均粒径设为小于30.00μm。为了进一步抑制弯曲内凹部引起的疲劳特性的降低，优选原奥氏体晶粒的平均粒径设为小于20.00μm。此外，因为弯曲内凹部引起的疲劳特性的降低受到表层区域中的原奥氏体晶粒的平均粒径影响，所以在表层区域(热轧钢板的表面～距表面在板厚方向上100μm位置的区域)将原奥氏体晶粒的平均粒径设为小于30.00μm是充分的。
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提取试样，使用通过苦味酸饱和水溶液及十二烷基苯磺酸钠腐蚀液使板厚截面的组织显现的试样。使用在该试样的表层区域(热轧钢板的表面～距表面在板厚方向上100μm位置的区域)中，采用扫描型电子显微镜以500倍的倍率拍摄的组织照片，测定原奥氏体晶粒的圆当量直径。此外，采用装备两个电子检测器的扫描型电子显微镜。对于组织照片的拍摄，在9.6×10－5Pa以下的真空中，以加速电压15kV、照射电流等级13对试样照射电子束，拍摄表层区域(热轧钢板的表面～距表面在板厚方向上100μm位置的区域)的二次电子像。拍摄视野数设为10视野以上。在拍摄的二次电子像中，原奥氏体晶界作为明亮的明暗而被拍摄。针对观察视野中所包含的原奥氏体晶粒的一个，计算圆当量直径。除去拍摄视野的端部等、晶粒的整体没有包含在拍摄视野中的原奥氏体晶粒，对于观察视野所包含的所有的原奥氏体晶粒进行上述操作，求得该拍摄视野中的所有的原奥氏体晶粒的圆当量直径。通过计算在各拍摄视野中所得到的原奥氏体晶粒的圆当量直径的平均值，从而得到原奥氏体晶粒的平均粒径。
表面的法线与所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域：以用板厚标准化的板厚方向位置计，距所述表面为0.150以下，以及
表面的法线与所述法线附近的(011)极点的旋转角为20°以上的区域：以用所述板厚标准化的所述板厚方向位置计，距所述表面为0.250以上
本发明的发明人们发现：将热轧钢板表面的法线与法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域，以用板厚标准化的板厚方向位置计，设为距表面为0.150以下，将旋转角为20°以上的区域，以用板厚标准化的板厚方向位置计，设为距离表面0.250以上，从而能够减少在任意的板面方向上的弯曲内凹部的深度。此外，用板厚标准化的板厚方向位置，是在将板厚方向深度设为d并将板厚设为t时，以d/t表示。
如前所述，弯曲内凹部起因于热轧钢板中的微观的表层的塑性屈曲现象。本发明的发明人们将该塑性屈曲现象理解为微观的塑性流动，是因由于晶粒的旋转而产生的基本的动作导致的。在弯曲变形的情况下，晶粒的旋转量取决于从中立轴向板厚表面的变形梯度。本发明的发明人们认为：由于在板厚方向上晶体旋转的动作不同的取向组进行分布，从而产生局部性的变形的不平衡，助长热轧钢板表层的屈曲。
因此，发明人们着眼于弯曲内凹部的深度与板厚方向上的晶体取向的关系，进行了调查。作为代表性的晶体取向，在板厚方向上描绘(011)极点时，划分为呈旋转角为5゜以下且晶体取向不变化的区域、以及旋转角为20゜以上且晶体取向不变化的区域。本发明的发明人们认为晶体取向不变化的范围的厚度会产生板厚方向上的变形不均匀，调查了各个范围的板厚方向的深度的比率与弯曲内凹部的深度的关系。结果发现，如图1及图2所示，当热轧钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为5゜以下的区域以用板厚标准化的板厚方向位置(板厚方向深度d/板厚t)计高于0.150时，弯曲内凹部的深度为30.0μm以上。此外，热轧钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为20゜以上的区域以用板厚标准化的板厚方向位置计小于0.250也是同样地，弯曲内凹部的深度为30.0μm以上。此外，图1是通过后述的实施例得到的图，是示出钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的用板厚标准化的板厚方向位置、和弯曲内凹部的深度的关系的图。图2是通过后述的实施例得到的图，是示出表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为20°以上的区域的用板厚标准化的板厚方向位置、和弯曲内凹部的深度的关系的图。
