CN115244204B - 热轧钢板 - Google Patents

热轧钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN115244204B
CN115244204B CN202180019553.XA CN202180019553A CN115244204B CN 115244204 B CN115244204 B CN 115244204B CN 202180019553 A CN202180019553 A CN 202180019553A CN 115244204 B CN115244204 B CN 115244204B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
steel sheet
hot
retained austenite
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
CN202180019553.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN115244204A (zh
Inventor
榊原睦海
首藤洋志
多根井宽志
堤贵昭
石塚翔太
甲斐真辅
榊原章文
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 CN115244204A publication Critical patent/CN115244204A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115244204B publication Critical patent/CN115244204B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • 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

Landscapes

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

Abstract

本发明的热轧钢板具有规定的化学组成，与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数％为上述贝氏体的全部结晶粒中的80％以上，上述残留奥氏体中的C浓度为0.80质量％以上，上述残留奥氏体的平均结晶粒径为0.70μm以下，维氏硬度的标准偏差为25HV0.01以下。

Description

热轧钢板
技术领域
本发明涉及热轧钢板。
本申请基于2020年3月11日在日本申请的特愿2020-041811号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
从保护地球环境的观点出发，以提高汽车的燃料效率作为目的，汽车车体的轻量化取得进展。为了将汽车车体更加轻量化，需要提高应用于汽车车体的钢板的强度。但是，一般而言，如果将钢板高强度化，则对于成形性、特别是拉深成形、鼓凸成形而言重要的均匀伸长率(延展性)会降低。
作为提高均匀伸长率的方法，有使钢板的金属组织中含有残留奥氏体的方法。但是，若使钢板的金属组织中含有残留奥氏体，则局部变形能力降低。在进行弯曲成形、扩孔加工及翻边加工时，要求局部变形能力中特别是优异的局部延展性。
在专利文献1中，公开了局部变形能力优异、成形性的取向依赖性少的延展性优异的热轧钢板及其制造方法。本发明者们见识到：专利文献1中记载的热轧钢板由于铁素体量多，因此虽然延展性优异，但有时局部延展性变得不充分。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-172203号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的是提供具有优异的强度、延展性及局部延展性的热轧钢板。此外，更优选本发明的目的是提供具有上述诸特性、进而具有优异的局部弯曲性的热轧钢板。
用于解决课题的手段
本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，结果得到以下的见识(a)～(d)，完成本发明。
(a)为了得到优异的强度，必须使金属组织中包含期望量的回火马氏体及贝氏体。
(b)为了得到优异的延展性，必须使金属组织中包含期望量的残留奥氏体。然而，若包含残留奥氏体，则热轧钢板的局部延展性降低。
(c)为了在包含残留奥氏体的基础上得到优异的局部延展性，必须将残留奥氏体中的C浓度、残留奥氏体的平均粒径、与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数％、以及维氏硬度的标准偏差控制为所期望的范围。
(d)为了得到优异的局部弯曲性，必须控制热轧钢板的表面的最大高度粗糙度Rz。
基于上述见识而进行的本发明的要旨如下所述。
(1)本发明的一方案的热轧钢板的化学组成以质量％计含有：
C：0.100～0.350％、
Si：1.00～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
sol.Al：0.001～2.000％、
P：0.100％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.1000％以下、
O：0.0100％以下、
Ti：0～0.300％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.500％、
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％计包含：
贝氏体：40～92％、
回火马氏体：5～40％、
残留奥氏体：3～20％、
铁素体：5％以下、
新马氏体：5％以下、及
珠光体：5％以下，
与上述回火马氏体及上述残留奥氏体这两者相接触的上述贝氏体的结晶粒的个数％为上述贝氏体的全部结晶粒中的80％以上，
上述残留奥氏体中的C浓度为0.80质量％以上，
上述残留奥氏体的平均结晶粒径为0.70μm以下，
维氏硬度的标准偏差为25HV0.01以下。
(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其中，表面的最大高度粗糙度Rz也可以为15.0μm以下。
(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
Ti：0.005～0.300％、
Nb：0.005～0.100％、
V：0.005～0.500％、
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％
