CN103459648A - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供各向同性加工性优良的析出强化型高强度热轧钢板及其制造方法。本发明的热轧钢板具有应有的化学成分组成，并且与钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各取向的极密度的算术平均值表示的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度为1.0以上且4.0以下，且｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度为1.0以上且4.8以下；板厚中心部的平均晶体粒径为10μm以下，钢板中的在晶界析出的渗碳体粒径为2μm以下；晶粒内的包含TiC的析出物的平均粒径为3nm以下，且其每单位体积的个数密度为1×1016个/cm3以上。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及各向同性加工性优良的析出强化型高强度热轧钢板及其制造方法。
本申请基于在2011年04月13日提交的日本专利申请第2011-089520号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
近年来，为了实现以降低汽车的燃料消耗为目标的各种构件的轻型化，一直通过铁合金等钢板的高强度化来进行薄壁化或者应用Al合金等轻金属。但是，在与钢等重金属比较时，Al合金等轻金属尽管具有比强度高的优点，但是具有价格非常高的缺点。因此，其应用局限于特殊的用途。所以，为了更廉价地且向广泛的范围推进各种构件的轻型化，通过钢板的高强度化来进行薄壁化是必要的。
钢板的高强度化一般伴有成形性（加工性）等材料特性的劣化。因此，如何在不使材料特性劣化的情况下谋求高强度化在高强度钢板的开发中是重要的。特别是，用作内板构件、结构构件、行走构件等汽车构件的钢板，根据其用途要求弯曲性、拉伸凸缘加工性、扩孔弯边加工性、延展性、耐疲劳性、耐冲击性（韧性）及耐蚀性等。所以，以高水准且高平衡地发挥这些材料特性和高强度性是重要的。
特别是，在汽车部件中，以板材为原材料进行加工并作为旋转体发挥功能的部件，例如构成自动变速器的鼓或支承座等是起着将发动机功率传递给驱动轴的中介的重要部件。为了减低摩擦等，这些部件的作为形状的圆度及圆周方向的板厚的均匀性被要求。另外，这样的部件的成形采用称为扩孔弯边加工、拉深、减径挤压、胀形成形的成形样式，因此以局部拉伸所代表的极限变形能力被视为是非常重要的。
对于这样的构件中所用的钢板，进一步优选提高耐冲击性（韧性），即在成形后作为部件安装在汽车上后，即使受到由冲撞等造成的冲击构件也难以断裂的特性。尤其，在考虑在寒冷地区使用的情况下，为了确保低温下的耐冲击性，优选提高低温下的韧性（低温韧性）。该韧性是通过vTrs（夏氏断面形状转变温度）等所规定的。因此，提高上述钢材的耐冲击性是重要的。
也就是说，对于以上述部件为首的要求板厚均匀性的部件用的薄钢板，除了要求优良的加工性之外，还要求使塑性的各向同性和韧性得以兼顾。
用于使高强度和成形性这样的各种材料特性得以兼顾的技术有以下所示的技术。例如，专利文献1中公开了下述钢板的制造方法：通过将钢组织设定为铁素体为90%以上，且剩余部分为贝氏体，从而使高强度和延展性、扩孔性得以兼顾。但是，专利文献1中对于采用所公开的技术来制造的钢板的塑性的各向同性根本没有谈及。因此，如果以应用于例如齿轮等要求圆度或圆周方向的板厚的均匀性的部件为前提，则担心由部件的偏心造成的不整齐的振动或摩擦损耗造成的输出功率的下降。
此外，专利文献2及3中公开了通过添加Mo使析出物微细化、从而具有高强度且具有优良的拉伸凸缘性的高强度热轧钢板。但是，采用专利文献2及3中公开的技术的钢板必须添加0.07%以上的价格高的合金元素Mo，因此具有制造成本高的问题。另外，在专利文献2及3所述的技术中，对于塑性的各向同性没有任何谈及。因此，如果以应用于要求圆度或圆周方向的板厚的均匀性的部件为前提，则担心由部件的偏心造成的不整齐的振动或由摩擦损耗造成的输出功率的下降。
另一方面，例如，在专利文献4中，关于钢板的塑性各向同性的提高、即塑性各向异性的减低，公开了下述的技术：通过组合无头轧制和润滑轧制来使表层剪切层的奥氏体中的织构适当化，从而减低r值（兰克福特值）的面内各向异性。但是，由于在卷材的整个长度上实施这样的摩擦系数小的润滑轧制，所以为了防止由轧制中的轧辊咬入区和轧制材的滑动造成的咬入不良，需要无头轧制。因此，为了应用该技术，需要粗条钢接合装置及高速切料头机等设备的投资，所以负担大。
此外，例如，在专利文献5中公开了通过复合添加Zr、Ti、Mo，在950℃以上的高温下结束精轧，在780MPa级以上的强度下减低r值的各向异性，使拉伸凸缘性和深拉深性得以兼顾的技术。但是，由于必须添加0.1%以上的价格高的合金元素Mo，所以有制造成本高的问题。
另外，有关提高钢板韧性的研究从以往一直在开展，虽有专利文献1～5，但是没有公开高强度且塑性的各向同性、扩孔性及韧性优良的热轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-293910号公报
专利文献2：日本特开2002-322540号公报
专利文献3：日本特开2002-322541号公报
专利文献4：日本特开平10-183255号公报
专利文献5：日本特开2006-124789号公报
发明内容
发明要解决的问题
本发明是鉴于上述问题点而发明的。也就是说，本发明的目的在于，提供一种抗拉强度为540MPa级以上的高强度且可应用于要求扩孔性等加工性、加工后的严格的板厚均匀性及圆度及韧性的构件、而且各向同性加工性（各向同性）优良的析出强化型高强度热轧钢板及能够廉价地且稳定地制造该钢板的制造方法。
用于解决问题的手段
为了解决上述课题而达到上述目的，本发明采用了以下手段。
（1）即，本发明的一个方案的热轧钢板是：以质量%计含有C含量[C]为0.02%以上且0.07%以下的C、Si含量[Si]为0.001%以上且2.5%以下的Si、Mn含量[Mn]为0.01%以上且4%以下的Mn、Al含量[Al]为0.001%以上且2%以下的Al、Ti含量[Ti]为0.015%以上且0.2%以下的Ti，将P含量[P]限制为0.15%以下、将S含量[S]限制为0.03%以下、将N含量[N]限制为0.01%以下，[Ti]、[N]、[S]、[C]满足下述式（a）、式（b），剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；与钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各取向的极密度的算术平均值表示的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度为1.0以上且4.0以下，且｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度为1.0以上且4.8以下；板厚中心部的平均晶体粒径为10μm以下，钢板中的在晶界析出的渗碳体粒径为2μm以下；晶粒内的包含TiC的析出物的平均粒径为3nm以下，且其每单位体积的个数密度为1×1016个/cm3以上。
0%≤（[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32）           （a）
0%≤[C]－12/48×（[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32）    （b）
（2）根据上述（1）所述的热轧钢板，其中，也可以使所述｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的所述平均极密度为2.0以下、且所述｛332｝＜113＞的晶体取向的所述极密度为3.0以下。
（3）根据上述（1）所述的热轧钢板，其中，所述平均晶体粒径可以为7μm以下。
（4）根据上述（1）～（3）中任一项所述的热轧钢板，其中，也可以以质量%计进一步含有Nb含量[Nb]为0.005%以上且0.06%以下的Nb，[Nb]、[Ti]、[N]、[S]、[C]可以满足下述式（c）。
0%≤[C]－12/48×（[Ti]＋[Nb]×48/93－[N]×48/14－[S]×48/32）  （c）