根据以上调查，本发明的发明人们发现：为了减小弯曲内凹部的深度，存在热轧钢板表面的法线与(011)极点所成的角度为5°以下的区域以及旋转角为20°以上的区域的深度比率的最优范围。如图3所示，通过将热轧钢板表面的法线与法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域设为以用板厚标准化的板厚方向位置计距表面为0.150以下，将旋转角为20°以上的区域设为以用板厚标准化的板厚方向位置计距表面为0.250以上，从而能够使弯曲内凹部的深度小于30.0μm。此外，图3是通过后述的实施例所得到的图，是表示表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的用板厚标准化的板厚方向位置、表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为20°以上的区域的用板厚标准化的板厚方向位置、以及弯曲内凹部的评价结果的关系的图。
下面，针对具有钢板表面的法线与所述法线附近的(011)极点的规定的旋转角的区域的测定方法进行说明。
使用与测定前述的奥氏体晶粒的体积率的试样相同的方法对截面镜面抛光后的试样，通过EBSP进行测定。采用以充分地除去测定截面的应变为目的而通过电解研磨剖光后的试样。此外，在电解研磨中，为了除去观察面的机械研磨应变，最小研磨20μm即可，最大研磨50μm即可。若考虑端部的蹋边，则优选为30μm以下。
在EBSP的测定中，将加速电压设为15～25kV，将测定范围设为板厚全厚，将轧制方向上1000μm以上的范围设为测定范围即可。此外，因为目的在于测定晶体取向的平均性的特征，因此测定间隔可以为5μm以上。为了避免未测定的晶粒增多，测定间隔设为30μm以下。此外，晶体取向数据采用与测定坐标系配合地记录的数据。根据所得到的晶体取向数据，钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角通过以下的方法进行测定。
热轧钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角是将通过EBSP测定得到的晶体取向数据绘制在正极点图上并测量的值。在正极点图上绘制晶体取向时，正极点图的坐标系以法线(原点ND)是热轧钢板的板面的法线、将水平轴TD设为板宽方向、与水平轴正交的轴RD成为轧制方向的方式，显示(011)方位的极点。
如上所述，晶体取向是对于轧制方向上1000μm以上、并将测定范围设为板厚全厚的范围以规定的间隔进行测定而得到的点组。将该点组在板厚方向进行20分割，绘制(011)极点图。在这样绘制的距钢板表面各自的深度方向位置处的(011)极点图中，测定原点ND(热轧钢板表面的法线)与最接近的(011)极点的角度。将该测定值定义为表面的法线与法线附近的(011)极点的旋转角。将各个深度方向位置除以板厚而得到的值定义为用板厚标准化的板厚方向位置(板厚方向深度d/板厚t)，在用该板厚标准化的板厚方向位置中，求得旋转角为5°以下的区域、以及旋转角为20°以上的区域。
抗拉强度：880MPa以上
本实施方式的热轧钢板的抗拉强度为880MPa以上。抗拉强度小于880MPa时，难以应用于汽车的行走部件。抗拉强度也可以设为900MPa以上。抗拉强度越高越优选，但出于热轧钢板的高强度化带来的轻量化效果的观点，可以设为1500MPa以下。
抗拉强度是通过使用JIS Z 2241：2011的5号试验片，以JIS Z 2241：2011为标准进行拉伸试验，从而测定的。拉伸试验片的提取位置设为板宽方向中央位置，将垂直于轧制方向的方向设为长度方向。
扩孔率：35％以上
本实施方式的热轧钢板的扩孔率为35％以上。扩孔率小于35％时，发生翻边部的成形断裂，难以应用于汽车的行走部件。为了降低翻边部的减薄率，降低在冲压工序中对模具的负载，扩孔率可以设为50％以上。此外，在将扩孔率设为80％以上的情况下，消除减薄，得到充分的翻边高度，能够提高部件的刚性。因此，扩孔率也可以设为80％以上。