中的1种或2种以上。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供具有优异的强度、延展性及局部延展性的热轧钢板。此外，根据本发明的上述的优选的方案，能够提供具有上述诸特性、进而具有优异的局部弯曲性的热轧钢板。
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，本发明并不仅限制于本实施方式中公开的构成，可以在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种变更。
关于以下夹持“～”而记载的数值限定范围，下限值及上限值包含于该范围内。关于表示为“低于”或“超过”的数值，该值不包含于数值范围内。在以下的说明中，关于钢板的化学组成的％只要没有特别指定则为质量％。
化学组成
本实施方式的热轧钢板以质量％计包含C：0.100～0.350％、Si：1.00～3.00％、Mn：1.00～4.00％、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。
C：0.100～0.350％
C是为了得到所期望的强度所必要的元素。C含量低于0.100％时，变得难以得到所期望的强度。因此，C含量设定为0.100％以上。C含量优选为0.120％以上、0.150％以上。
另一方面，C含量超过0.350％时，因相变速度变慢而变得容易生成MA(马氏体及残留奥氏体的混合相)。其结果是，无法得到强度均匀的组织，变得难以得到优异的局部延展性。因此，C含量设定为0.350％以下。C含量优选为0.330％以下、0.310％以下。
Si：1.00～3.00％
Si具有延迟渗碳体的析出的作用。通过该作用，能够提高奥氏体未相变而残留的量、即残留奥氏体的面积分率。此外，通过上述作用，能够较多地保证硬质相中的固溶C量、以及防止渗碳体的粗大化，它们的结果是，能够提高钢板的强度。此外Si自身也具有通过固溶强化而提高热轧钢板的强度的效果。此外，Si具有通过脱氧而将钢致密化(抑制在钢中产生气孔等缺陷)的作用。Si含量低于1.00％时，无法得到由上述作用带来的效果。因此，Si含量设定为1.00％以上。Si含量优选为1.20％以上、1.50％以上。另一方面，Si含量超过3.00％时，使渗碳体的析出显著延迟，残留奥氏体的面积率过度提高，因此不优选。此外，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，有时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、2.50％以下。
Mn：1.00～4.00％
Mn具有抑制铁素体相变而将热轧钢板高强度化的作用。Mn含量低于1.00％时，无法得到所期望的抗拉强度。因此，Mn含量设定为1.00％以上。Mn含量优选为1.50％以上、1.80％以上。另一方面，Mn含量超过4.00％时，热轧钢板的局部延展性劣化。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。
sol.Al：0.001～2.000％
sol.Al与Si同样地具有将钢脱氧而将钢板致密化、并且通过抑制渗碳体从奥氏体析出而促进残留奥氏体的生成的作用。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。另一方面，sol.Al含量超过2.000％时，上述效果饱和，并且在经济上不优选。进而，sol.Al含量超过2.000％时，A3相变点显著上升，变得难以稳定地进行热轧。因此，sol.Al含量设定为2.000％以下。sol.Al含量优选为1.500％以下、1.300％以下。
需要说明的是，本实施方式中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。
P：0.100％以下
P一般是作为杂质而含有的元素，但具有通过固溶强化而提高热轧钢板的强度的作用。因此，也可以积极地含有P。但是，P也是容易偏析的元素。若P含量超过0.100％，则起因于晶界偏析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含量的下限没有必要特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设定为0.001％以上。
S：0.0300％以下
S是作为杂质而含有的元素，在钢中形成硫化物系夹杂物而降低热轧钢板的延展性。若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含量的下限没有必要特别规定，但从精炼成本的观点出发，优选设定为0.0001％以上。
N：0.1000％以下
N是作为杂质而含有于钢中的元素，具有降低热轧钢板的延展性的作用。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、0.0700％以下。N含量的下限没有必要特别规定，但在如下文所述的那样含有Ti、Nb及V中的1种或2种以上来谋求金属组织的微细化的情况下，为了促进碳氮化物的析出，N含量设定为0.0010％以上，更优选设定为0.0020％以上。
O：0.0100％以下
O若大量包含于钢中，则形成成为断裂的起点的粗大的氧化物，引起脆性断裂、氢诱导裂纹。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。为了在钢水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包含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、或制造环境等混入的元素、有意图的微量添加的元素，是在对本实施方式的热轧钢板不造成不良影响的范围内被允许的成分。
本实施方式的热轧钢板除了上述元素以外，还可以含有以下的元素作为任选元素。不含有上述任选元素时的含量的下限为0％。以下，对各任选元素进行详细说明。
Ti：0.005～0.300％、Nb：0.005～0.100％及V：0.005～0.500％
Ti、Nb及V都具有在钢中作为碳化物或氮化物而析出、通过钉扎效应而将金属组织微细化的作用，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Ti含量设定为0.005％以上、将Nb含量设定为0.005％以上、或将V含量设定为0.005％以上。但是，即使过量含有这些元素，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上不优选。因此，Ti含量设定为0.300％以下，Nb含量设定为0.100％以下，V含量设定为0.500％以下。