（5）根据上述（4）所述的热轧钢板，其中，也可以以质量%计进一步含有选自以下元素中的一种或二种以上：Cu含量[Cu]为0.02%以上且1.2%以下的Cu、Ni含量[Ni]为0.01%以上且0.6%以下的Ni、Mo含量[Mo]为0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]为0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]为0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]为0.0005%以上且0.01%以下的Mg、Ca含量[Ca]为0.0005%以上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]为0.0005%以上且0.1%以下的REM、B含量[B]为0.0002%以上且0.002%以下的B。
（6）根据上述（1）～（3）中任一项所述的热轧钢板，其中，也可以以质量%计进一步含有选自以下元素中的一种或二种以上：Cu含量[Cu]为0.02%以上且1.2%以下的Cu、Ni含量[Ni]为0.01%以上且0.6%以下的Ni、Mo含量[Mo]为0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]为0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]为0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]为0.0005%以上且0.01%以下的Mg、Ca含量[Ca]为0.0005%以上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]为0.0005%以上且0.1%以下的REM、B含量[B]为0.0002%以上且0.002%以下的B。
（7）本发明的一个方案的热轧钢板的制造方法是：将钢锭或板坯加热至由下述式（d）确定的温度即SRTmin℃以上且1260℃以下，其中所述钢锭或板坯以质量%计含有C含量[C]为0.02%以上且0.07%以下的C、Si含量[Si]为0.001%以上且2.5%以下的Si、Mn含量[Mn]为0.01%以上且4%以下的Mn、Al含量[Al]为0.001%以上且2%以下的Al、Ti含量[Ti]为0.015%以上且0.2%以下的Ti，将P含量[P]限制为0.15%以下、将S含量[S]限制为0.03%以下、将N含量[N]限制为0.01%以下，[Ti]、[N]、[S]、[C]满足下述式（a）、式（b），剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；在1000℃以上且1200℃以下的温度区进行第1热轧，在该第1热轧中进行1次以上的压下率为40%以上的压下；在从所述第1热轧完毕后150秒以内且在1000℃以上的温度区开始第2热轧；在所述第2热轧中，在下述式（e）中将由钢板成分决定的温度设定为T1℃的情况下，在T1＋30℃以上且T1＋200℃以下的温度区，至少1次进行压下率为30%以上的压下，且进行压下率的合计为50%以上的压下；在Ar3相变点温度以上且低于T1＋30℃的温度范围，进行压下率的合计为30%以下的第3热轧；在Ar3相变点温度以上结束热轧；在将T1＋30℃以上且T1＋200℃以下的温度范围内的30%以上的压下率的道次设定为大压下道次时，以从所述大压下道次中的最终道次完毕到开始冷却的等待时间t秒满足下述式（f）的方式，以50℃/秒以上的冷却速度进行温度变化为40℃以上且140℃以下、并且冷却结束温度为T1＋100℃以下的一次冷却；在从所述一次冷却完毕后3秒以内，以15℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却；在550℃以上且低于700℃的温度区进行卷取。
0%≤（[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32）                （a）
0%≤[C]－12/48×（[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32）     （b）
SRTmin＝7000/｛2.75－log（[Ti]×[C]）｝－273       （d）
T1＝850＋10×（[C]＋[N]）×[Mn]＋350×[Nb]＋250×[Ti]＋40×[B]＋10×[Cr]＋100×[Mo]＋100×[V]              （e）
t≤2.5×t1     （f）
其中，t1用下述式（g）表示。
t1＝0.001×（（Tf－T1）×P1/100）2－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1
                                        （g）
其中，Tf为30%以上的最终压下后的温度（℃）、P1为30%以上的最终压下的压下率（%）。
（8）根据上述（7）所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述一次冷却可以是在轧制机架间中进行冷却，所述二次冷却可以是在通过最终轧制机架后进行冷却。
（9）根据上述（7）或（8）所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒可以还满足下述式（h）。
t1≤t≤2.5×t1       （h）
（10）根据上述（7）或（8）所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒可以还满足下述式（i）。
t＜t1               （i）
（11）根据上述（7）～（10）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，也可以将所述第2热轧中的各道次间的温度上升设定为18℃以下。
（12）根据上述（7）～（11）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述钢锭或所述板坯也可以以质量%计进一步含有Nb含量[Nb]为0.005%以上且0.06%以下的Nb，[Nb]、[Ti]、[N]、[S]、[C]可以满足下述式（c）。
0%≤[C]－12/48×（[Ti]＋[Nb]×48/93－[N]×48/14－[S]×48/32）  （c）
（13）根据上述（12）所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述钢锭或所述板坯也可以以质量%计进一步含有选自以下元素中的一种或二种以上：Cu含量[Cu]为0.02%以上且1.2%以下的Cu、Ni含量[Ni]为0.01%以上且0.6%以下的Ni、Mo含量[Mo]为0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]为0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]为0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]为0.0005%以上且0.01%以下的Mg、Ca含量[Ca]为0.0005%以上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]为0.0005%以上且0.1%以下的REM、B含量[B]为0.0002%以上且0.002%以下的B。
（14）根据上述（7）～（11）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述钢锭或所述板坯也可以以质量%计进一步含有选自以下元素中的一种或二种以上：Cu含量[Cu]为0.02%以上且1.2%以下的Cu、Ni含量[Ni]为0.01%以上且0.6%以下的Ni、Mo含量[Mo]为0.01%以上且1%以下的Mo、V含量[V]为0.01%以上且0.2%以下的V、Cr含量[Cr]为0.01%以上且2%以下的Cr、Mg含量[Mg]为0.0005%以上且0.01%以下的Mg、Ca含量[Ca]为0.0005%以上且0.01%以下的Ca、REM含量[REM]为0.0005%以上且0.1%以下的REM、B含量[B]为0.0002%以上且0.002%以下的B。
发明效果
根据本发明的上述方案，针对能够用于要求扩孔性或弯曲性等加工性、加工后的严格的板厚均匀性及圆度和韧性的构件（内板构件、结构构件、行走构件、变速器等汽车构件、或造船、建筑、桥梁、海洋结构物、压力容器、管线、机械部件用构件等）的钢板，能够廉价地且稳定地制造韧性优良且抗拉强度在540MPa级以上的高强度钢板。