扩孔率是通过以JIS Z 2256：2010标准进行扩孔试验而测定的。
接着，针对本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法进行说明。以下说明的铸造工序及热轧工序是为了减小弯曲内凹部的深度而作为要件的、控制板厚方向的晶体取向分布以及原奥氏体晶粒的平均粒径的重要工序。
本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法具备以下的工序。
铸造工序，连续铸造具有规定的化学组分的钢坯时，以弯液面～距离所述弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度为300～650℃/m的方式连续铸造，得到所述钢坯；
加热工序，将所述钢坯加热至1200℃以上，保持30分以上；
热轧工序，在粗轧所述钢坯后，以870～980℃的温度域中的总轧制率为80％以上、870～980℃的所述温度域中的轧制机架间的经过时间为0.3～5.0秒、小于870℃的温度域中的总轧制率小于10％的方式进行精轧；
冷却工序，在所述精轧后，通过冷却30.0秒以下，冷却至小于300℃的温度域；以及
卷取工序，在所述冷却后，以卷取温度为小于300℃的方式卷取。
此外，在本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法中，还可以在所述卷取后具备热处理工序，在该热处理工序中，在200℃以上、小于450℃的温度域中保持90～80000秒。
下面，针对各工序进行说明。
铸造工序
连续铸造具有上述化学组分的钢坯时，弯液面～距离弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度设为300～650℃/m。该凝固初期的表面温度梯度对热轧钢板表面的法线与法线附近的(011)极点的旋转角有影响。此外，在本实施方式中，所谓平均表面温度梯度，是指将与凝固壳相接的模具内的温度除以距弯液面的距离而得到的温度梯度。温度的测定是通过被埋设于模具的热电偶进行测温。热电偶埋设于钢坯长边面的宽度方向中央部，在弯液面以下0mm位置且距离模具的外表面(凝固壳)0.010mm以内的位置、以及在弯液面以下1.0mm位置且距离模具的外表面(凝固壳)0.010mm以内的位置。埋设于弯液面下0mm位置的热电偶在距弯液面的距离(铸造方向)为0.040mm以内即可，优选为0.005mm以内。将各测定温度除以区间距离而得到的值设为平均表面温度梯度。
在弯液面～距离弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度小于300℃/m时，热轧钢板表面的法线与法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域以用板厚标准化的板厚方向位置计，距表面为高于0.150。另一方面，在上述区域中的平均温度梯度高于650℃/m时，热轧钢板表面的法线与法线附近的(011)极点的旋转角为20°以上的区域以用板厚标准化的板厚方向位置计，距离表面小于0.250。因此，将弯液面～距弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度设为300～650℃/m，制造钢坯。平均表面温度梯度的下限优选为350℃/m、400℃/m，平均表面温度梯度的上限优选600℃/m、550℃/m。
铸造工序中的平均铸造速度是通常的范围即可，可以是0.8m/min以上，也可以是1.2m/min以上。出于削减成本的观点，铸造工序中的平均铸造速度优选设为1.2m/min以上。另一方面，平均铸造速度高于2.5m/min时，随着铸造速度的增加而钢坯厚度方向上的冷却温度梯度升高，凝固过程中的钢坯内部应力升高，从而容易发生缺陷。因此，平均铸造速度优选为2.5m/min以下。此外，在平均铸造速度为0.6m/min以下时，钢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。
加热工序