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都具有提高钢板的淬火性的作用。此外，Cr及Ni具有使残留奥氏体稳定化的作用，Cu及Mo具有在钢中析出碳化物而提高热轧钢板的强度的作用。进而，Ni在含有Cu的情况下具有有效地抑制起因于Cu的板坯的晶界裂纹的作用。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。
Cu具有提高钢板的淬火性的作用及在低温下在钢中作为碳化物析出而提高热轧钢板的强度的作用。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，Cu含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.05％以上。但是，Cu含量超过2.00％时，有时产生板坯的晶界裂纹。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。
如上述那样Cr具有提高钢板的淬火性的作用及使残留奥氏体稳定化的作用。为了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具有提高钢板的淬火性的作用及在钢中析出碳化物而提高强度的作用。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，在经济上不优选。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具有提高钢板的淬火性的作用。此外Ni在含有Cu的情况下具有有效地抑制起因于Cu的板坯的晶界裂纹的作用。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为高价的元素，因此大量地含有在经济上不优选。因此，Ni含量设定为2.00％以下。
如上所述B具有提高钢板的淬火性的作用。为了更可靠地得到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。
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都具有通过将夹杂物的形状调整为优选的形状而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微细化而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，若Ca含量或Mg含量超过0.0200％、或REM含量超过0.1000％，则在钢中过量地生成夹杂物，有时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，在经济上不优选。因此，将Ca含量、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。
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，本发明者们确认：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，本发明者们确认：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，但有时在热轧时产生瑕疵，因此Sn含量设定为0.050％以下。
上述的热轧钢板的化学组成只要通过一般的分析方法进行测定即可。例如只要使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry，电感耦合等离子体-原子发射光谱法)进行测定即可。需要说明的是，sol.Al只要使用将试样用酸加热分解后的滤液通过ICP-AES进行测定即可。C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活性气体融解-热导率法进行测定即可，O使用不活性气体融解-非分散型红外线吸收法进行测定即可。
热轧钢板的金属组织
接着，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％计包含贝氏体：40～92％、回火马氏体：5～40％、残留奥氏体：3～20％、铁素体：5％以下、新马氏体：5％以下、及珠光体：5％以下，与上述回火马氏体及上述残留奥氏体这两者相接触的上述贝氏体的结晶粒的个数％为上述贝氏体的全部结晶粒中的80％以上，上述残留奥氏体中的C浓度为0.80质量％以上，上述残留奥氏体的平均结晶粒径为0.70μm以下，维氏硬度的标准偏差为25HV0.01以下。
需要说明的是，在本实施方式中，规定与轧制方向平行的板厚截面的距离表面为板厚的1/4位置、并且板宽方向中央位置处的金属组织。其理由是由于：该位置处的金属组织表示热轧钢板的代表性的金属组织。需要说明的是，板厚的“1/4位置”是用于特定金属组织的观察位置，并不严格地限定于1/4深度。可以将对板厚的1/8～3/8深度的范围的某处进行观察而得到的金属组织视为1/4位置的金属组织。
贝氏体：40～92％
贝氏体是提高热轧钢板的强度及延展性的组织。若贝氏体的面积率低于40％，则无法得到所期望的强度及延展性。因此，贝氏体的面积率设定为40％以上。优选为50％以上、55％以上、65％以上、70％以上。
另一方面，若贝氏体的面积率超过92％，则无法得到所期望的延展性。因此，贝氏体的面积率设定为92％以下。优选为90％以下、85％以下。
回火马氏体：5～40％
回火马氏体是提高热轧钢板的强度的组织。若回火马氏体的面积率低于5％，则无法得到所期望的强度。因此，回火马氏体的面积率设定为5％以上。优选为10％以上、15％以上。
另一方面，若回火马氏体的面积率超过40％，则无法得到所期望的延展性。因此，回火马氏体的面积率设定为40％以下。优选为35％以下、30％以下。
残留奥氏体：3～20％
残留奥氏体是提高热轧钢板的延展性的组织。若残留奥氏体的面积率低于3％，则无法得到所期望的延展性。因此，残留奥氏体的面积率设定为3％以上。优选为5％以上、7％以上、10％以上。
另一方面，若残留奥氏体的面积率超过20％，则无法得到所期望的强度。因此，残留奥氏体的面积率设定为20％以下。优选为18％以下、15％以下。
铁素体：5％以下
铁素体为软质的组织，因此若铁素体的面积率过多，则无法得到所期望的强度。因此，铁素体的面积率设定为5％以下。优选为4％以下、3％以下、2％以下。铁素体的面积率越少越优选，因此铁素体的面积率也可以为0％。
新马氏体：5％以下
新马氏体为硬质的组织，因此有助于热轧钢板的强度的提高。但是，新马氏体也是延展性不足、进而使局部延展性降低的组织。若新马氏体的面积率过多，则无法得到所期望的延展性及局部延展性。因此，新马氏体的面积率设定为5％以下。优选为4％以下、3％以下、2％以下。新马氏体的面积率越少越优选，因此新马氏体的面积率也可以为0％。
珠光体：5％以下
若珠光体的面积率过多，则残留奥氏体量减少，有时无法确保充分量的与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒。因此，珠光体的面积率设定为5％以下。优选为4％以下、3％以下、2％以下。珠光体的面积率越少越优选，因此珠光体的面积率也可以为0％。