附图说明
图1是表示｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度和各向同性（1/｜Δr｜）的关系的图示。
图2是表示｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度和各向同性（1/｜Δr｜）的关系的图示。
图3是表示本实施方式的热轧钢板的制造方法的流程图。
具体实施方式
对实施本发明的方式进行详细说明。需要说明的是，在下文中，关于成分组成的质量%，只记载为%。
针对适合用于要求扩孔性等加工性、加工后的严格的板厚均匀性及圆度及低温下的韧性的构件的析出强化型高强度热轧钢板，本发明者们不仅对加工性、还对使各向同性和低温韧性得以兼顾进行了锐意研究。其结果是，得到以下的新见识。再者，本实施方式中的高强度是指以抗拉强度计显示为540MPa以上。
为了提高各向同性（减低各向异性），避免从作为各向异性原因的未再结晶奥氏体形成相变织构是有效的方法。为此，需要促进精轧后的奥氏体的再结晶。而且，作为其手段，精轧中的最佳的轧制道次程序和轧制温度的高温化是有效的。
另一方面，为了提高韧性，脆性断面的断面单位的微细化、即显微组织单位的细粒化是有效果的。为此，使γ（奥氏体）→α（铁素体）相变时的α的核生成位点增加是有效的。所以，优选使可成为其核生成部位的奥氏体的晶界或位错密度增加。
为了使晶界或位错密度增加，优选在γ→α相变点温度以上，尽量在低温下进行轧制。换句话讲，优选使奥氏体为未再结晶，在未再结晶率高的状态下进行γ→α相变。这是因为，再结晶后的奥氏体晶粒在再结晶温度下晶粒生长快，所以在非常短的时间内粗大化，粗大化的奥氏体晶粒即使是γ→α相变后的α相也为粗大晶粒。
如上所述，在通常的热轧手段中优选的条件为相反的条件。因此，认为难使各向同性和韧性得以兼顾。与此相对，本发明者们最终发明了能够以高水准使各向同性和韧性平衡的全新的热轧方法。
本发明者们就各向同性和织构的关系得到以下的见识。
在将钢板加工成要求圆度或圆周方向的板厚均匀性的部件时，为了得到省略了剪边或切削的工序、以加工状态满足部件特性的板厚均匀性及圆度，要求各向同性的指标即各向同性指标1/｜Δr｜在3.5以上。如图1所示，由于将各向同性指标设定为3.5以上，所以在钢板的织构中，将与钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度设定为1.0以上且4.0以下。如果该平均极密度超过4.0，则各向异性极大地增强。另一方面，如果该平均极密度低于1.0，则担心由局部变形能力的劣化造成的扩孔性的劣化。为了得到6.0以上的更优良的各向同性指标，更优选使｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度为2.0以下。｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组是指，用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各取向的算术平均值表示的取向组。因此，通过将｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各取向的极密度进行算术平均，能够得到｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度。在各向同性指标为6.0以上时，即使在考虑到卷内的偏差的情况下，也可得到以加工状态充分满足部件特性的板厚均匀性和圆度。
上述的各向同性指标是通过将钢板加工成JIS Z2201中记载的5号试验片，按照JIS Z2241中记载的试验方法进行来得到。关于作为各向同性指标的1/｜Δr｜中的Δr，在将轧制方向、与轧制方向成45°的方向及与轧制方向成90°的方向（板宽方向）的塑性变形比（r值）分别定义为r0、r45及r90的情况下，被定义为Δr＝（r0－2×r45＋r90）/2。再者，｜Δr｜表示Δr的绝对值。
关于这些各取向的极密度，采用EBSP（电子背散射衍射分析：ElectronBack Scattering Diffraction Pattern）法等方法进行测定。具体地讲，从基于｛110｝极点图利用矢量法计算而得到的三维织构、或者采用从｛110｝、｛100｝、｛211｝及｛310｝的极点图中的多个极点图（优选3个以上）并用级数展开法计算而得到的三维织构中求出。
同样，如图2所示，由于将各向同性指标设定为3.5以上，所以在钢板的织构中，将与钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度设定为1.0以上且4.8以下。如果该极密度超过4.8，则各向异性极大地增强。另一方面，如果该极密度低于1.0，则担心由局部变形能力的劣化导致的扩孔性的劣化。为了满足更优良的各向同性指标6.0以上，更优选将｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度设定为3.0以下。在各向同性指标为6.0以上时，即使考虑到卷内的偏差，也可得到以加工状态充分满足部件特性的板厚均匀性和圆度，因此是更优选的。
再者，关于上述的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度及｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度，在有意地使朝某晶体取向的晶粒的比例高于其它取向的情况下，值提高。
此外，上述极密度小者的扩孔性提高。
上述的极密度与X射线随机强度比的含义相同。X射线随机强度比是指，在相同条件下利用X射线衍射法等对不具有向特定取向集聚的标准试样和试验材料的X射线强度进行测定，将得到的试验材料的衍射强度除以标准试样的衍射强度而得到的数值。该极密度可以采用X射线衍射、EBSP法或ECP（电子沟道：Electron Channeling Pattern）法中的任一种来测定。例如｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的极密度可通过下述步骤得到：从采用利用上述方法测定的｛110｝、｛100｝、｛211｝、｛310｝极点图中的多个极点图并用级数展开法计算而得到的三维织构（ODF）中，求出｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各取向的极密度，将这些极密度进行算术平均来得到。关于X射线衍射、EBSP法、ECP法中所用的试样，对试样以如下的方式进行调整，按照上述的方法测定极密度即可，所述方式是通过机械研磨等将钢板减厚到规定的板厚，接着通过化学研磨或电解研磨等除去变形，同时将在板厚的5/8～3/8的范围内的适当面作为测定面。关于板宽方向，优选在与钢板的端部相距1/4或3/4的位置采取。
当然，不仅对于板厚中央部，对于尽量多的板厚位置来说，也能够通过满足上述的极密度，进一步使局部变形能力变好。但是，与钢板表面相距3/8～5/8的板厚中的取向集聚最强，对制品的各向异性施加影响，因此通过对与钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部进行测定，大体上能够代表钢板整体的材质特性。因此，对与钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度和｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度进行规定。
这里，｛hkl｝＜uvw＞是表示在用上述方法采取试样时，板面的法线方向与｛hkl｝平行，轧制方向与＜uvw＞平行。再者，晶体的取向通常用[hkl]或｛hkl｝表示与板面垂直的取向，用（uvw）或＜uvw＞表示与轧制方向平行的取向。｛hkl｝＜uvw＞是等价的面的总称，[hkl]、（uvw）是指各个晶体面。也就是说，在本实施方式中，因为以体心立方结构为对象，所以例如（111）、（－111）、（1－11）、（11－1）、（－1－11）、（－11－1）、（1－1－1）、（－1－1－1）面是等价的，无法区别。在此种情况下，将这些取向统称为｛111｝面。ODF表示也可用于其它对称性低的晶体结构的取向表示，因此一般用[hkl]（uvw）表示各个取向，但在本实施方式中，[hkl]（uvw）和｛hkl｝＜uvw＞的含义相同。
接着，本发明者们对韧性进行了调査。
