Nothing Special   »   [go: up one dir, main page]

CN117795112A - 热轧钢板 - Google Patents

热轧钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN117795112A
CN117795112A CN202180101291.1A CN202180101291A CN117795112A CN 117795112 A CN117795112 A CN 117795112A CN 202180101291 A CN202180101291 A CN 202180101291A CN 117795112 A CN117795112 A CN 117795112A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
hot
rolled steel
less
ferrite
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.)
Pending
Application number
CN202180101291.1A
Other languages
English (en)
Inventor
豊田武
首藤洋志
新国大介
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 CN117795112A publication Critical patent/CN117795112A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • 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
    • 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
    • C22C38/008—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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/08—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
    • C22C38/12—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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/34—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
    • C22C38/18—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
    • 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

Landscapes

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

Abstract

该热轧钢板具有规定的化学组成，内部区域的金属组织以面积率计含有合计为40～80％的马氏体及贝氏体中的1种或2种、20～60％的铁素体，并且剩余组织的面积率低于5％，表层区域的铁素体面积率αs与上述内部区域的铁素体面积率αc之比即αs/αc为1.15～2.50，上述表层区域的维氏硬度Hvs与上述内部区域的维氏硬度Hvc的硬度差比例即(1‑Hvs/Hvc)为0.20以下，上述热轧钢板的抗拉强度为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，涉及具有高强度以及优异的疲劳强度、韧性及延展性的热轧钢板。
背景技术
近年来，以汽车的耐久性提高及碰撞安全性的提高作为目的，正在积极地研究高强度钢板在汽车构件中的应用。然而，如果将钢板高强度化，则一般而言韧性发生劣化。因此，在高强度钢板的开发中，不使材料特性劣化地谋求高强度化是重要的课题。特别是，关于在汽车构件中应用的高强度钢板，确保部件的疲劳耐久性变得重要。在加工成部件时，龟裂从冲裁面等进展，即使使用高强度钢板，部件的疲劳耐久性也未必会提高。
对此，在专利文献1中提出了一种弯曲加工性优异的高强度热轧钢板，其金属组织具有以铁素体相作为主相的表层区域和以贝氏体相作为主相的内部区域，将表层区域在钢板厚度方向上所占的比例设定为钢板的表背面的各自总板厚的1.0～5.0％。
在专利文献2中提出了一种加工性优异的高强度热轧钢板，其具有以贝氏体作为主体的中心部和以多边形铁素体作为主体的表层部，表层部至少形成于从钢板的两表面至0.2mm深度为止的区域中。
在专利文献3中提出了一种弯曲性优异的高强度钢板，其将从表层至板厚1/2位置为止的平均维氏硬度及硬度的标准偏差抑制得较低。
在专利文献4中提出了一种热轧钢板，其通过在板厚的各深度方向上将马氏体的面积分率及维氏硬度控制为规定的范围，从而提高疲劳特性及表层切削性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2014/171057号
专利文献2：日本特开2001-279378号公报
专利文献3：国际公开第2018/151331号
专利文献4：日本特开2017-186634号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，就专利文献1～3中记载的热轧钢板而言，表层以铁素体作为主相，发生了软质化，关于疲劳特性存在进一步改善的余地。
此外，在专利文献4中记载的发明中，表层发生了软质化，关于疲劳强度存在进一步改善的余地。进而，由于在板厚内部使其发生析出强化，因此铁素体中的位错运动被阻碍，从该观点出发关于韧性存在进一步改善的余地。
近年来，以汽车的进一步轻量化的要求、部件形状的复杂化等为背景，要求具有更高的疲劳强度及韧性的高强度的热轧钢板。
本发明是鉴于上述的课题而进行的，课题是提供具有高强度以及优异的疲劳强度及韧性的热轧钢板。此外，本发明的目的是提供在具有上述诸特性的基础上还具有对汽车构件中应用的热轧钢板一般所要求的特性即优异的延展性的热轧钢板。