与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数％为贝氏体的全部结晶粒中的80％以上
本发明者们见识到：通过贝氏体的全部结晶粒中的以个数％计为80％以上的贝氏体的结晶粒与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触，热轧钢板的局部延展性提高。本发明者们推测其机理如下所述。
在残留奥氏体与回火马氏体相接触的情况下，在残留奥氏体与回火马氏体的界面处，由于软质的残留奥氏体与硬质的回火马氏体的硬度差，在变形时在回火马氏体中产生应力集中。其结果是，变得容易在回火马氏体与残留奥氏体的界面中生成空隙。在回火马氏体与残留奥氏体的界面中生成的空隙成为使热轧钢板的局部延展性劣化的原因。于是，通过贝氏体的全部结晶粒中的以个数％计为80％以上的贝氏体的结晶粒与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触，在变形时在回火马氏体中变得不易产生应力集中。其结果是，能够提高热轧钢板的局部延展性。
若与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数％低于贝氏体的全部结晶粒中的80％，则无法提高热轧钢板的局部延展性。因此，与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数％设定为贝氏体的全部结晶粒中的80％以上。优选为83％以上、85％以上、87％以上。与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数％的上限没有必要特别规定，但也可以设定为100％、99％、98％。
需要说明的是，作为贝氏体的结晶粒中的与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒以外的结晶粒，可列举出不与回火马氏体相接触而仅与残留奥氏体相接触的贝氏体的结晶粒、及与回火马氏体及珠光体这两者相接触的贝氏体的结晶粒等。
上述的各组织中的残留奥氏体以外的组织的面积率通过以下的方法进行测定。
首先，从热轧钢板按照可观察与轧制方向平行的板厚截面的距离表面为板厚的1/4位置并且板宽方向中央位置处的金属组织的方式采集试验片。接着，将板厚截面进行研磨后，将研磨面进行硝酸乙醇腐蚀，使用光学显微镜及扫描型电子显微镜(SEM)，对于30μm×30μm的区域进行至少3个区域组织观察。通过对利用该组织观察而得到的组织照片进行图像解析，得到铁素体、珠光体、贝氏体及回火马氏体各自的面积率。之后，对于同样的观察位置进行LePera腐蚀后，使用光学显微镜及扫描型电子显微镜进行组织观察，通过对所得到的组织照片进行图像解析，算出新马氏体的面积率。
在上述的组织观察中，各组织通过以下的方法进行鉴定。
将为板条状的结晶粒的集合、在组织的内部包含长径为20nm以上并且沿不同方向伸长的Fe系碳化物的组织视为回火马氏体。根据热处理条件，有时在回火马氏体的内部存在多种Fe系碳化物。
新马氏体由于是位错密度高、并且在粒内具有板条块、板条束之类的下部组织的组织，因此根据使用了扫描型电子显微镜的电子通道对比度成像，能够与其他的金属组织进行区别。
将为板条状的结晶粒的集合、在组织的内部不含长径为20nm以上的Fe系碳化物的组织中的并非新马氏体的组织、或在组织的内部包含长径为20nm以上的Fe系碳化物且该Fe系碳化物为具有单一的变种、即沿同一方向伸长的Fe系碳化物的组织视为贝氏体。这里，沿同一方向伸长的Fe系碳化物是指Fe系碳化物的伸长方向的差异为5°以内的碳化物。
将为块状的结晶粒、在组织的内部不含板条等下部组织的组织视为铁素体。
将板状的铁素体与Fe系碳化物以层状重叠的组织视为珠光体。
与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数％通过对与上述的利用光学显微镜及扫描型电子显微镜观察的区域相同的区域进行以下的测定来获得。
将板厚截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散到乙醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面。接着，通过电解研磨将导入样品的表层中的应变除去。在样品截面的长度方向的任意的位置处，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而获得晶体取向信息。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。
使用所得到的晶体取向信息和EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Phase Map”功能，确认残留奥氏体的存在位置。将晶体结构为fcc的组织判断为残留奥氏体。
数出观察区域中的贝氏体的结晶粒的个数、以及与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数。通过将与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数除以贝氏体的全部结晶粒的个数，得到与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数％。
需要说明的是，回火马氏体及贝氏体的存在位置通过上述的利用光学显微镜及扫描型电子显微镜的组织观察来确认，残留奥氏体的存在位置通过上述的利用EBSD解析的观察来确认。此外，将由平均晶体取向差为15°以上的晶界所围成的贝氏体视为1个贝氏体的结晶粒。平均晶体取向差为15°以上的晶界可以对通过EBSD解析而得到的晶体取向信息使用EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Image Quality”功能来进行特定。
残留奥氏体的面积率通过以下的方法进行测定。
在本实施方式中，残留奥氏体的面积率通过X射线衍射进行测定。首先，在热轧钢板的与轧制方向平行的板厚截面的、板厚的1/4位置并且板宽方向中央位置处，使用Co-Kα射线来求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)的合计6峰的积分强度，使用强度平均法来算出。由此，得到残留奥氏体的面积率。
残留奥氏体中的C浓度：0.80质量％以上
在残留奥氏体中的C浓度(碳浓度)低于0.80质量％的情况下，残留奥氏体在变形的早期大量地发生马氏体相变，而且，在之后的变形中作为硬质的马氏体起作用，因此使局部延展性降低。通过将残留奥氏体中的C浓度设定为0.80质量％以上，残留奥氏体适度稳定化，能够使残留奥氏体保留至变形后期的高应变域，其结果是，能够提高热轧钢板的局部延展性。因此，残留奥氏体中的C浓度设定为0.80质量％以上。残留奥氏体中的C浓度更优选为0.90质量％以上、1.00质量％以上、1.20质量％以上。