关于vTrs，平均晶体粒径越细粒化越低温化，即韧性越提高。在本实施方式的热轧钢板中，将板厚中心部的vTrs设定为能够耐受在寒冷地区使用的－20℃以下，因此将板厚中心部的平均晶体粒径设定为10μm以下。另外，在设想在严酷的环境下使用而将vTrs设定为－60℃以下时，更优选将板厚中心部的平均晶体粒径设定为7μm以下。
关于韧性，用通过V型缺口夏氏冲击试验得到的vTrs（夏氏断面形状转变温度）进行了评价。V型缺口夏氏冲击试验是基于JIS Z2202来制作试验片，按照JIS Z2242中规定的内容来进行。
如上所述，对于韧性，组织的板厚中心部的平均晶体粒径所给予的影响大。板厚中心部的平均晶体粒径的测定按照以下方法来进行。从钢板的板厚方向上的中央部附近切取显微试样，使用EBSP-OIMTM(电子背散射衍射分析-电子显微取向成像：Electron Back Scatter DiffractionPattern-Orientation Image Microscopy)测定晶体粒径和显微组织。显微试样是用胶体二氧化硅研磨剂研磨30～60分钟来制作，在倍率为400倍、160μm×256μm的区域、测定步调为0.5μm的测定条件下进行EBSP测定。
EBSP-OIM（注册商标）法是对扫描型电子显微镜(SEM)内高度倾斜的试样照射电子束，进行反向散射而形成的菊池图案用高灵敏度照相机拍摄，并用计算机进行图像处理，从而在短时间内测定照射点的晶体取向。
EBSP法可以对块状试样表面的微细结构和晶体取向进行定量解析，分析区域是能够用SEM观察的区域，尽管也取决于SEM的分辨能力，但通过EBSP法能够以最小20nm的分辨能力进行分析。解析是通过将想要分析的区域绘制成数万个等间隔的网格状来进行。对于多晶材料来说，可以看到试样内的晶体取向分布和晶粒的大小。
在本实施方式中，将晶粒的取向差中一般看作晶界的大倾角晶界的阈值15°定义为晶界，由绘制而成的图像来将晶粒可视化，求出平均晶体粒径。也就是说，所谓“平均晶体粒径”，是通过EBSP-OIM（注册商标）得到的值。
如上所述，本发明者们弄清楚了用于提高各向同性及韧性的钢板所需的各个要件。
关于与韧性直接相关的平均晶体粒径，精轧结束温度越低越细粒化。但是，作为各向同性的一个支配因素的与钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各取向的极密度的算术平均值表示的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度和｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度对精轧温度显示出与平均晶体粒径相反的相关关系。因此，使各向同性和低温韧性得以兼顾的技术迄今为止根本没有公开。
为确保各向同性，本发明者们探索了通过使精轧后的奥氏体充分地再结晶，且极力抑制再结晶的晶粒生长，同时提高各向同性和韧性的热轧方法及条件。
为了使通过轧制而成为加工组织的奥氏体晶粒再结晶，优选在最佳的温度区且以50%以上的合计压下率进行精轧。另一方面，为了使制品板的显微组织细粒化，优选在精轧结束后在规定时间以内开始冷却，极力抑制奥氏体粒的再结晶后的晶粒生长。
于是，针对将用上述式（e）表示的温度设定为T1，进行T1＋30℃以上且T1＋200℃以下的温度区的合计压下率R的热轧，从该热轧结束到以50℃/秒以上的冷却速度进行温度变化为40℃以上且140℃以下并且冷却结束温度为T1＋100℃以下的冷却为止的等待时间t和冷却温度变化的关系，调查了与钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度和板厚中心的平均晶体粒径分别变得怎样。再者，R为50%以上。本实施方式中的合计压下率（压下率的合计）、合计压下率（压下率的合计）与所谓累积压下率的含义相同，是以上述各温度范围内的轧制中的最初道次前的入口板厚为基准，累积压下量（上述各温度范围内的轧制中的最初道次前的入口板厚与上述各温度范围内的轧制中的最终道次后的出口板厚之差）相对于上述基准的百分率。
其结果是，在从T1＋30℃以上且T1＋200℃以下的温度区中的合计压下率R的热轧结束后到以50℃/秒以上的冷却速度进行温度变化为40℃以上且140℃以下并且冷却结束温度为T1＋100℃以下的一次冷却为止的等待时间t为用上述式（g）表示的t1×2.5秒以内的情况下，“与钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度为1.0以上且4.0以下，并且｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度为1.0以上4.8以下”，并且“板厚中心的平均晶体粒径为10μm以下”。也就是说，设想满足本实施方式中作为目标的各向同性及耐冲击性。
这表示可以提高各向同性和韧性两者的范围、即充分的奥氏体的再结晶和细粒化得以兼顾的范围用后面详述的本实施方式中所规定的热轧方法是可达到的。
另外，得知：在使平均晶体粒径为7μm以下时，优选将等待时间t秒设定为低于t1。此外，还得知：在使｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度在2.0以下时，优选将等待时间t设定为t1以上。
本发明者们基于通过上述的基础研究而得到的见识，对适合用于要求扩孔性等加工性、加工后的严格的板厚均匀性及圆度及低温下的韧性的构件的析出强化型高强度热轧钢板和其制造方法进一步进行了锐意研究。其结果是，以致于想到包括下述条件的热轧钢板及其制造方法。
对本实施方式的热轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。
C含量[C]：0.02%以上且0.07%以下
C在晶界偏析，对通过剪切或冲裁加工形成的端面的断裂面裂纹进行抑制。此外，与Nb、Ti等结合而形成析出物，从而通过析出强化而有助于提高强度。此外，使成为扩孔时的裂纹起点的渗碳体（Fe3C）等铁系碳化物得以生成。
在C含量[C]低于0.02%时，不能得到由析出强化产生的强度提高和抑制断裂面裂纹的效果。另一方面，如果超过0.07%，则成为扩孔时的裂纹起点的渗碳体（Fe3C）等铁系碳化物增加，扩孔值或韧性劣化。因此，将C含量[C]设定为0.02%以上且0.07%以下。在考虑提高强度的同时提高延展性的情况下，优选[C]为0.03%以上且0.05%以下。
Si含量[Si]：0.001%以上且2.5%以下
Si是有助于提高母材强度的元素。此外，是还具有作为钢水脱氧材料的作用的元素。在添加0.001%以上时显现添加效果，但如果添加量超过2.5%，则强度上升效果饱和。所以，将Si含量[Si]设定为0.001%以上且2.5%以下。
再者，从提高强度和扩孔性的观点出发，通过使Si含量超过0.1%，将抑制材料组织中的渗碳体等铁系碳化物的析出，促进Nb、Ti的碳化微细析出物的析出，从而有助于提高强度和扩孔性。另一方面，如果超过1%，则抑制铁系碳化物析出的效果饱和。因此，Si含量[Si]的优选范围为超过0.1%且1%以下。
Mn含量[Mn]：0.01%以上且4%以下
Mn是通过固溶强化及淬火强化而有助于提高强度的元素。但是，在低于0.01%时得不到添加效果。另一方面，如果超过4%，则添加效果饱和。因此，将Mn含量[Mn]设定为0.01%以上且4%以下。为了抑制发生由S导致的热裂纹，在没有充分添加Mn以外的元素的情况下，优选添加使Mn含量[Mn]和S含量[S]为[Mn]/[S]≥20的Mn（质量%）。
Mn是伴随着含量的增加使奥氏体区温度向低温侧扩大，从而使淬火性提高，容易形成扩孔弯边性（扩孔弯边加工性）优良的连续冷却相变组织的元素。此效果在添加量低于1%时难以显现，所以优选添加1%以上。另一方面，如果超过3.0%，则奥氏体区温度变得过于低温，难生成在铁素体相变中微细析出的Nb、Ti的碳化物。所以，在形成连续冷却相变组织的情况下，优选将Mn含量[Mn]设定为1.0%以上且3.0%以下。更优选将Mn含量[Mn]设定为1.0%以上且2.5%以下。
P含量[P]：超过0%且0.15%以下
P是铁水中所含的杂质，是在晶界偏析、伴随着含量的增加而使韧性降低的元素。因此，P越低越好。如果P含量[P]超过0.15%，则对加工性或焊接性产生不良影响，所以限制为0.15%以下。特别是，在考虑到扩孔性或焊接性的情况下，优选为0.02%以下。使P达到0%在操作上是困难的，所以不包括0%。
S含量[S]：超过0%且0.03%以下