将通过连续铸造所得到的钢坯加热至钢坯表面温度为1200℃以上，在1200℃以上的温度域中保持30分以上，从而固溶化。加热温度小于1200℃时，基于固溶处理的均质化或碳化物熔解停滞，铁素体相变进展，从而热轧钢板的强度降低。在钢坯含有Ti的情况下，为了更可靠地使Ti固溶，加热温度优选设为1230℃以上。此外，加热前的钢坯温度可以是冷却至室温的钢坯，在担心发生热应力等导致的破裂的情况下，也可以保持连续铸造后的高温状态。加热工序中的加热通过装入被控制为规定的温度的炉内进行，但将钢坯表面温度为1200℃以上的时间设为30分以上就足够。1200℃以上的温度域下的保持时间小于30分时，不能得到希望量的贝氏体及马氏体。保持时间优选为40分以上、60分以上、100分以上。例如，加热温度可以设为1400℃以下，加热时间设为300分以下即可。
此外，在钢坯含有Ti的情况下，将钢坯表面温度为1230℃以上的时间设为60分以上就足够。在炉内，在无机物的货盘上配置钢坯，但此时在不会因无机物与铁的反应而导致被加热的钢坯熔融的温度以下进行加热并固溶即可。
热轧工序
加热钢坯后，实施粗轧，其后，在以下说明的范围内进行精轧。精轧以870～980℃的温度域中的总轧制率为80％以上的方式进行。总轧制率优选为85％以上。870～980℃的温度域中的总轧制率小于80％时，奥氏体粒的平均粒径为30.00μm以上。所谓此处所称的总轧制率，是指将咬入温度为870～980℃的轧制机架各自的轧制的值。精轧温度高于980℃时，与在轧制机架中的总轧制率无关地，奥氏体粒的平均粒径变大，不能将弯曲内凹部的深度控制为小于30.0μm。870～980℃的温度域中的总轧制率设为98％以下即可。
此外，小于870℃下的总轧制率为10％以上时，钢板表面的法线与法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域以用板厚标准化的板厚方向位置计，距离表面高于0.150。因此，小于870℃下的总轧制率设为小于10％。小于870℃的总轧制率优选小于7％。
在热轧工序中，粗轧后的板厚t0与精轧后的产品板厚t之比即总板减率((1－t/t0)×100)小于80％时，无论如何控制轧制温度，也不能将870～980℃的温度域中的总轧制率设为80％以上。因此，总板减率被限制在80％以上。该总板减率越高则成品率越高，因此优选，但在高于98％时，对轧制机的负载升高，辊更换等的成本升高。因此，粗轧后的板厚与精轧后的产品板厚之比即总板减率限制在80％以上。此外，总板减率优选为98％以下。
总轧制机架数并不特别限制，但根据轧制机的耐载荷或者扭矩等的能力来决定即可。在咬入温度为870～980℃的轧制机架的数量为2机架以上、且各机架间的经过时间高于5.0秒的情况下，在该区间，奥氏体粒生长，奥氏体粒的平均粒径为30.00μm以上，因而不优选。因此，在870～980℃的温度域中，各轧制机架间的经过时间设为5.0秒以下。优选为4.0秒以下。另一方面，在各轧制机架间的时间小于0.3秒的情况下，对轧制辊的负载升高。因此，各轧制机架间的时间设为0.3秒以上。优选为1.0秒以上、2.0秒以上。该咬入温度根据以被设置于各轧制机架的辐射温度计等温度计测量的钢板表面温度来求得即可。
冷却工序
精轧后，冷却至小于300℃的温度域后，为了将抗拉强度设为880MPa以上，而以卷取温度小于300℃的方式卷取。优选地，卷取温度为280℃以下。卷取温度也可以为20℃以上。精轧后的冷却中，为了通过得到希望量的贝氏体及马氏体从而将热轧钢板的强度设为880MPa以上，而以精轧后的冷却时间(精轧结束至卷取开始为止的时间)为30.0秒以下的方式进行冷却。优选为25.0秒以下。精轧后的冷却中，以在输出辊道上水冷或空气冷却等达到希望的冷却时间的方式选择冷却方法即可。
关于卷取温度，在冷却后，使用被设置于冷却装置至卷取机的区间中的温度计在钢卷整长上测定的、钢卷整长范围内的钢板表面温度的平均值即可。这是因为，钢卷整长范围的钢板表面温度的平均值与呈卷筒状卷取后的钢卷温度同等。但是，为了减小钢卷内的材质不均匀，优选钢卷的任意的点的卷取温度最大设为450℃以下。即，在钢卷整长范围中，钢板表面温度优选设为450℃以下。
通过以上的方法制造的热轧钢板可以放置冷却至室温，也可以在卷筒状卷取后进行水冷。在冷却至室温的情况下，可以在此展开卷并进行酸洗，也可以实施用于调整残留应力及形状的表皮光轧。表皮光轧的轧制率可以设为0.5％以下。
热处理工序