用于解决课题的手段
发生了析出强化的组织由于阻碍位错运动，因此疲劳强度优异。因此，发生了析出强化的组织大多被利用于汽车行走部件。另一方面，在抑制了位错运动的情况下，由于变得不易产生塑性变形，因此冲击特性(特别是韧性)劣化。因此，据推定疲劳强度与冲击特性为相反的关系。本发明的发明者们为了提高疲劳强度及韧性这两者，对疲劳强度及冲击强度各自的变形机理进行了详细解析。其结果是，本发明的发明者们认为：热轧钢板的表层区域的金属组织及硬度对疲劳强度造成较大影响，热轧钢板的内部区域的金属组织及硬度对龟裂的进展造成较大影响。
基于上述认识而完成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：0.02～0.30％、
Si：0.10～2.00％、
Mn：0.5～3.0％、
sol.Al：0.10～1.00％、
Ti：0.06～0.20％、
P：0.1000％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.0100％以下、
Nb：0～0.100％、
Ca：0～0.0060％、
Mo：0～0.50％、
Cr：0～1.00％、
V：0～0.40％、
Ni：0～0.40％、
Cu：0～0.40％、
B：0～0.0020％、及
Sn：0～0.20％，
剩余部分包含Fe及杂质，
内部区域的金属组织以面积率计含有合计为40～80％的马氏体及贝氏体中的1种或2种、20～60％的铁素体，并且剩余组织的面积率低于5％，
表层区域的铁素体面积率αs与上述内部区域的铁素体面积率αc之比即αs/αc为1.15～2.50，
上述表层区域的维氏硬度Hvs与上述内部区域的维氏硬度Hvc的硬度差比例即(1-Hvs/Hvc)为0.20以下，
上述热轧钢板的抗拉强度为980MPa以上。
(2)根据上述(1)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：
Nb：0.010～0.100％、
Ca：0.0005～0.0060％、
Mo：0.02～0.50％、
Cr：0.02～1.00％、
V：0.01～0.40％、
Ni：0.01～0.40％、
Cu：0.01～0.40％、
B：0.0001～0.0020％、及
Sn：0.01～0.20％。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度以及优异的疲劳强度、韧性及延展性的热轧钢板。根据该热轧钢板，能够谋求汽车等的车身的轻量化及耐久性提高，因此工业价值高。
具体实施方式
对本发明的一个实施方式的热轧钢板(以下，有时称为本实施方式的热轧钢板。)进行说明。但是，本发明并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。
以下对本发明的各个构成必要条件进行详细说明。首先，对本实施方式的热轧钢板的化学组成的限定理由进行叙述。
以下，对于夹持“～”所记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在其范围内。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，关于化学组成的“％”只要没有特别指定，则为“质量％”。
本实施方式的热轧钢板的化学组成以质量％计含有C：0.02～0.30％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.5～3.0％、sol.Al：0.10～1.00％、Ti：0.06～0.20％、P：0.1000％以下、S：0.0100％以下、N：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：0.02～0.30％>
C是为了提高热轧钢板的强度而言重要的元素。为了得到所期望的强度，将C含量设定为0.02％以上。优选为0.04％以上。
另一方面，如果C含量超过0.30％，则热轧钢板的韧性劣化。因此，将C含量设定为0.30％以下。优选为0.20％以下。
<Si：0.10～2.00％>
Si是具有抑制铁素体相变中的碳化物的生成、提高热轧钢板的韧性的效果的元素。为了得到该效果，将Si含量设定为0.10％以上。优选为0.20％以上或0.50％以上。
另一方面，如果Si含量超过2.00％，则热轧钢板的韧性劣化。因此，将Si含量设定为2.00％以下。优选为1.50％以下。
<Mn：0.5～3.0％>
Mn是对于通过淬透性的提高及固溶强化来提高热轧钢板的强度而言有效的元素。为了得到该效果，将Mn含量设定为0.5％以上。优选为1.0％以上。
另一方面，如果Mn含量超过3.0％，则生成对韧性及疲劳强度有害的MnS。因此，将Mn含量设定为3.0％以下。优选为2.5％以下或2.0％以下。
<sol.Al：0.10～1.00％>
Al是为了控制铁素体相变而言重要的元素。为了得到该效果，将sol.Al含量设定为0.10％以上。优选为0.15％以上或0.20％以上。
另一方面，如果sol.Al含量超过1.00％，则生成以簇状析出的氧化铝，热轧钢板的韧性劣化。因此，将sol.Al含量设定为1.00％以下。优选为0.80％以下或0.50％以下。
需要说明的是，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。
<Ti：0.06～0.20％>
Ti是使铁素体发生析出强化的元素，并且是为了控制铁素体相变而得到期望量的铁素体而言重要的元素。为了通过析出强化及铁素体相变的控制来得到优异的疲劳强度，将Ti含量设定为0.06％以上。优选为0.08％以上。
另一方面，如果Ti含量超过0.20％，则生成以TiN为起因的夹杂物，热轧钢板的韧性劣化。因此，将Ti含量设定为0.20％以下。优选为0.16％以下或0.13％以下。
<P：0.1000％以下>
P为杂质，P含量越低越优选。特别是，如果P含量超过0.1000％，则热轧钢板的加工性及焊接性的降低变得显著，而且疲劳强度也降低。因此，将P含量设定为0.1000％以下。优选为0.0500％以下或0.0200％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0.0010％以上。