此外，通过将残留奥氏体中的C浓度设定为2.00质量％以下，能够抑制残留奥氏体的适度的稳定化，更可靠地表现出相变诱发塑性(TRIP)。因此，残留奥氏体中的C浓度也可以设定为2.00质量％以下。
残留奥氏体中的C浓度通过X射线衍射来求出。具体而言，在与轧制方向平行的板厚截面中的距离钢板表面为板厚的1/4位置并且板宽方向中央位置处的金属组织中，进行利用Cu-Kα射线的X射线衍射，由残留奥氏体的(200)面、(220)面及(311)面的反射角求出晶格常数a(单位为埃)，按照下述式(A)来算出残留奥氏体中的C浓度(Cγ)。由此，得到残留奥氏体中的C浓度(质量％)。
Cγ＝(a-3.572)/0.033(A)
残留奥氏体的平均结晶粒径：0.70μm以下
残留奥氏体的大小对残留奥氏体的稳定性造成较大影响。若残留奥氏体的平均结晶粒径超过0.70μm，则残留奥氏体在钢中不均匀地分散，无法有效地发挥残留奥氏体的TRIP效果。其结果是，无法提高热轧钢板的局部延展性。因此，残留奥氏体的平均结晶粒径设定为0.70μm以下。优选为0.60μm以下、0.50μm以下。残留奥氏体的平均结晶粒径也可以设定为0.10μm以上。
残留奥氏体的平均结晶粒径通过以下的方法来测定。
从热轧钢板，按照可观察与轧制方向平行的板厚截面的距离表面为板厚的1/4位置并且板宽方向中央位置处的金属组织的方式采集试验片。
将上述试验片的截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用将粒度为1～6μm的金刚石粉末分散到乙醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面。接着，通过电解研磨将导入样品的表层中的应变除去。在样品截面的长度方向的任意的位置处，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而得到晶体取向信息。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。
使用所得到的晶体取向信息和EBSD解析装置所附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Phase Map”功能，算出残留奥氏体的平均结晶粒径。将晶体结构为fcc的组织判断为残留奥氏体，通过算出各残留奥氏体的当量圆直径，得到各残留奥氏体的结晶粒径。通过算出观察区域中的残留奥氏体的结晶粒径的平均值，得到残留奥氏体的平均结晶粒径。
维氏硬度的标准偏差：25HV0.01以下
若维氏硬度的标准偏差超过25HV0.01，则组织间的硬度差大，因此无法提高热轧钢板的局部延展性。因此，维氏硬度的标准偏差设定为25HV0.01以下。优选为23HV0.01以下、20HV0.01以下、18HV0.01以下。
维氏硬度的标准偏差也可以设定为1HV0.01以上。
维氏硬度的标准偏差从提高热轧钢板的局部延展性的观点出发，优选较小。即，通过将热轧钢板中硬度大的回火马氏体充分软化，能够降低维氏硬度的标准偏差。
维氏硬度的标准偏差通过下述的方法而获得。
在与轧制方向平行的板厚截面中的板宽方向中央位置处的金属组织中，在板厚×1mm的范围内，对300点以上的测定点以等间隔测定维氏硬度。测定载荷设定为10gf。基于测定结果，算出维氏硬度(HV0.01)的标准偏差。
最大高度粗糙度Rz：15.0μm以下
热轧钢板的表面的最大高度粗糙度Rz也可以为15.0μm以下。通过将表面的最大高度粗糙度Rz设定为15.0μm以下，能够提高局部弯曲性。表面的最大高度粗糙度Rz优选为14.0μm以下、13.0μm以下。表面的最大高度粗糙度Rz的下限没有特别限定，但也可以设定为1.0μm以上。
最大高度粗糙度Rz通过依据JIS B 0601：2013进行测定来获得。
机械特性
本实施方式的热轧钢板的抗拉(最大)强度也可以为1180MPa以上。通过将抗拉强度设定为1180MPa以上，能够更加有助于车体轻量化。抗拉强度的上限没有必要特别限定，但也可以设定为1500MPa以下。
此外，本实施方式的热轧钢板也可以将总伸长率设定为10.0％以上，也可以将抗拉强度TS与局部伸长率l-El之积(TS×l-El)设定为8400MPa·％以上。总伸长率的上限也可以设定为30.0％以下，TS×l-El的上限也可以设定为15000MPa·％以下。
抗拉强度、总伸长率及局部伸长率使用JIS Z 2241：2011的5号试验片，依据JIS Z2241：2011进行测定。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，只要按照与轧制方向成直角的方向成为长度方向的方式采集拉伸试验片即可。
板厚
本实施方式的热轧钢板的板厚没有特别限定，但也可以设定为0.5～8.0mm。通过将热轧钢板的板厚设定为0.5mm以上，轧制完成温度的确保变得容易，并且能够降低轧制载荷，因此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。优选板厚为1.2mm以上、1.4mm以上。此外，通过将板厚设定为8.0mm以下，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。优选板厚为6.0mm以下。
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以耐蚀性的提高等作为目的，也可以使表面具备镀层而制成表面处理钢板。镀层可以为电镀层，也可以为热浸镀层。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，与以往同样即可。此外，通过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)，还能够进一步提高耐蚀性。
制造条件
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)～(6)。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。本实施方式中关于热轧钢板的温度，如果是板宽方向最端部则以接触式或非接触式温度计进行测定。如果是热轧钢板的板宽方向最端部以外，则通过热电偶进行测定、或通过传热解析进行计算。
(1)将板坯加热至1100℃以上并保持后，进行热轧。
(2)在850～1100℃的温度域中进行热轧。
(3)在850℃以上完成热轧。
(4)在热轧完成后，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至卷取温度。