对于通过上述工序制造的热轧钢板，为了进一步提高扩孔性，可以实施在200℃以上、小于450℃的温度域保持90～80000秒的热处理。热处理温度小于200℃时，几乎不能确认材质的变化，因工序增加而导致制造成本升高，因此不优选。此外，在热处理温度为450℃以上时，有的情况下，不论保持时间如何，热轧钢板的渗碳体及残留奥氏体的体积率都会升高，热轧钢板的扩孔性变差。热处理工序中的平均升温速度并不特别限制，但为了不降低热处理效率，可以为0.01℃/秒以上。此外，热处理中的气氛可以是氧化气氛，可以是用N等替换了的气氛。热处理可以对卷筒状的热轧钢板进行，但此时，为了减少钢卷内的不均匀，保持时间优选设为120秒以上。保持时间高于80000秒时，几乎没有材质的变化，损害热处理的经济性，因此保持时间可以设为80000秒以下。热处理方法并不特别限定，但如果是在2000秒以内的热处理时间，则出于均热性的观点，优选展开卷而实施热处理。实施了热处理的热轧钢板在冷却至室温后，根据需要，也可以实施用于除去在热轧或热处理中生成的氧化皮的酸洗。
[实施例]
接着，针对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性及效果而采用的一个条件例。本发明并不限定于该一条件例。本发明在不脱离本发明的宗旨而达成本发明的目的的范围内，可以采用各种条件。
通过连续铸造制造具有表1所示的化学组分的钢坯。铸造速度为0.9m/min。此外，通过冷却模具，改变弯液面～距离弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度，得到热轧钢板。此外，表2及表3中的机架间最大时间为精轧时的、870～980℃的温度域中的各轧制机架间的经过时间的最大值。在任一示例中，870～980℃的温度域中的各轧制机架间的经过时间为0.3秒以上。表2及表3中的“ROT冷却时间”表示从开始精轧至开始卷取为止的时间。此外，精轧后，在冷却至表2及表3中的“ROT冷却后的卷取温度”之后进行了卷取。
针对表2的试验No.24及表3的No.37，钢坯中确认龟裂，因此未能实施铸造后的试验。此外，关于表3的试验No.30，连续铸造中的喷嘴堵塞显著，可能存在氧化物的堆积物的混入等，因此未实施铸造后的试验。关于表2的试验No.14～18、No.20～23、以及表3的No.38及48，在热轧后实施热处理。
从所得到的热轧钢板提取试验片，通过上述的方法进行金相组织的测定。此外，从相同钢板，通过以下的方法，测定抗拉强度及扩孔率。此外，通过以下的方法，评价弯曲内凹部。
抗拉强度的测定方法及是合格与否的判定标准
使用JIS Z 2241：2011的5号试验片，以JIS Z 2241：2011为标准进行拉伸试验，得到抗拉强度。拉伸试验片的提取位置设为板宽方向中央位置，将与轧制方向垂直的方向设为长度方向。
在抗拉强度为880MPa以上的情况下，认为具有高强度，判定为合格，在小于880MPa的情况下，认为不具有高强度，判定为不合格。
扩孔率的测定方法及合格与否的判定标准
通过以JIS Z 2256：2010为基准进行扩孔试验，得到扩孔率。
在扩孔率为35％以上的情况下，认为具有优异的成形性，判定为合格，在小于35％的情况下，认为成形性较差，判定为不合格。
成形后的弯曲内凹部的评价方法与合格与否的判定标准
所谓弯曲内凹部导致的高强度钢板向行走部件的应用时的劣化的抑制，能够通过以下的方法进行评价。钢板的弯曲内凹部在弯曲成形的弯曲内侧，在与模具不接触的部分产生。在冲压成形部件且复杂的部件形状下，在成形纵壁部那样的情况下，也产生非接触部。这样的在弯曲内部的非接触状态的再现，例如可以是JIS Z 2248：2014等所规定的V型块法的载荷，但也可以是针对冲头，为了在V中央部设置有非接触部，设置开口部即可。