<S：0.0100％以下>
S为杂质，S含量越低越优选。特别是，如果S含量超过0.0100％，则大量地生成对韧性的各向同性有害的MnS等夹杂物。因此，将S含量设定为0.0100％以下。在要求更优异的韧性的情况下，优选将S含量设定为0.0060％以下。更优选为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：0.0100％以下>
N为杂质。如果N含量超过0.0100％，则在高温区域中形成粗大的Ti氮化物，因此热轧钢板的韧性劣化。因此，将N含量设定为0.0100％以下。优选为0.0060％以下或0.0050％以下。
N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。
本实施方式的热轧钢板也可以含有上述的化学成分，且剩余部分包含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、废料或制造环境等中混入的成分、和/或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成分。
虽然不是为了具备所期望的特性所必需的，但为了降低制造不均、更加提高热轧钢板的强度，也可以含有以下的任选元素。但是，由于含有这些元素不是必需的，因此这些元素的含量的下限为0％。需要说明的是，如果各任选元素的含量低于以下说明的含量的下限值，则可以视为杂质。
<Nb：0.010～0.100％>
Nb是具有通过热轧钢板的晶体粒径的微细化及NbC的析出强化来提高热轧钢板的强度的效果的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，优选将Nb含量设定为0.010％以上。
另一方面，Nb含量超过0.100％时，上述效果饱和。因此，即使是在含有Nb的情况下，也将Nb含量设定为0.100％以下。优选为0.060％以下。
<Ca：0.0005～0.0060％>
Ca是具有在钢液的脱氧时使微细的氧化物大量分散、将热轧钢板的组织微细化的效果的元素。此外，Ca是将钢中的S以球形的CaS的形式进行固定、抑制MnS等延伸夹杂物的生成、提高热轧钢板的扩孔性的元素。在要可靠地得到这些效果的情况下，优选将Ca含量设定为0.0005％以上。
另一方面，即使Ca含量超过0.0060％，上述效果也饱和。因此，即使是在含有Ca的情况下，也将Ca含量设定为0.0060％以下。优选为0.0040％以下。
<Mo：0.02～0.50％>
Mo是对铁素体的析出强化有效的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，优选将Mo含量设定为0.02％以上。更优选为0.10％以上。
另一方面，如果Mo含量变得过量，则板坯的开裂敏感性提高，板坯的处理变得困难。因此，即使是在含有Mo的情况下，也将Mo含量设定为0.50％以下。优选为0.30％以下。
<Cr：0.02～1.00％>
Cr是对于提高热轧钢板的强度而言有效的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，优选将Cr含量设定为0.02％以上。更优选为0.10％以上。
另一方面，如果Cr含量变得过量，则热轧钢板的延展性降低。因此，即使是在含有Cr的情况下，也将Cr含量设定为1.00％以下。优选为0.80％以下。
<V：0.01～0.40％>
V通过由析出物带来的强化、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒化强化及由再结晶的抑制带来的位错强化来提高热轧钢板的强度。在要可靠地得到这些效果的情况下，优选将V含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果V含量过量，则碳氮化物大量地析出从而热轧钢板的成形性降低。因此，V含量设定为0.40％以下。优选为0.20％以下。
<Ni：0.01～0.40％>
Ni抑制高温下的相变，提高热轧钢板的强度。在要可靠地得到该效果的情况下，优选将Ni含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Ni含量过量，则热轧钢板的焊接性降低。因此，Ni含量设定为0.40％以下。优选为0.20％以下。
<Cu：0.01～0.40％>
Cu以微细粒子的形态存在于钢中，提高热轧钢板的强度。在要可靠地得到该效果的情况下，优选将Cu含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Cu含量过量，则热轧钢板的焊接性降低。因此，Cu含量设定为0.40％以下。优选为0.20％以下。
<B：0.0001～0.0020％>
B抑制高温下的相变，提高热轧钢板的强度。在要可靠地得到该效果的情况下，优选将B含量设定为0.0001％以上。
另一方面，如果B含量过量，则生成B析出物从而热轧钢板的强度降低。因此，B含量设定为0.0020％以下。优选为0.0005％以下。
<Sn：0.01～0.20％>
Sn是抑制晶粒的粗大化、提高热轧钢板的强度的元素。在要可靠地得到该效果的情况下，优选将Sn含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Sn含量变得过量，则钢发生脆化而在轧制时变得容易断裂。因此，Sn含量设定为0.20％以下。优选为0.10％以下。
上述的热轧钢板的化学组成通过一般的分析方法进行测定即可。例如，使用ICP-AES(电感耦合等离子体-原子发射光谱法；Inductively Coupled Plasma-AtomicEmission Spectrometry)进行测定即可。需要说明的是，sol.Al使用将试样用酸进行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使用不活泼气体熔融-热导率法进行测定即可。
接下来，对本实施方式的热轧钢板的金属组织进行说明。
本实施方式的热轧钢板的内部区域的金属组织以面积率计含有合计为40～80％的马氏体及贝氏体中的1种或2种、20～60％的铁素体，并且剩余组织的面积率低于5％，表层区域的铁素体面积率αs与上述内部区域的铁素体面积率αc之比即αs/αc为1.15～2.50，上述表层区域的维氏硬度Hvs与上述内部区域的维氏硬度Hvc的硬度差比例即(1-Hvs/Hvc)为0.20以下。