(5)将卷取温度设定为T1-100℃以上且低于T1(℃)的温度域而卷取。此外，将卷取时的卷取张力设定为3.6kg/mm2以上。需要说明的是，T1(℃)通过下述式<1>来表示。
(6)将卷取温度～室温的温度域中的平均冷却速度设定为20℃/h以下。
T1(℃)＝591-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-17×[Cr]-21×[Mo]<1>
其中，各式中的[元素符号]表示各元素在钢中的含量(质量％)。不含有该元素的情况下代入0。
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而得到的板坯、通过铸造及开坯而得到的板坯等。根据需要，可以使用对这些板坯施加热加工或冷加工而得到的板坯。
为了使板坯加热时的奥氏体的结晶粒的尺寸均匀，供于热轧的板坯加热至1100℃以上并保持。在1100℃以上保持的时间(保持时间)优选设定为6000秒以上。板坯的加热温度优选设定为1300℃以下。此外，通过将板坯的加热温度设定为1170℃以下，能够降低热轧钢板的表面的最大高度粗糙度Rz。其结果是，能够提高热轧钢板的局部弯曲性。需要说明的是，在1100℃以上的温度域中的保持时，可以使钢板温度在1100℃以上变动，也可以设定为恒定。
热轧优选作为多道次轧制使用可逆式轧机或串列式轧机。特别是从工业生产率的观点出发，更优选至少最终的数段设定为使用了串列式轧机的热轧。
通过在850～1100℃的温度域中进行热轧，能够谋求再结晶奥氏体粒的微细化。热轧优选按照在850～1100℃的温度域中合计成为90％以上的板厚减少的方式进行。
需要说明的是，所谓850～1100℃的温度域的板厚减少，在将该温度域的轧制中的最初的道次前的入口板厚设定为t0，将该温度域的轧制中的最终道次后的出口板厚设定为t1时，可以通过(t0-t1)/t0×100(％)来表示。
热轧完成温度：850℃以上
热轧的完成温度优选设定为850℃以上。通过将热轧的完成温度设定为850℃以上，能够抑制奥氏体中的铁素体核生成位点数的过度的增大。进而，其结果是，可抑制最终组织(所制造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。热轧的完成温度的上限没有特别限定，但也可以设定为1100℃以下。
热轧完成后的冷却：平均冷却速度30℃/s以上
为了抑制通过热轧而细粒化的奥氏体结晶粒的生长，在热轧完成后，优选以30℃/s以上的平均冷却速度进行冷却至低于T1(℃)的温度域为止。
在热轧完成后，通过以30℃/s以上的平均冷却速度进行冷却至T1(℃)低于的温度域为止，能够抑制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(向冷却设备中导入钢板时)至加速冷却完成时(从冷却设备导出钢板时)为止的钢板的温度下降幅度除以从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。平均冷却速度的上限没有特别规定，但若加快冷却速度则冷却设备变成大规模，设备成本变高。因此，若考虑设备成本，则优选300℃/s以下。此外，冷却停止温度根据与后述的卷取温度的关系设定为T1-100℃以上即可。
卷取温度：T1-100℃以上且低于T1(℃)的温度域
卷取温度设定为T1-100℃以上且低于T1(℃)的温度域。通过将卷取温度设定为T1-100℃以上且低于T1(℃)，能够得到期望量的回火马氏体，其结果是，能够得到期望量的与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒。此外，能够得到所期望的尺寸的残留奥氏体。
卷取张力：3.6kg/mm2以上
卷取时的钢板张力(卷取张力)设定为3.6kg/mm2以上。
卷取时的卷取张力根据作为目标的强度等级、钢板的尺寸(板厚、板宽)而适当设定，一般而言，卷取大多以3.0kg/mm2以下的卷取张力来进行。但是，本发明者们见识到：通过将具有上述化学组成的板坯以上述条件进行热轧后，将卷取时的卷取张力设定为3.6kg/mm2以上而卷取，能够增多与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数％，能够提高热轧钢板的局部延展性。认为这是由于：通过提高卷取时的卷取张力，在回火马氏体与未相变的奥氏体之间产生应变，其结果是，促进该位置处的贝氏体的生成。
卷取张力的上限没有特别规定，但从抑制设备负荷的增大的观点出发，也可以设定为5.0kg/mm2以下。
卷取时的卷取张力通过马达的输出功率按照成为规定的范围的方式进行控制即可。
卷取后的冷却：卷取温度～室温的温度域中的平均冷却速度20℃/h以下
卷取后，通过将卷取温度～室温的温度域中的平均冷却速度设定为20℃/h以下，能够使回火马氏体充分软化，能够充分降低组织间的硬度差。另一方面，若卷取后的平均冷却速度超过20℃/h，则无法使回火马氏体充分软化，有时维氏硬度的标准偏差增大。因此，卷取温度～室温的温度域中的平均冷却速度设定为20℃/h以下。此外，通过将卷取温度～室温的温度域中的平均冷却速度设定为20℃/h以下，能够使充分量的C在残留奥氏体中浓集。它们的结果是，能够提高热轧钢板的局部延展性及延展性。
卷取后的冷却的平均冷却速度的下限没有特别规定，但也可以设定为5℃/h以上。此外，卷取后的平均冷却速度通过保温罩或边缘遮罩、喷雾冷却等来控制即可。
实施例
接着，通过实施例对本发明的一个方案的效果更具体地进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于该一个条件例。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中所示的化学组成的钢进行熔炼，通过连续铸造而制造了厚度为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，按照在850～1100℃的温度域中合计成为90％以上的板厚减少的方式进行热轧。
对于所得到的热轧钢板，通过上述的方法，求出各组织的面积率、与回火马氏体及残留奥氏体这两者相接触的贝氏体的结晶粒的个数％、残留奥氏体中的C浓度、残留奥氏体的平均结晶粒径、维氏硬度的标准偏差、以及表面的最大高度粗糙度Rz。将所得到的测定结果示于表5中。
抗拉强度、延展性及局部延展性
依据JIS Z 2241：2011进行了拉伸试验。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，按照与轧制方向成直角的方向成为长度方向的方式采集拉伸试验片。由此，得到拉伸(最大)强度、总伸长率及局部伸长率。需要说明的是，局部伸长率设定为总伸长率减去均匀伸长率而得到的值。
在拉伸(最大)强度为1180MPa以上的情况下，设定为具有优异的强度而判定为合格，在拉伸(最大)强度低于1180MPa的情况下，设定为不具有优异的强度而判定为不合格。