S是铁水中所含的杂质，是生成不仅引起热轧时的裂纹而且使扩孔性劣化的A系夹杂物的元素。因此，S应极力减低。但是，如果为0.03%以下，则是容许范围，所以限制为0.03%以下。在进一步要求扩孔性的情况下，S含量[S]优选为0.01%以下，更优选为0.005%以下。使S达到0%在操作上是困难的，所以不包括0%。
N含量[N]：超过0%且0.01%以下
N是与C相比在更高温区与Ti及Nb形成析出物、固定C、使对析出强化有效的Ti及Nb减少的元素。此外，由此招致抗拉强度的下降。因此，N应极力减低，但只要在0.01%以下就是容许范围的。但是，在高温析出的Ti、Nb的氮化物容易粗大化，成为脆性断裂的起点，使低温韧性降低。因此，为了进一步提高韧性，优选为0.006%以下。从耐时效性的观点出发，更优选为0.005%以下。使N达到0%在操作上是困难的，所以不包括0%。
Al含量[Al]：0.001%以上且2%以下
Al是为了钢的精炼工序中的钢水脱氧而添加0.001%以上。但是，大量的添加会招致成本的上升，所以将上限设定为2%。如果大量添加Al，则非金属夹杂物的量增大，延展性及韧性劣化。因此，从延展性及韧性的观点出发，优选为0.06%以下。更优选为0.04%以下。
Al与Si同样，是对组织中渗碳体等铁系碳化物的析出进行抑制的元素。为了得到此作用效果，优选添加0.016%以上。因此，更优选Al含量[Al]为0.016%以上且0.04%以下。
Ti含量[Ti]：0.015%以上且0.2%以下
Ti是本实施方式中最重要的一种元素。是在轧制结束后的冷却中或卷取后的γ→α相变时以碳化物的形式微细析出，通过析出强化来提高强度的元素。此外，Ti是以碳化物的形式固定C，形成TiC，抑制生成对扩孔弯边性有害的渗碳体的元素。
另外，Ti是在热轧工序中对钢坯加热时以TiS的形式析出，对形成拉伸夹杂物的MnS的析出进行抑制，使夹杂物的轧制方向长度的总和M减低的元素。为了得到这些添加效果，至少添加0.015%。优选为0.1%以上。
另一方面，如果添加超过0.2%，不仅添加效果饱和，而且再结晶抑制效果显著，各向同性劣化。因此，将Ti含量[Ti]设定为0.015%以上且0.2%以下。更优选为0.1%以上且0.16%以下。
0%≤[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32          （a）
S及N与C相比在更高温区与Ti形成TiN或TiS等析出物。因此，为了对成为使扩孔性劣化的渗碳体等碳化物的基础的C进行固定，并且，确保有助于析出强化的TiC，要使得S含量[S]及N含量[N]与Ti含量[Ti]的关系满足上述式（a）。
0%＜[C]－12/48×（[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32）    （b）
在上述式（b）中，[C]、[Ti]、[N]及[S]分别为C含量、Ti含量、N含量及S含量。在本实施方式中的热轧钢板不含Nb的情况下，上述式（b）的右边是表示在TiC析出后作为固溶C残留的C量的式子。上述式（b）的右边为0%以下，则意味着无存在于晶界的固溶C。如果没有固溶C，则晶界强度相对于晶粒内强度相对地降低，发生断裂面裂纹。因此，将上述式（b）的右边设定为超过0%。
上述式（b）的上限没有特别的限定，但为了将残存的C设定为适量，将渗碳体的粒径设定为2μm以下，所以优选为0.045%以下。在将渗碳体粒径设定为1.6μm以下的情况下，更优选为0.012%以下。另一方面，如果超过0.045%，则有渗碳体的粒径粗大化、扩孔性下降的担心。因此，优选上述式（b）为0.045%以下。
以上的化学元素是本实施方式中的钢的基本成分（基本元素），该基本元素被控制（含有或限制），剩余部分包含铁及不可避免的杂质的化学组成为本实施方式的基本组成。但是，除该基本成分以外（代替剩余部分中的Fe的一部分），在本实施方式中，也可以根据需要在钢中进一步含有以下的化学元素（选择性元素）。这些选择性元素即使不可避免地混入钢中（例如为低于各选择性元素的量的下限的量），也不会损害本实施方式中的效果。
Nb含量[Nb]：0.005%以上且0.06%以下
Nb是在轧制结束后的冷却中或卷取后以碳化物的形式微细析出、通过析出强化来提高强度的元素。而且还是以碳化物的形式固定C、抑制生成对扩孔弯边性有害的渗碳体的元素。
另外，Nb是发挥使钢板的平均晶体粒径微细化的功能，而且有助于提高低温韧性的元素。要得到这些添加效果，以Nb含量[Nb]计至少添加0.005%以上。优选超过0.01%。通过将Nb含量[Nb]的下限设定为0.005%，能够实现晶体粒径的微细化。其结果是，在不会对低温韧性产生不良影响的情况下轧制温度的设定自由度提高。
另一方面，如果Nb含量[Nb]超过0.06%，则热轧工序中的未再结晶区的温度扩大，从而在热轧结束后较多地残存未再结晶状态的轧制织构，各向同性受到损害。因此，将Nb含量[Nb]设定为0.005%以上且0.06%以下。优选为0.01%以上且0.02%以下。
0%≤[C]－12/48×（[Ti]＋[Nb]×48/93－[N]×48/14－[S]×48/32）  （c）
在本实施方式中的热轧钢板不含Nb的情况下，[C]、[Ti]、[Nb]（Nb含量）、[N]及[S]需要满足上述式（c）而不是上述式（b）。上述式（c）是在上述式（b）的括弧内加入[Nb]×48/93一项的式子。上述式（c）的技术含义与上述式（b）的技术含义相同。
在本实施方式的热轧钢板中，也可以根据需要进一步含有Cu、Ni、Mo、V、Cr、Mg、Ca、REM（稀土类金属；Rare Earth Metal）及B中的一种或二种以上。
以下，对限定各元素的组成的理由进行说明。
Cu、Ni、Mo、V及Cr是通过析出强化或固溶强化来提高热轧钢板强度的元素。
如果Cu含量[Cu]低于0.02%、Ni含量[Ni]低于0.01%、Mo含量[Mo]低于0.01%、V含量[V]低于0.01%、Cr含量[Cr]低于0.01%，则不能充分得到添加效果。另一方面，如果Cu含量[Cu]超过1.2%、Ni含量[Ni]超过0.6%、Mo含量[Mo]超过1%、V含量[V]超过0.2%、Cr含量[Cr]超过2%，则添加效果饱和，经济性下降。
因此，在添加Cu、Ni、Mo、V及Cr中的一种或二种以上的情况下，优选Cu含量[Cu]为0.02%以上且1.2%以下、Ni含量[Ni]为0.01%以上且0.6%以下、Mo含量[Mo]为0.01%以上且1%以下、V含量[V]为0.01%以上且0.2%以下、Cr含量[Cr]为0.01%以上且2%以下。
Mg、Ca及REM（稀土元素）是对成为断裂的起点且成为使加工性劣化的原因的非金属夹杂物的形态进行控制，提高加工性的元素。如果Mg含量[Mg]、Ca含量[Ca]及REM含量[REM]都低于0.0005%，则不能显现添加效果。另一方面，如果Mg含量[Mg]超过0.01%、Ca含量[Ca]超过0.01%、REM含量[REM]超过0.1%，则添加效果饱和，经济性下降。因此，优选Mg含量[Mg]为0.0005%以上且0.01%以下、Ca含量[Ca]为0.0005%以上且0.01%以下、REM含量[REM]为0.0005%以上且0.1%以下。
B含量[B]：0.0002%以上且0.002%以下
B与C同样，是在晶界偏析，对提高晶界强度有效的元素。也就是说，与固溶C一起作为固溶B在晶界偏析，从而在实现防止断裂面裂纹方面有效地发挥作用。即使C作为TiC在晶粒内析出，也可通过B在晶界的偏析来填补C在晶界的减少。
为了填补C在晶界的减少，至少添加0.0002%的B。如果B为0.0002%以上，则固溶C发挥防止断裂面裂纹的功能。如果B含量[B]超过0.002%，则与Nb同样，有以下的担心：对热轧时的奥氏体的再结晶进行抑制，增强来自未再结晶奥氏体的γ→α相变织构，使各向同性劣化。因此，将B含量[B]设定为0.0002%以上且0.002%以下。
此外，B是提高淬火性、容易形成对扩孔弯边性来说优选的显微组织即连续冷却相变组织的元素。为了得到其效果，优选B含量[B]为0.001%以上。另一方面，B也是在连续铸造后的冷却工序中引起板坯裂纹的元素，从此观点出发，优选B含量[B]为0.0015%以下。更优选为0.001%以上且0.0015%以下。
本实施方式的发明热轧钢板也可以在不损害特性的范围内进一步含有合计为1%以下的Zr、Sn、Co、Zn及W中的一种或二种以上作为不可避免的杂质。但是，Sn有在热轧时引起裂纹的担心，所以优选为0.05%以下。
接着，对本实施方式的热轧钢板的显微组织等的冶金因素进行说明。
对影响扩孔性的晶界渗碳体进行说明。扩孔性受到在冲裁时或剪切加工时发生的成为裂纹起点的空隙的影响。关于空隙，在母相晶界析出的渗碳体相相对于母相晶粒具有某种程度的尺寸的情况下，如果母相晶粒的界面附近的母相晶粒受到过剩的应力集中，则发生空隙。