需要说明的是，所谓内部区域是指以热轧钢板的距离表面为板厚的1/4深度位置为中心的热轧钢板的距离表面为板厚的1/8深度～距离上述表面为板厚的3/8深度的区域。此外，所谓表层区域是指热轧钢板的表面～距离上述表面为20μm深度的区域。
关于以马氏体及贝氏体作为主体的组织，组织是微细的，韧性优异。此外，关于其机理，不清楚的内容多，但已知：具有以马氏体及贝氏体作为主体的组织的钢与析出强化钢以及铁素体及马氏体的复合组织(DP)钢相比，疲劳强度低劣。另一方面，就析出强化钢及DP钢而言，由于铁素体中的高速的位错运动被阻碍，因此疲劳强度及韧性变得低劣。以往，就汽车用部件而言，根据所要求的特性来制成钢板组织，但随着进一步的高强度化发展，得到高的疲劳强度及韧性这两者在变得困难。于是，本实施方式的热轧钢板与以往技术不同，通过在表层区域中提高表层区域的铁素体量，从而灵活利用疲劳强度优异的铁素体及马氏体的复合组织以及析出强化，在内部区域中，灵活利用以韧性优异的马氏体及贝氏体中的1种或2种作为主体的金属组织。由此，能够得到980MPa以上的高强度以及优异的疲劳强度、韧性及延展性。
内部区域的金属组织
热轧钢板的内部区域的金属组织对热轧钢板的韧性造成大的影响。因此，内部区域的金属组织以低温相变组织作为主体。所谓低温相变组织是指马氏体及贝氏体。这些组织的面积率的合计低于40％时，热轧钢板的韧性变得低劣。因此，马氏体及贝氏体的面积率的合计设定为40％以上。优选为45％以上，更优选为50％以上。
另一方面，如果马氏体及贝氏体的面积率的合计超过80％，则由于与表层区域的金属组织的硬度差变大，导致热轧钢板的疲劳强度变得低劣。因此，马氏体及贝氏体的面积率的合计设定为80％以下。优选为75％以下，更优选为70％以下。
在本实施方式中，在内部区域的金属组织包含马氏体或贝氏体中的仅任1种的情况下，只要马氏体或贝氏体中的仅任1种的含量为上述的范围内即可，在包含马氏体及贝氏体这两者的情况下，只要马氏体及贝氏体这两者的含量的合计为上述的范围内即可。
在内部区域的金属组织中，如果铁素体的面积率低于20％，则由于与表层区域的金属组织的硬度差变大，导致热轧钢板的疲劳强度变得低劣。因此，铁素体的面积率设定为20％以上。优选为25％以上，更优选为30％以上。
另一方面，如果铁素体的面积率超过60％，则存在由于发生了析出强化的铁素体晶粒而导致应变不被缓和的情况及无法确保加工性的情况，热轧钢板的韧性劣化。因此，铁素体的面积率设定为60％以下。优选为55％以下，更优选为50％以下。
内部区域的金属组织以面积率计剩余组织低于5％。剩余组织为珠光体及残余奥氏体中的1种以上。剩余组织优选为低于3％，更优选为2.5％以下，更进一步优选为2％以下。
表层区域的金属组织
在热轧钢板的表层区域的金属组织中，表层区域的铁素体面积率αs与内部区域的铁素体面积率αc之比即αs/αc低于1.15时，铁素体中的位错运动的抑制变得不充分，热轧钢板的疲劳强度变得低劣。因此，αs/αc设定为1.15以上。优选为1.20以上或1.30以上，更优选为1.50以上。
另一方面，如果αs/αc超过2.50，则由于在铁素体相变中碳浓集于板厚内部，与内部区域的金属组织的硬度差变大，导致热轧钢板的韧性和/或疲劳强度变得低劣。因此，αs/αc设定为2.50以下。优选为2.20以下，更优选为2.00以下。
在热轧钢板的表层区域的金属组织中，表层区域的马氏体及贝氏体的合计的面积率βs与内部区域的马氏体及贝氏体的合计的面积率βc之比即βs/βc优选为0.30～0.90。通过βs/βc为0.90以下，可充分抑制马氏体及贝氏体中的位错运动，热轧钢板的疲劳强度提高。βs/βc更优选为0.85以下，更进一步优选为0.80以下。
另一方面，通过βs/βc为0.30以上，可抑制在马氏体及贝氏体的相变中碳浓集于板厚内部而与内部区域的金属组织的硬度差变大，热轧钢板的韧性及疲劳强度提高。βs/βc更优选为0.40以上，更进一步优选为0.45以上，更进一步优选为0.50以上。
表层区域的金属组织也可以以面积率计包含30～80％的铁素体。此外，表层区域的金属组织也可以以面积率计包含合计为20～70％的贝氏体、马氏体、珠光体及残余奥氏体中的1种或2种以上作为铁素体以外的剩余组织。
金属组织的测定方法
从热轧钢板中按照可观察与表面成直角的板厚截面的方式切取出样品。将该样品的板厚截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用使粒度为1～6μm的金刚石粉分散到醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面，实施硝酸乙醇蚀刻。接着，在样品截面的长度方向的任意位置处，使用热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)拍摄多个视场的照片。在拍摄照片上描绘等间隔的格子，鉴定格子点处的组织。求出符合各组织的格子点数，通过除以总格子点数，得到各组织的面积率。总格子点数越多，则越能够准确地求出面积率。在本实施方式中，格子间隔设定为2μm×2μm，总格子点数设定为1500点。
将在晶粒内渗碳体以片层状析出的区域判断为珠光体。将亮度小、并且没有观察到下部组织的区域判断为铁素体。将亮度大、并且通过蚀刻而没有显现出下部组织的区域判断为马氏体及残余奥氏体。将不符合上述的任一者的区域判断为贝氏体。关于马氏体的面积率，通过从由拍摄照片求出的马氏体及残余奥氏体的面积率中减去通过后述的EBSD解析而求出的残余奥氏体的面积率来获得。
从与上述的测定相同的位置，按照可观察与表面成直角的板厚截面的方式切取出样品。将该样品的板厚截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用使粒度为1～6μm的金刚石粉分散到醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面。接着，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，以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法进行测定来获得晶体取向信息。对于测定，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装置。此时，EBSD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。对所得到的晶体取向信息使用EBSD解析装置中附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Phase Map(相图)”功能来算出残余奥氏体的面积率。需要说明的是，将晶体结构为fcc者判断为残余奥氏体。