在总伸长率为10.0％以上的情况下，设定为具有优异的延展性而判定为合格，在总伸长率低于10.0％的情况下，设定为不具有优异的延展性而判定为不合格。
此外，在抗拉强度TS与局部伸长率l-El之积(TS×l-El)为8400MPa·％以上的情况下，设定为具有优异的局部延展性而判定为合格，在TS×l-El低于8400MPa·％的情况下，设定为不具有优异的局部延展性而判定为不合格。
局部弯曲性
局部弯曲性通过以下的方法来评价。
制成JIS Z 2204：2014中记载的1号试验片，使用JIS Z 2248：2014中记载的V型块法，进行了V弯曲试验。试验片按照相对于轧制方向垂直的方向成为长度方向(弯曲棱线与轧制方向一致)的方式采集，按照表面成为弯曲外侧的方式弯曲。使V型块的底部处的半径从1.0mm以0.5mm刻度变化至6.0mm，求出在试验片中不产生开裂的最小的半径作为极限弯曲半径R(mm)。将极限弯曲半径R(mm)除以试验片板厚t(mm)而得到的值R/t为1.6以下的情况设定为局部弯曲性优异而设定为合格判定。
将所得到的测定结果示于表5中。
表1
Figure BDA0003836023340000211
下划线表示为本发明的范围外。
表2
Figure BDA0003836023340000221
表3
Figure BDA0003836023340000231
下划线表示制造条件不优选。
表4
Figure BDA0003836023340000232
下划线表示为本发明的范围外或为不优选的特性值。
表5
Figure BDA0003836023340000241
下划线表示为本发明的范围外或为不优选的特性值。
如由表5获知的那样，在作为本发明例的制造No.1～3及11～24中，得到具有优异的强度、延展性及局部延展性的热轧钢板。此外，就表面的最大高度粗糙度Rz为15.0μm以下的制造No.1及3、11～16及23而言，得到具有上述特性、进而具有优异的局部弯曲性的热轧钢板。
另一方面，化学组成和/或金属组织不为本发明中规定的范围内的制造No.4～10及25～29的特性(抗拉强度、延展性及局部延展性)中的任一个以上低劣。
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、延展性及局部延展性的热轧钢板。此外，根据本发明的上述的优选的方案，能够提供具有上述诸特性、进而具有优异的局部弯曲性的热轧钢板。
本发明的热轧钢板适宜作为汽车构件、机械结构构件进而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：0.100～0.350％、
Si：1.00～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
sol.Al：0.001～2.000％、
P：0.100％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.1000％以下、
O：0.0100％以下、
Ti：0～0.300％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.500％、
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％计包含：
贝氏体：40～92％、
回火马氏体：5～40％、
残留奥氏体：3～20％、
铁素体：5％以下、
新马氏体：5％以下、及
珠光体：5％以下，
与所述回火马氏体及所述残留奥氏体这两者相接触的所述贝氏体的结晶粒的个数％为所述贝氏体的全部结晶粒中的80％以上，
所述残留奥氏体中的C浓度为0.80质量％以上，
所述残留奥氏体的平均结晶粒径为0.70μm以下，
维氏硬度的标准偏差为25HV0.01以下。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，表面的最大高度粗糙度Rz为15.0μm以下。
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
Ti：0.005～0.300％、
Nb：0.005～0.100％、
V：0.005～0.500％、
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％
中的1种或2种以上。
CN202180019553.XA 2020-03-11 2021-03-08 热轧钢板 Active CN115244204B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020041811 2020-03-11
JP2020-041811 2020-03-11
PCT/JP2021/008970 WO2021182389A1 (ja) 2020-03-11 2021-03-08 熱延鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115244204A CN115244204A (zh) 2022-10-25
CN115244204B true CN115244204B (zh) 2023-05-12

Family

ID=77672371

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202180019553.XA Active CN115244204B (zh) 2020-03-11 2021-03-08 热轧钢板

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20230349017A1 (zh)
EP (1) EP4119690A1 (zh)
JP (1) JP7348573B2 (zh)
KR (1) KR20220137103A (zh)
CN (1) CN115244204B (zh)
MX (1) MX2022011078A (zh)
WO (1) WO2021182389A1 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116209781B (zh) * 2020-09-30 2024-09-06 日本制铁株式会社 钢板

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005076078A (ja) * 2003-08-29 2005-03-24 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高張力鋼板及びその製造方法
JP2015098629A (ja) * 2013-11-19 2015-05-28 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP2015190015A (ja) * 2014-03-28 2015-11-02 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