在渗碳体粒径为2μm以下时，相对于母相晶粒，渗碳体晶粒相对较小，力学上不产生应力集中，因此难以发生空隙。其结果是，扩孔性或韧性提高。所以，将晶界渗碳体粒径（在晶界析出的渗碳体的平均粒径）设定为2μm以下。再者，优选为1.6μm以下。
在本实施方式中，关于晶界析出的晶界渗碳体的平均粒径，可从试验钢的钢板板宽的1/4W或3/4W位置切取试样，由该试样的1/4厚的地方采取透射型电子显微镜试样，通过搭载有200kV的加速电压的电场放射型电子枪（Field Emission Gun：FEG）的透射型电子显微镜进行观察。通过分析衍射图谱确认在晶界观察到的析出物为渗碳体。再者，在本调査中将晶界渗碳体粒径定义为对一个视场中观察到的总晶界渗碳体的粒径进行测定，由测定值算出的平均值。
一般来说，如果钢板的卷取温度上升，则晶界渗碳体的粒径增大。但是，如果卷取温度达到规定的温度以上，则显示出晶界渗碳体的粒径急剧减小的倾向。特别是，在含有Ti、Nb中的至少之一的钢板中，该温度区的晶界渗碳体的粒径减小显著。为了将晶界渗碳体的粒径设定为2μm以下，使卷取温度在550℃以上。通过卷取温度上升来使渗碳体粒径减小的原因被认为如下。
α相（铁素体相）中的渗碳体的析出温度具有前缘区。前缘区能够通过以α相中的C的过饱和度作为驱动力的核生成与通过C及Fe的扩散而被控制了速度的Fe3C的晶粒生长的平衡来进行说明。如果卷取温度为比前缘区温度更低的温度，则C的过饱和度高，核生成的驱动力大，但因低温而几乎不能扩散。因此，无论晶界、晶粒内，渗碳体的析出均被抑制。此外，即使渗碳体析出了，尺寸也小。
另一方面，如果卷取温度为比前缘区温度高的高温，则尽管C的溶解度上升，核生成的驱动力减小，但是扩散距离增大。因此，密度减小，但渗碳体的尺寸粗大化。
在包含Ti、Nb等碳化物形成元素的情况下，Ti、Nb在α相的析出前缘区与渗碳体的析出前缘区相比处于高温侧。因此，通过Ti、Nb等的碳化物的析出来夺取C，渗碳体的析出量及尺寸都同时减小。
接着，对析出强化进行说明。在本实施方式中主要采用Ti作为析出强化元素。本发明者们对含Ti的钢，调查了含TiC的析出物（以下称为TiC析出物）的平均晶体粒径及密度与抗拉强度的关系。
TiC析出物的尺寸及密度的测定是通过三维原子探针测定法来进行。从测定对象的试样，通过切断及电解研磨法，根据需要与电解研磨法一并应用集束离子束加工法来制作针状的试样。三次元原子探针测定是通过对累积的数据进行再构筑、从而能够求出实空间内的实际的原子分布像。也就是说，从TiC析出物的立体分布像的体积和TiC析出物的数量求出TiC析出物的个数密度。
关于TiC析出物的尺寸，将假定析出物为球状从观察到的TiC析出物的构成原子数和TiC的晶格常数算出的直径作为TiC析出物的尺寸。任意测定30个以上的TiC析出物的直径，求出平均值。
热轧板的拉伸试验是将试验材料加工成JIS Z2201中记载的5号试验片，按照JIS Z2241中记载的试验方法来进行。
如果成分组成是固定的，则在包含TiC的析出物的平均粒径与密度之间大致具有逆相关的关系。为了通过析出强化来得到按抗拉强度计为100MPa的强度提高水平，将包含TiC的析出物的平均粒径设定为3nm以下，且将其密度设定为1×1016个/cm3以上。如果包含TiC的析出物变得粗大，则招致韧性的劣化，或容易产生断裂面的裂纹。
本实施方式的热轧钢板的母相的显微组织没有特别的限定，但在抗拉强度为780MPa级以上的情况下，优选为连续冷却相变组织（Zw）。即使在此种情况下，为了使加工性和均匀拉伸率所代表的延展性得以兼顾，热轧钢板的母相的显微组织也可以含有按体积率计为20%以下的多边形铁素体（PF）。顺便说一下，显微组织的体积率是指测定视场中的面积分率。
关于本实施方式中的连续冷却相变组织(Zw)，正如在日本铁钢协会基础研究会贝氏体调查研究部会/编;有关低碳钢的贝氏体组织和相变行为的最近的研究-贝氏体调查研究部会最终报告书-(1994年日本铁钢协会)(“参考文献”)中所记载的那样，是被定义为相变组织的显微组织，该相变组织定位于包含通过扩散机理来生成的多边形铁素体和珠光体的显微组织与通过无扩散的剪切机理来生成的马氏体的中间阶段。
也就是说，连续冷却相变组织（Zw）是作为光学显微镜观察组织如在上述参考文献125～127页中所记载的那样，被定义为主要由贝氏体铁素体(Bainitic ferrite(α°B))、粒状贝氏体铁素体(Granular bainitic ferrite(αB))、以及准多边形铁素体(Quasi-polygonal ferrite(αq))构成，进而还含有少量的残留奥氏体(γr)和马氏体奥氏体(Martensite-austenite(MA))的显微组织。
此外，αq与多边形铁素体(PF)同样，内部结构不会因腐蚀而显现，但形状是针状，与PF有明确区别。这里，将作为对象的晶粒的周长设定为lq，当量圆直径设定为dq时，比值(lq/dq)满足lq/dq≥3.5的晶粒是αq。
本实施方式的热轧钢板的连续冷却相变组织（Zw）被定义为包含α°B、αB、αq、γr及MA中的一种或二种以上的显微组织。再者，将少量的γr和/或MA的合计量设定为3%以下。
组织的判定最好是通过采用硝酸乙醇腐蚀试剂腐蚀并用光学显微镜观察来进行，但连续冷却相变组织（Zw）在采用硝酸乙醇腐蚀试剂进行腐蚀时用光学显微镜观察有时难以判别。在此种情况下，采用EBSP-OIM（注册商标）进行判别。此时，例如，bcc结构的铁素体、贝氏体及马氏体可采用装备在EBSP-OIM（注册商标）中的KAM(内核平均取向差；KernelAverage Misorientation)法来求出。KAM法是下述方法：将测定数据中的某个正六边形的相邻的6个像素即第一近似、或其外侧的12个像素即第二近似、或更外侧的18个像素即第三近似的像素间的取向差进行平均，将所得到的值作为中心像素的值，对各个像素都进行上述计算而得到数值。以不越过晶界的方式实施上述计算，就能够制作表现晶粒内的取向变化的绘制图。即，该绘制图表示基于晶粒内的局部的取向变化的变形的分布。
另外，将利用EBSP-OIM(注册商标)来计算邻接的像素间的取向差的条件设定为第三近似，该取向差设定为5°以下，在上述的取向差第三近似中，可以将超过1°定义为连续冷却相变组织(Zw)，将1°以下定义为铁素体。这是因为由于高温下相变的多边形的初析铁素体是在扩散相变中生成的，所以位错密度小，晶粒内的变形少，因而晶体取向的粒内差较小，根据迄今为止本发明者们实施的各种研究结果，通过光学显微镜观察得到的多边形的铁素体体积分率和用KAM法测定的取向差第三近似为1°以下时得到的区域的面积分率大致一致。
EBSP-OIM（注册商标）法是对扫描型电子显微镜(Scaninng ElectronMicroscope)内高度倾斜的试样照射电子束，将进行反向散射而形成的菊池图案用高灵敏度照相机拍摄，并用计算机进行图像处理，从而可以在短时间内测定照射点的晶体取向。
EBSP法可以对块状试样表面的微细结构和晶体取向进行定量解析。分析区域尽管也取决于SEM的分辨能力，但只要是能够用SEM观察的区域内，则能够以最小20nm的分辨能力进行分析。
利用EBSP-OIM（注册商标）法来进行的解析是通过将想要分析的区域绘制成数万个等间隔的网格状来进行。对于多晶材料来说，可以看到试样内的晶体取向分布和晶粒的大小。本实施方式的热轧钢板中，从将各板条束的取向差设定为15°来绘制成的图像中能够辨别的组织也可以简便地定义为连续冷却相变组织(Zw)。
接着，对本实施方式的热轧钢板的制造方法（以下称为“本实施方式的制造方法”。）的条件的限定理由进行说明。
在本实施方式的制造方法中，在热轧工序之前进行的钢坯的制造方法没有特别的限定。也就是说，在钢坯的制造方法中，在利用高炉、转炉、电炉等进行熔炼工序之后通过各种二次精炼工序进行成分调整以达到目标的成分组成，接着，除了进行通常的连续铸造或利用铸锭法实施的铸造以外，也可以采用薄板坯铸造等方法进行铸造工序。
此外，在通过连续铸造得到板坯的情况下，可以将高温铸坯直接送给热轧机，也可以在暂时冷却到室温后用加热炉进行再加热，然后进行热轧。原料也可以使用废料。
在热轧工序前，将通过上述制造方法得到的板坯在板坯加热工序中进行加热。此时，在基于下述式（d）算出的最小板坯再加热温度即SRTmin℃以上，在加热炉内进行加热。
SRTmin＝7000/｛2.75－log（[Ti]×[C]）｝－273     （d）
上述式（d）是用于从Ti含量[Ti]（%）和C含量[C]（%）之积求出Ti的碳氮化物的固溶温度的式子。用于得到TiNbCN的复合析出物的条件由Ti量决定。也就是说，如果Ti量低，则不能以TiN单独析出。