通过对距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域、及热轧钢板的表面～距离上述表面为20μm深度的区域进行上述各自的测定，从而得到内部区域及表层区域各自中的金属组织的面积率。
表层区域的维氏硬度与内部区域的维氏硬度的硬度差比例：0.20以下
如果表层区域的维氏硬度Hvs与内部区域的维氏硬度Hvc的硬度差比例即(1-Hvs/Hvc)超过0.20，则表层区域发生软质化，热轧钢板的疲劳强度变得低劣。因此，Hvs与Hvc的硬度差比例即(1-Hvs/Hvc)设定为0.20以下。优选为0.15以下，更优选为0.10以下。
Hvs与Hvc的硬度差比例即(1-Hvs/Hvc)越小越优选，但从制造上的观点出发，也可以设定为-0.10以上、0.00以上或0.01以上。
维氏硬度的测定方法
从热轧钢板中，按照可观察与表面成直角的板厚截面的方式切取出试验片。将试验片的板厚截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用使粒度为1～6μm的金刚石粉分散到醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面。将该板厚截面作为测定面。使用显微维氏硬度试验机，在测定面的距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域中，以载荷为1kgf以压痕的3倍以上的间隔测定维氏硬度。合计测定20个点，通过算出它们的平均值，得到内部区域的金属组织的维氏硬度Hvc。同样地，在测定面的表面～距离表面为20μm深度的区域中测定维氏硬度，通过算出20个点的平均值，得到表层区域的金属组织的维氏硬度Hvs。使用所得到的Hvs及Hvc，通过算出(1-Hvs/Hvc)，得到维氏硬度的高度差比例。
本实施方式的热轧钢板的抗拉(最大)强度为980MPa以上。优选为1000MPa以上。如果抗拉强度低于980MPa，则应用部件受到限定，车身轻量化的贡献小。上限没有必要特别限定，但从抑制模具磨损的观点出发，也可以设定为1500MPa以下或1300MPa以下。
此外，本实施方式的热轧钢板的总伸长率也可以为10％以上，-20℃下的吸收能也可以为80J/cm2以上，疲劳极限比(疲劳强度/抗拉强度)也可以为0.48以上。
抗拉强度及总伸长率通过依据JIS Z 2241：2011进行拉伸试验来评价。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，将与轧制方向垂直的方向作为长度方向即可。
关于韧性，首先，从与拉伸试验中使用的试验片的采集位置接近的位置，采集JISZ 2242：2018中规定的2.5mm小尺寸的V型缺口试验片。通过使用该试验片在-20℃下进行C方向缺口的夏比冲击试验，从而测定吸收能。对于热轧钢板的板厚低于2.5mm者，以整个厚度进行试验。
疲劳强度依据JIS Z 2275：1978，使用申克式平面弯曲疲劳试验机进行测定。测定时的应力负荷以交变将试验的速度设定为30Hz，测定107个循环时的疲劳强度。然后，通过将107个循环时的疲劳强度除以通过上述的拉伸试验而测定的抗拉强度，算出疲劳极限比(疲劳强度/抗拉强度)。
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1.2～8.0mm。热轧钢板的板厚低于1.2mm时，轧制完成温度的确保变得困难，并且轧制载荷变得过大，有可能热轧变得困难。因此，本实施方式的热轧钢板的板厚也可以设定为1.2mm以上。优选为1.4mm以上。另一方面，板厚超过8.0mm时，在热轧后有可能变得难以得到上述的金属组织。因此，板厚也可以设定为8.0mm以下。优选为6.0mm以下。
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耐蚀性的提高等目的而使表面具备镀层来制成表面处理钢板。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。镀层附着量没有特别限制，可以设定为与以往相同。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。
本实施方式的热轧钢板不管制造方法如何，通过具有上述的化学组成及金属组织，则可得到其效果。然而，如果利用以下所示的制造方法，则可稳定地得到本实施方式的热轧钢板，因此是优选的。
在本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法中，通过在热轧的精轧中进行弯曲加工，从而对表层区域赋予应变，可促进表层区域中的铁素体相变。通过在表层区域中使发生了析出强化的铁素体结晶后进行骤冷，从而在内部区域中，不仅生成铁素体而且还生成马氏体及贝氏体。因此，能够减小发生了析出强化的表层区域与没有发生析出强化而产生了低温相变组织的内部区域之间的硬度差。
热轧
板坯的加热温度对固溶化及元素偏析的消除造成大的影响。通过将板坯的加热温度设定为1100℃以上，能够抑制固溶化及元素偏析的消除变得不充分，其结果是，能够抑制制品的拉伸特性及韧性的劣化。此外，通过将板坯的加热温度设定为1350℃以下，从而固溶化及元素偏析的消除的效果能够饱和。因此，板坯的加热温度优选设定为1100～1350℃。更优选为1150～1300℃。
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。
在精轧中，进行使板坯多次连续地在精轧用的轧制机架中通过的轧制。在精轧中，优选的是，将最终道次后的热轧钢板的温度(成品温度)设定为Ar3点以上，并且将最终道次的压下率设定为12～45％。