JP2016028172A (ja) * 2014-07-11 2016-02-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
CN107208237A (zh) * 2015-02-13 2017-09-26 杰富意钢铁株式会社 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
CN108603269A (zh) * 2016-02-10 2018-09-28 杰富意钢铁株式会社 高强度镀锌钢板及其制造方法
CN110475888A (zh) * 2017-03-31 2019-11-19 日本制铁株式会社 冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1832667A1 (fr) 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
JP5533729B2 (ja) 2011-02-22 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2016001700A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
JP6860420B2 (ja) 2017-05-24 2021-04-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP7258272B2 (ja) 2018-09-06 2023-04-17 株式会社レゾナック 熱伝導率測定装置、加熱装置、熱伝導率測定方法、及び品質保証方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005076078A (ja) * 2003-08-29 2005-03-24 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高張力鋼板及びその製造方法
JP2015098629A (ja) * 2013-11-19 2015-05-28 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP2015190015A (ja) * 2014-03-28 2015-11-02 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
JP2016028172A (ja) * 2014-07-11 2016-02-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
CN107208237A (zh) * 2015-02-13 2017-09-26 杰富意钢铁株式会社 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
CN108603269A (zh) * 2016-02-10 2018-09-28 杰富意钢铁株式会社 高强度镀锌钢板及其制造方法
CN110475888A (zh) * 2017-03-31 2019-11-19 日本制铁株式会社 冷轧钢板和热浸镀锌冷轧钢板

Also Published As

Publication number Publication date
WO2021182389A1 (ja) 2021-09-16
US20230349017A1 (en) 2023-11-02
EP4119690A1 (en) 2023-01-18
JP7348573B2 (ja) 2023-09-21
MX2022011078A (es) 2022-09-23
KR20220137103A (ko) 2022-10-11
JPWO2021182389A1 (zh) 2021-09-16
CN115244204A (zh) 2022-10-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107709598B (zh) 高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板
CN109154044B (zh) 热浸镀锌钢板
CN113227428B (zh) 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN109072371B (zh) 温加工用高强度钢板及其制造方法
CN112805395B (zh) 热轧钢板及其制造方法
KR20180119616A (ko) 핫 프레스용 강판 및 그 제조 방법, 그리고 핫 프레스 부재 및 그 제조 방법
CN111684091B (zh) 高强度冷轧钢板、高强度镀敷钢板以及它们的制造方法
CN115003841B (zh) 钢板、部件及它们的制造方法
CN110520550B (zh) 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN112840045B (zh) 热轧钢板及其制造方法
CN113227415B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
JP7348577B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板
CN114981462B (zh) 钢板、部件及其制造方法
CN113272461B (zh) 钢板
KR20220079609A (ko) 강판 및 그의 제조 방법
CN115244204B (zh) 热轧钢板
EP4438756A1 (en) Zinc-plated steel sheet
CN115244203B (zh) 热轧钢板
CN115362280B (zh) 钢板及其制造方法
CN114761596B (zh) 钢板及其制造方法
EP4375389A1 (en) Cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CN115151672A (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
CN115151673A (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
CN114945690B (zh) 钢板及其制造方法
CN113544301B (zh) 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