此外，在冲压部件的形状复杂的情况下，并非在特定的板面内的方向的特性，而是需要在任意的方向抑制弯曲内凹部。因此，对于钢板钢卷的通板方向L，除了L方向、与其正交的C方向之外，还在L－C内实施了15゜间隔的5方向的V弯曲试验。实施这些方向(全部7方向)的弯曲试验，将在弯曲内的最大凹部深度作为评价指标。在行走部件这样的复杂的形状的冲压部件中，弯曲部的半径(曲率半径)根据设计而不同，但若设想实际的应用，则按照曲率半径R与板厚t之比即R/t为1.5来设定最小曲率半径。由此，在比这更大的曲率半径的情况下，板厚方向的弯曲变形梯度减小，不是安全侧的评价。因此，在本实施例中，以将R/t设为1.5的曲率半径进行弯曲试验，利用所得到的最大凹部深度判定合格与否。若弯曲内凹部的深度小于30.0μm，则不会发现部件疲劳特性的劣化。因此，在所得到的弯曲内凹部的深度小于30.0μm的情况下，认为能够减小弯曲成形时所形成的弯曲内凹部的深度，判定为合格。另一方面，在弯曲内凹部的深度为30.0μm以上的情况下，认为不能减小弯曲成形时所形成的弯曲内凹部的深度，判定为不合格。
在部件的弯曲内凹部的评价中，通过通常采用的染色体浸透探伤法能够检测的最小深度为30.0μm。弯曲内凹部的深度是通过如下方式测定：以与弯曲轴正交的截面切断弯曲试验片的不与冲头解除的部位，实施能够除去切断带来的毛刺的程度的研磨，观察该截面。龟裂的深度(弯曲内凹部的深度)设为在该截面中，测量从弯曲内的切线朝向板厚中心的深度方向的距离而得到的值。作为非破坏法，在通常所采用的染色体浸透探伤法中，虽然能够判断凹部的有无，但通常其精度为30.0μm左右，因此不适用。
在表4及5中示出上述的测定结果。此外，在图1～图3中示出在实施例中所得到的结果。图1是示出钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的用板厚标准化的板厚方向位置与弯曲内凹部的深度的关系的图。图2是示出钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为20°以上的区域的用板厚标准化的板厚方向位置与弯曲内凹部的深度的关系的图。图3是示出钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的用板厚标准化的板厚方向位置、钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为20°以上的区域的用板厚标准化的板厚方向位置、以及弯曲内凹部的评价结果的关系的图。
[表1]
Figure BDA0003827236330000221
[表2]
Figure BDA0003827236330000231
[表3]
Figure BDA0003827236330000241
[表4]
Figure BDA0003827236330000251
[表5]
Figure BDA0003827236330000261
钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域以用板厚标准化的板厚方向位置计不是距离表面0.150以下的试验No.2、8、13、17及41，弯曲内凹部的深度为30.0μm以上。此外，钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为20°以上的区域以用板厚标准化的板厚方向位置计不是距离表面0.250以上的试验No.5、12及23，弯曲内凹部的深度为30.0μm以上。
原奥氏体晶粒的平均粒径为30.00μm以上的试验No.9、22、29以及35，虽然具有晶体取向的特征，但弯曲内凹部的深度为30.0μm以上。即，可知为了将弯曲内凹部的深度设为小于30.0μm，原奥氏体晶粒的平均粒径的控制是用于得到晶体取向的板厚方向的控制带来的效果的前提条件。
晶体取向的特征可以通过弯液面～距离弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度进行整理。
在试验No.2、8、17及41中，弯液面～距离弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度均小于300℃/m。另一方面，在试验No.5、12及23中，弯液面～距离弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度为高于650℃/m。