需要说明的是，最终道次后的热轧钢板的温度是通过多个机架被轧制的精轧中的最低温度。在将最终道次前的入口板厚设定为t0，将最终道次后的出口板厚设定为t1时，最终道次后的压下率可以通过{(t0-t1)/t0}×100(％)来表示。此外，Ar3点通过下述式(1)来表示。
Ar3点＝901-325×C+33×Si-92×Mn+287×P+40×sol.Al式(1)
上述式(1)中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。在不含有该元素的情况下代入0。
通过将精轧的最终道次后的热轧钢板的温度(成品温度)设定为Ar3点以上，能够抑制在精轧中产生铁素体，其结果是，能够得到所期望的金属组织及特性。
通过将精轧的最终道次的压下率设定为12％以上，从而在精轧中能够促进再结晶，能够优选地控制内部区域及表层区域的金属组织，能够得到优异的疲劳强度。此外，通过将最终道次的压下率设定为45％以下，能够抑制轧制机架的负荷上升、及精轧后的热轧钢板的形状发生恶化。因此，精轧中的最终道次的压下率优选设定为12～45％。更优选为15～45％。
优选的是，通过在精轧的最终道次与其前1段的道次之间进行弯曲加工，从而对热轧钢板的表层区域(表面～距离表面为20μm深度的区域)赋予0.002～0.020的应变。通过将弯曲加工时的应变设定为0.002以上，能够在表层区域中制作出所期望的金属组织。因此，弯曲加工时的应变优选设定为0.002以上。更优选为0.003以上或0.004以上。
此外，通过将弯曲加工时的应变设定为0.020以下，能够抑制在精轧中变得容易引起压曲、丧失制造稳定性。此外，通过将弯曲加工时的应变设定为0.020以下，能够优选地控制表层区域及内部区域的金属组织。因此，弯曲加工时的应变优选设定为0.020以下。更优选为0.015以下或0.010以下。
需要说明的是，弯曲加工通过在机架间从钢板下方用辊压上去的方法等方法来进行，弯曲加工时的应变可以通过其压上去的量或辊的直径来调整弯曲角度从而进行控制。
例如，在通过在机架间从钢板下方用辊压上去的方法来进行弯曲加工的情况下，弯曲加工时的应变量可以通过下述式(2)来求出。
应变量＝1.5×(板厚)×(压上去的量)/(压上装置前端的直径)2式(2)
精轧结束后至冷却开始为止的经过时间优选设定为1.6秒以下。通过将从精轧完成至冷却开始为止的经过时间设定为1.6秒以下，能够抑制弯曲加工及轧制的应变恢复，能够优选地控制表层区域的金属组织。
优选的是，在精轧完成后，作为一次冷却，以40℃/秒以上的平均冷却速度冷却至600～750℃的温度区域，之后进行2～6秒钟空气冷却。需要说明的是，一般而言，空气冷却时的冷却速度为2～10℃/秒。
通过将以40℃/秒以上的平均冷却速度进行的冷却的停止温度设定为600～750℃的温度区域，之后进行空气冷却，能够促进铁素体相变，能够得到期望量的铁素体。
优选的是，在空气冷却后，作为二次冷却，以60℃/秒以上的平均冷却速度冷却至200℃以下的温度区域，之后卷取成卷材状。通过将直至200℃以下的温度区域为止的平均冷却速度设定为60℃/秒以上，能够促进马氏体相变，能够得到期望量的马氏体及贝氏体。
这里，平均冷却速度设定为将从冷却开始时至冷却结束时为止的钢板的温度下降幅度除以从冷却开始时至冷却结束时为止的所需时间而得到的值。
此外，对于冷却设备，有在中途没有空气冷却区间的设备和在中途具有1个以上空气冷却区间的设备。在本实施方式中，可以使用任一冷却设备。在使用具有空气冷却区间的冷却设备的情况下，也是只要从冷却开始至冷却结束为止的平均冷却速度为上述的范围即可。
由于在二次冷却后立即进行热轧钢板的卷取，因此卷取温度与二次冷却的冷却停止温度大致相等。通过将卷取温度设定为200℃以下，能够抑制大量地生成多边形铁素体或贝氏体，能够得到所期望的金属组织及特性。
此外，在卷取后，也可以对热轧钢板按照常规方法实施调质轧制，此外，也可以实施酸洗而将形成于表面的氧化皮除去。或者，也可以形成上述的热浸镀锌层或电镀锌层等镀层，也可以进一步实施化学转化处理。
根据上述的制造方法，能够稳定地制造具有上述的金属组织的热轧钢板。因此，能够稳定地制造具有高强度以及优异的疲劳强度及韧性的热轧钢板。
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，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2及3中所示的制造条件，得到表4及5中所示的热轧钢板。
需要说明的是，弯曲加工通过在机架间从钢板下方用辊压上去来进行。弯曲加工时的应变量通过以其压上去的量及辊的直径来调整弯曲角度从而进行控制。此时，弯曲加工时的应变量通过上述式(2)来求出。
对于所得到的热轧钢板，通过上述的方法，求出内部区域及表层区域的金属组织的面积分率及维氏硬度、抗拉强度、总伸长率、-20℃下的吸收能及疲劳极限比。将所得到的测定结果示于表4及5中。
热轧钢板的特性的评价方法
在抗拉强度TS为980MPa以上的情况下，作为强度优异的热轧钢板而判定为合格。另一方面，在抗拉强度TS低于980MPa的情况下，作为不是强度优异的热轧钢板而判定为不合格。
在总伸长率为10％以上的情况下，作为延展性优异的热轧钢板而判定为合格。另一方面，在总伸长率低于10％的情况下，作为不是延展性优异的热轧钢板而判定为不合格。
在-20℃下的吸收能为80J/cm2以上的情况下，作为韧性优异的热轧钢板而判定为合格。另一方面，在-20℃下的吸收能低于80J/cm2的情况下，作为不是韧性优异的热轧钢板而判定为不合格。
在疲劳极限比为0.48以上的情况下，作为疲劳强度优异的热轧钢板而判定为合格。另一方面，在疲劳极限比低于0.48的情况下，作为不是疲劳强度优异的热轧钢板而判定为不合格。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
如果观察表4及5，则可知：本发明例的热轧钢板具有高强度以及优异的韧性、疲劳强度及延展性。
另一方面，可知：比较例的热轧钢板的强度、韧性及疲劳强度中的某1个以上低劣。
产业上的可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度以及优异的疲劳强度、韧性及延展性的热轧钢板。根据该热轧钢板，能够实现汽车等车身的轻量化、部件的一体成型化及加工工序的缩短等，能够谋求燃料效率的提高及制造成本的降低，因此工业价值高。