在板坯加热温度为满足上述式（d）的温度SRTmin℃以上的情况下，钢板的抗拉强度显著提高。据认为这是基于以下的理由。
为了得到目标的抗拉强度，有效地应用由Ti和/或Nb产生的析出强化是有效的。在加热前的板坯中，TiN、NbC、TiC、NbTi（CN）等粗大的碳氮化物析出。为了有效地得到由Nb和/或Ti产生的析出强化，需要在板坯加热工序中使这些粗大的碳氮化物暂时在母材中充分固溶。
大部分的Nb和/或Ti的碳氮化物在Ti的固溶温度下溶解。本发明者们发现：为了得到目标的抗拉强度，需要在板坯加热工序中将板坯加热到Ti的固溶温度即SRTmin℃。
TiN、TiC、NbN-NbC具有溶解度积的文献值。特别是，TiN的析出是在高温下产生，因此认为在本实施方式这样的低温加热中难溶解。但是，本发明者们发现：即使TiN完全不溶解，仅通过TiC的固溶，也实质上产生大部分TiC的溶解。
当通过利用透射型电子显微镜的复型观察，观察被认为是TiNb（CN）复合析出物的析出物时，在高温下析出的中心部和被认为在较低温度下析出的壳部，Ti、Nb、C、及、N的浓度发生变化。也就是说，在中心部Ti及N的浓度高，而在壳部Nb及C的浓度高。
其理由是因为TiNb（CN）为NaCl结构的MC型析出物，如果是TiC，则在M位点配位Ti，在C位点配位C，但随着温度Ti的变化被置换为Nb，或C被置换为N。
关于TiN也是同样的。由于即使是TiC完全溶解的温度，Ti也以10～30%的位点分率包含在TiN中，所以严格地讲TiN在TiN完全溶解的温度以上的温度下完全固溶。但是，在Ti量为比较低的成分体系中，最好将固溶温度设定为TiC析出物的实际溶解的下限温度。
如果加热温度低于SRTmin℃，则Nb和/或Ti的碳氮化物不能在母材中充分溶解。在此种情况下，在轧制结束后的冷却中或卷取后，不能利用析出强化得到通过Nb和/或Ti以碳化物的形式微细析出来提高强度的效果。所以，将板坯加热工序中的加热温度设定为按上述式（d）得出的SRTmin℃以上。
如果板坯加热工序中的加热温度超过1260℃，则因氧化铁皮脱落而使成品率降低，因此将加热温度设定为1260℃以下。所以，将板坯加热工序中的加热温度设定为基于上述式（d）算出的最小板坯再加热温度SRTmin℃以上且1260℃以下。如果加热温度低于1150℃，则程序上显著损害操作效率，因此加热温度优选为1150℃以上。
板坯加热工序中的加热时间没有特别的规定，但为了充分进行Nb和/或Ti的碳氮化物的溶解，优选在达到加热温度后保持30分钟以上。但是，在将铸造后的铸坯以高温状态直接送入轧制时没有此限定。
在板坯加热工序后，在不特别等待的情况下（例如在5分钟以内，优选在1分钟以内）就开始对从加热炉取出的板坯实施粗轧（第1热轧）的粗轧工序，得到粗条钢。
粗轧（第1热轧）以在1000℃以上且1200℃以下的温度下结束的方式进行。在粗轧结束温度低于1000℃时，粗轧中的热变形阻力增大，从而有对粗轧操作带来障碍的担心。
另一方面，在粗轧结束温度超过1200℃时，平均晶体粒径长大，成为使韧性降低的主要原因。另外，有下述担心：粗轧中生成的二次氧化铁皮过于生长，使后面实施的除鳞或精轧中的氧化铁皮除去变得困难。在粗轧结束温度超过1150℃时，夹杂物拉伸，有时成为使扩孔性劣化的原因，所以粗轧结束温度优选为1150℃以下。
如果粗轧的压下率小，则平均晶体粒径增大，使韧性下降。如果上述压下率为40%以上，则晶体粒径更均匀且成为细粒。另一方面，如果上述压下率超过65%，则有时夹杂物延伸成为扩孔性劣化的原因，所以上述压下率优选为65%以下。
就使热轧钢板的平均晶体粒径细粒化的意义而言，粗轧后即精轧（第2热轧）前的奥氏体粒径是重要的。优选精轧前的奥氏体粒径小，从细粒化及均匀化的观点出发优选设定为200μm以下。为了使奥氏体粒径在200μm以下，在粗轧（第1热轧）中进行1次以上的40%以上的压下。
为了更高效率地得到上述细粒化及均匀化的效果，更优选使奥氏体粒径在100μm以下。为此，在粗轧（第1热轧）中优选进行2次以上的40%以上的压下。但是，超过10次的粗轧则有使温度下降或氧化铁皮过剩生成的担心。
这样，减小精轧前的奥氏体粒径对于促进后面的精轧中的奥氏体再结晶是有效的。
推测这是由下述原因引起的：粗轧后的（即精轧前的）奥氏体晶界起着精轧中的一个再结晶核的功能。所以，在通过粗轧使奥氏体粒径细粒化后，通过如后面所述控制精轧、到开始冷却的等待时间、冷却条件等，能够使钢板的平均晶体粒径细粒化。关于粗轧后的奥氏体粒径，可在将进入精轧前的钢板坯以尽可能的急冷、例如以10℃/秒以上的冷却速度冷却后，腐蚀钢板坯的断面而使奥氏体晶界浮出，用光学显微镜进行测定。此时，以50倍以上的倍率观察20个视场以上，利用图像分析或切断法进行测定。
粗轧后进行的轧制（第2热轧及第3热轧）也可以是下述的无头轧制：将通过粗轧得到的粗条钢在粗轧工序（第1热轧）与精轧（第2热轧）工序之间进行接合，连续地进行轧制。此时，也可以在将粗条钢暂时卷成卷状后，根据需要收纳在具有保温功能的罩内，在再度开卷后进行接合。
此外，在进行精轧（第2热轧）时，有时希望将粗条钢的轧制方向、板宽方向及板厚方向的温度的偏差控制在小的范围。此时，也可以根据需要在粗轧机与精轧机之间或精轧的各轧制机架之间，配置能够控制粗条钢的轧制方向、板宽方向及板厚方向的温度的偏差的加热装置来对粗条钢进行加热。
作为加热手段，有气体加热、通电加热、感应加热等多种加热手段，但只要能够将粗条钢的轧制方向、板宽方向、板厚方向的温度的偏差控制在小的范围，则可以使用任何的公知手段。
作为加热手段，优选工业上温度的控制响应性优良的感应加热。特别是，在板宽方向可移位的多个横向型感应加热装置能够根据板宽来任意地控制板宽方向的温度分布，因此是更优选的。作为加热手段，最优选通过组合横向型感应加热装置和板宽整体加热优良的电磁型感应加热装置而构成的加热装置。
在采用这些加热装置进行温度控制时需要控制加热量。在此种情况下，由于不能实际测量粗条钢内部的温度，所以优选的是基于装入板坯温度、板坯在炉时间、加热炉气氛温度、加热炉取出温度以及辊道搬送时间等的预先测定的实际数据来推断粗条钢到达加热装置时的轧制方向、板宽方向及板厚方向的温度分布，然后基于该推断值来控制加热装置的加热量。
关于感应加热装置的加热量的控制例如按以下的方式进行。在感应加热装置（横向型感应加热装置）中，如果向线圈通入交流电流，则在其内侧产生磁场。关于配置在线圈中的导电体，通过电磁感应作用而向与磁通成直角的圆周方向产生与线圈电流相反方向的涡电流，通过其焦耳热对导电体进行加热。
涡电流最强地发生在线圈内侧的表面，朝内侧呈指数函数地减低（将此现象称为表皮效应）。频率越小，电流渗透深度越大，越可得到在厚度方向均匀的加热图案。相反，频率越大，电流渗透深度越小，在厚度方向得到以表层为峰值的过加热小的加热图案。
因而，通过横向型感应加热装置，能够与以往同样地进行粗条钢的轧制方向及板宽方向的加热。
在板厚方向的加热中，可以通过变更横向型感应加热装置的频率来改变渗透深度，通过对板厚方向的加热图案进行操作来进行温度分布的均匀化。此时，优选使用频率可变型的感应加热装置，但也可以通过调整电容器来变更频率。
感应加热装置的加热量的控制也可以通过配置多个频率不同的电感线圈，以在厚度方向得到必要的加热图案的方式变更各自的加热量来进行。在感应加热中，只要变更与被加热材的空隙，则频率就变动。因此，在感应加热装置的加热量的控制中，也可以通过变更与被加热材的空隙来改变频率，得到所希望的加热图案。
例如如金属材料疲劳设计便览（日本材料学会编）中所述，热轧或酸洗状态的钢板的疲劳强度与钢板表面的最大高度Ry（相当于JIS B0601：2001中规定的Rz）相关。因此，精轧后的钢板表面的最大高度Ry优选为15μm（15μmRy、l2.5mm、ln12.5mm）以下。为了得到该表面粗度，在除鳞中，优选满足钢板表面上的高压水的冲撞压P×流量L≥0.003的条件。
关于除鳞后的精轧，为了防止除鳞后再次生成氧化铁皮，优选在5秒以内进行精轧。粗轧结束后开始精轧（第2热轧）。将从粗轧结束到精轧开始的时间设定为150秒以下。如果从粗轧结束到精轧开始的时间超过150秒，则钢板中的平均晶体粒径增大，韧性下降。下限没有特别的限定，但在粗轧后使再结晶完全完毕的情况下，优选为10秒以上。
在精轧中，将精轧开始温度设定为1000℃以上。如果精轧开始温度低于1000℃，则在各精轧道次中，对轧制对象即粗条钢施加的轧制温度低温化，变为未再结晶温度区的压下而使织构发达，各向同性劣化。
精轧开始温度的上限没有特别的规定。但是，如果为1150℃以上，则有下述担心：在精轧前及道次间，在钢板基底与表面氧化铁皮之间发生成为鳞状的纺锤形氧化铁皮缺陷的起点的鼓泡。因此，优选精轧开始温度低于1150℃。