此外，可知，在弯液面～距离弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度为313℃/m、且精轧时的小于870℃的温度域中的总轧制率高于10％的试验No.13中，钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的、用板厚标准化的板厚方向位置为距离表面0.156，未能减少弯曲内凹部的深度。
在弯液面～距离弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度接近313℃/m、且精轧时的小于870℃的温度域中的总轧制率不同的试验No.3及10中，钢板表面的法线与该法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域的、用板厚标准化的板厚方向位置为距离表面0.150以下。从这些示例可以判断，将精轧时的小于870℃的温度域中的总轧制率设为小于10％是适当的条件。
可知，热轧钢板的金相组织分率取决于轧制后的冷却条件～卷取条件，通过该条件和适当的化学组分，得到优异的抗拉强度及扩孔性。
根据以上可知，在本发明的宗旨的范围内，抗拉强度为880MPa以上，扩孔性优异，且能够改善在部件应用时成为问题的弯曲内凹部。
工业上的利用可能性
根据本发明的上述方案，能够提供一种热轧钢板及其制造方法，该热轧钢板具有高强度及优异的成形性，且能够减小弯曲成形时所形成的弯曲内凹部的深度。

Claims (4)

1.一种热轧钢板，其特征在于，
化学组分以质量％计，含有
C：0.060～0.170％；
Si：0.030～1.700％；
Mn：1.20～3.00％；
Al：0.010～0.700％；
Nb：0.005～0.050％；
P：0.0800％以下；
S：0.0100％以下；
N：0.0050％以下；
Ti：0～0.1800％；
Mo：0～0.150％；
V：0～0.3000％；
Cr：0～0.500％；以及
B：0～0.0030％，剩余部分由Fe及杂质构成，
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，
贝氏体及马氏体总计为80.0％以上，
铁素体为20.0％以下，
渗碳体及残留奥氏体总计为0～10.0％，
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小于30.00μm，
所述表面的法线与所述法线附近的(011)极点的旋转角为5°以下的区域，以用板厚标准化的板厚方向位置计，距离所述表面0.150以下，
所述表面的所述法线与所述法线附近的所述(011)极点的所述旋转角为20°以上的区域，以用所述板厚标准化的所述板厚方向位置计，距离所述表面0.250以上，
抗拉强度为880MPa以上。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，
以质量％计，所述化学组分含有由
Ti：0.0200～0.1800％；
Mo：0.030～0.150％；
V：0.0500～0.3000％；
Cr：0.050～0.500％；以及
B：0.0001～0.0030％
构成的组中一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，包括：
铸造工序，连续铸造具有权利要求1或2所述的化学组分的钢坯时，以弯液面～距所述弯液面1.0m的区域中的平均表面温度梯度为300～650℃/m的方式进行连续铸造，得到所述钢坯；
加热工序，将所述钢坯加热至1200℃以上，保持30分以上；
热轧工序，在粗轧所述钢坯后，以870～980℃的温度域中的总轧制率为80％以上、870～980℃的所述温度域中的轧制机架间的经过时间为0.3～5.0秒、小于870℃的温度域中的总轧制率为小于10％的方式进行终轧；
冷却工序，在所述终轧后，通过冷却30.0秒以下，冷却至小于300℃的温度域；以及
卷取工序，在所述冷却后，以卷取温度小于300℃的方式进行卷取。
4.根据权利要求3所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，
还具备热处理工序，其是在所述卷取后，在200℃以上、小于450℃的温度域中保持90～80000秒。
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