Claims (2)

1.一种热轧钢板，其特征在于，化学组成以质量％计含有：
C：0.02～0.30％、
Si：0.10～2.00％、
Mn：0.5～3.0％、
sol.Al：0.10～1.00％、
Ti：0.06～0.20％、
P：0.1000％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.0100％以下、
Nb：0～0.100％、
Ca：0～0.0060％、
Mo：0～0.50％、
Cr：0～1.00％、
V：0～0.40％、
Ni：0～0.40％、
Cu：0～0.40％、
B：0～0.0020％、及
Sn：0～0.20％，
剩余部分包含Fe及杂质，
内部区域的金属组织以面积率计含有合计为40～80％的马氏体及贝氏体中的1种或2种、20～60％的铁素体，并且剩余组织的面积率低于5％，
表层区域的铁素体面积率αs与所述内部区域的铁素体面积率αc之比即αs/αc为1.15～2.50，
所述表层区域的维氏硬度Hvs与所述内部区域的维氏硬度Hvc的硬度差比例即(1-Hvs/Hvc)为0.20以下，
所述热轧钢板的抗拉强度为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自下述元素中的1种或2种以上：
Nb：0.010～0.100％、
Ca：0.0005～0.0060％、
Mo：0.02～0.50％、
Cr：0.02～1.00％、
V：0.01～0.40％、
Ni：0.01～0.40％、
Cu：0.01～0.40％、
B：0.0001～0.0020％、及
Sn：0.01～0.20％。
CN202180101291.1A 2021-09-06 2021-09-06 热轧钢板 Pending CN117795112A (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2021/032729 WO2023032225A1 (ja) 2021-09-06 2021-09-06 熱延鋼板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN117795112A true CN117795112A (zh) 2024-03-29

Family

ID=85411026

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202180101291.1A Pending CN117795112A (zh) 2021-09-06 2021-09-06 热轧钢板

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP4400613A4 (zh)
JP (1) JPWO2023032225A1 (zh)
KR (1) KR20240028459A (zh)
CN (1) CN117795112A (zh)
MX (1) MX2024001551A (zh)
WO (1) WO2023032225A1 (zh)

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3790087B2 (ja) 2000-03-31 2006-06-28 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れる高強度熱延鋼板
US10000829B2 (en) * 2013-04-15 2018-06-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet
MX366537B (es) 2013-04-15 2019-07-12 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma.
JP6241273B2 (ja) * 2013-12-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP6390274B2 (ja) * 2014-08-29 2018-09-19 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP6699307B2 (ja) 2016-04-08 2020-05-27 日本製鉄株式会社 熱延鋼板とその製造方法
MX2019009598A (es) 2017-02-20 2019-10-02 Nippon Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia.
EP3604587A4 (en) * 2017-03-31 2020-09-09 Nippon Steel Corporation HOT-ROLLED STEEL SHEET, STEEL SHEET PART AND MANUFACTURING PROCESS FOR IT
TWI679285B (zh) * 2017-07-07 2019-12-11 日商日本製鐵股份有限公司 熱軋鋼板及其製造方法
US12018344B2 (en) * 2019-03-22 2024-06-25 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
WO2021123889A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same

Also Published As

Publication number Publication date
EP4400613A4 (en) 2024-11-06
JPWO2023032225A1 (zh) 2023-03-09
EP4400613A1 (en) 2024-07-17
WO2023032225A1 (ja) 2023-03-09
MX2024001551A (es) 2024-02-13
KR20240028459A (ko) 2024-03-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109154044B (zh) 热浸镀锌钢板
TWI504757B (zh) High strength molten galvanized steel sheet and its manufacturing method
KR101424859B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP5447741B1 (ja) 鋼板、めっき鋼板、及びそれらの製造方法
KR101375413B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP6485549B2 (ja) 高強度熱延鋼板
EP2816129B1 (en) Cold-rolled steel sheet, plated steel sheet, and method for manufacturing the same
CN110475892B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
EP2759613A1 (en) High-tensile-strength hot-rolled steel sheet and method for producing same
CN115698359B (zh) 钢板及其制造方法
WO2020203979A1 (ja) 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法
CN113195764B (zh) 热浸镀锌钢板及其制造方法
CN115244203B (zh) 热轧钢板
CN117751205A (zh) 钢板及其制造方法
CN115003835B (zh) 热轧钢板
WO2023013372A1 (ja) 高強度鋼板
CN117178070A (zh) 热轧钢板
CN115151672A (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
KR20220129616A (ko) 강판, 부재 및 그들의 제조 방법
CN117795112A (zh) 热轧钢板
WO2024185819A1 (ja) 鋼板及び外板部材
CN118679271A (zh) 冷轧钢板及其制造方法
CN117280065A (zh) 热轧钢板
WO2024190769A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
WO2023153096A1 (ja) 冷延鋼板

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