关于精轧，将由钢板的成分组成确定的温度作为T1，在T1＋30℃以上且T1＋200℃以下的温度区，至少1次进行压下率为30%以上的压下，且将压下率的合计设定为50%以上，在T1＋30℃以上结束热轧。这里，T1为采用各元素的含量用下述式（e）算出的温度。
T1＝850＋10×（[C]＋[N]）×[Mn]＋350×[Nb]＋250×[Ti]＋40×[B]＋10×[Cr]＋100×[Mo]＋100×[V]          （e）
上述（e）中，未包含的化学元素（化学成分）的量以0%计算。
T1温度本身是凭经验求出的。本发明者们凭经验发现：以T1温度为基准，可促进奥氏体区的再结晶。但是，在上述式（e）中未包含的化学元素（化学成分）的量以0%计算。
如果T1＋30℃以上且T1＋200℃以下的温度区的合计压下率低于50%，则热轧中蓄积的轧制变形不充分，不能充分促进奥氏体的再结晶，因织构发达而使各向同性劣化，而且有不能得到充分的细粒化效果的担心。因此，将精轧中的合计压下率设定为50%以上。如果合计压下率为70%以上，即使考虑由温度变动等引起的偏差，也可得到充分的各向同性，因此是更优选的。
另一方面，如果合计压下率超过90%，则因加工发热等而难以维持T1＋200℃以下的温度范围。此外，因轧制负荷增加而使轧制变得困难。
另外，为了通过蓄积的变形的释放来促进均匀的再结晶，在T1＋30℃以上且T1＋200℃以下的合计压下率为50%以上的轧制中，至少1次进行1道次的压下率为30%以上的压下。
第2热轧结束后，为了促进均匀的再结晶，优选将Ar3相变点温度以上且低于T1＋30℃的温度区的加工量尽量抑制在较低。因此，将Ar3相变点温度以上且低于T1＋30℃的轧制（第3热轧）中的压下率的合计限制为30%以下。从板厚精度或板形状的观点出发，优选10%以下的压下率，但在进一步要求各向同性的情况下，优选压下率为0%。
第1～第3热轧都在Ar3相变点温度以上结束。在低于Ar3相变点温度的热轧变为双相区轧制，因加工铁素体组织残留而使延展性下降。再者，优选轧制结束温度为T1℃以上。
在将T1＋30℃以上且T1＋200℃以下的温度范围内的30%以上的压下率的道次设定为大压下道次的情况下，以从所述大压下道次中的最终道次完毕到开始冷却的等待时间t秒满足下述式（f）的方式，以50℃/秒以上的冷却速度进行温度变化为40℃以上且140℃以下和冷却结束温度为T1＋100℃以下的一次冷却。如果到开始冷却的等待时间t超过2.5×t1秒，则再结晶的奥氏体晶粒可在高温下保持，晶粒生长从而使韧性劣化。关于上述一次冷却，为了在轧制后尽快地对钢板进行水冷，优选在轧制机架间进行冷却。再者，在最终轧制机架后面设置有温度计、板厚计等计量设备的情况下，因加冷却水时发生的蒸汽等而使计测变得困难，所以难以在最终轧制机架后紧接着设置冷却装置。再者，关于二次冷却，为了将析出物的析出状态或显微组织的组织分率高精度地控制在狭窄的范围，优选利用在通过最终轧制机架后的输出辊道进行二次冷却。输出辊道的冷却装置由通过电磁阀控制的多个水冷阀构成，能够根据来自控制装置的电信号并通过软件来进行反馈控制、前馈控制，因此适合对上述的显微组织进行控制。
t≤2.5×t1          （f）
其中，t1用下述式（g）表示。
t1＝0.001×（（Tf－T1）×P1/100）2－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1
                                          （g）
其中，Tf为30%以上的最终压下后的温度（℃），P1为30%以上的最终压下的压下率（%）。
再者，得知：将上述的等待时间t不设定为从热轧结束后起算的时间，而设定为从大压下道次的最终道次完毕后起算的时间，这是因为可得到实质上优选的再结晶率和再结晶晶粒直径，所以是更优选的。再者，关于一次冷却，只要是到开始冷却的等待时间如上所述，则也可以先进行第3热轧和一次冷却中的任一个。
通过将冷却温度变化限制为40℃以上且140℃以下，能够更加抑制再结晶的奥氏体晶粒的生长。进而通过更有效地控制变型的选择（变型的限制的避免），还能够进一步抑制织构的发达。如果上述一次冷却时的温度变化低于40℃，则再结晶的奥氏体晶粒生长，使低温韧性劣化。另一方面，如果上述温度变化超过140℃，则有超越到Ar3相变点温度以下的担心。在此种情况下，即使是来自再结晶奥氏体的相变，变型选择的尖锐化的结果也是形成织构，各向同性下降。此外，在冷却结束时的钢板温度超过T1＋100℃时，不能充分得到冷却的效果。这是因为，例如即使在最终道次后在适当的条件实施一次冷却，在一次冷却结束后的钢板温度超过T1＋100℃时，也有产生晶粒生长的担心，担心奥氏体粒径显著粗大化。
如果一次冷却时的冷却速度低于50℃/秒，则再结晶的奥氏体晶粒生长，使低温韧性劣化。另一方面，冷却速度的上限没有特别的限定，但从钢板形状的观点出发，认为200℃/秒以下是妥当的。
再者，在将到开始冷却的等待时间t进一步限定为低于t1时，更加抑制晶粒生长，能够得到更优良的韧性。
另一方面，在将到开始冷却的等待时间t进一步限定为t1≤t≤2.5×t1时，充分促进晶粒的无序化，能够稳定地得到更优良的极密度。
在进行了上述一次冷却后，进一步在3秒以内，以15℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却。
二次冷却工序对渗碳体的尺寸及碳化物的析出施加大的影响。
如果冷却速度低于15℃/秒，则在从精轧结束到卷取的冷却中产生渗碳体的析出核生成和TiC、NbC等的析出核生成的竞争。其结果是，优先产生渗碳体的析出核的生成，在卷取工序中，在晶界生成超2μm的渗碳体，使扩孔性劣化。此外，由于渗碳体的生长，从而TiC、NbC等碳化物的微细析出被抑制，强度下降。
冷却工序中的冷却速度的上限即使不特别的限定也能得到本实施方式的效果。但是，如果考虑到热变形导致的钢板的翘曲，则优选为300℃/秒以下。
如果从一次冷却完毕后到二次冷却开始的时间超过3秒，则在晶粒粗大化的同时，优先产生渗碳体的析出核的生成。其结果是，在卷取工序中，在晶界生成超过2μm的渗碳体，使扩孔性劣化。另外，由于渗碳体的生长，从而TiC、NbC等碳化物的微细析出被抑制，强度下降。因此，将到开始二次冷却的时间设定为3秒以内。但是，在设备上可能的范围越短越好。
钢板的组织没有特别的限定，但为了得到更优良的拉伸凸缘加工性、扩孔弯边加工性，优选将显微组织设定为连续冷却相变组织（Zw）。只要用于得到该显微组织的冷却速度在15℃/秒以上即可。也就是说，15℃/秒以上且50℃/秒以下的范围是能够得到稳定的连续冷却相变组织的冷却速度，另外，如实施例中所示，30℃/秒以下是能够更稳定地得到连续冷却相变组织的冷却速度。
为了进一步抑制晶粒生长，得到更优良的低温韧性，优选使用道次间的冷却装置等，使精轧中的各道次间（串列式轧制时的各轧制机架间）的温度上升为18℃以下。
是否进行上述的规定的轧制，关于轧制率，能够从轧制负荷、板厚测定等的实际数据通过计算来得到。此外，关于温度，如果轧制机架间有温度计，则可以进行实测，或可以从线速度及压下率等进行考虑了加工发热等的计算模拟，能够通过任一者或其两者得到。
在本实施方式的制造方法中，轧制速度没有特别的限定，但如果精轧最终轧制机架侧的轧制速度低于400mpm，则有γ晶粒生长而粗大化的倾向。所以，有下述担心：用于得到延展性的可析出铁素体的区域减少，使延展性劣化。轧制速度的上限即使不特别的限定，也能得到本实施方式的效果，但受设备上的制约，1800mpm以下是现实的。因此，优选精轧中的轧制速度为400mpm以上且1800mpm以下。
在使显微组织的主相为连续冷却相变组织（Zw）时，以在不使扩孔弯边性那么劣化的情况下提高延展性为目的，也可以根据需要在上述组织中含有按体积率计为20%以下的多边形铁素体。在此种情况下，也可以在一次冷却完毕后且在卷取工序前进行的二次冷却工序的途中（从二次冷却开始到二次冷却完毕之间）或在从二次冷却完毕后到开始卷取之间，在从Ar3相变点温度到Ar1相变点温度的温度区（铁素体和奥氏体的双相区）滞留1～20秒。
在进行滞留的情况下，例如在通过最终轧制机架后的输出辊道进行二次冷却等情况下，能够通过关闭二次冷却中的冷却带的中间区的水冷阀，暂时中断冷却，在规定的温度区滞留。此外，例如在轧制机架间或轧制机架通过后紧接着进行二次冷却等的情况下，通过在二次冷却结束后到开始卷取之间进行空气冷却，能够在规定的温度范围进行滞留。
该滞留是为在双相区促进铁素体相变而进行的，但在低于1秒时，双相区中的铁素体相变不充分，得不到良好的延展性。另一方面，如果超过20秒，则包含Ti和/或Nb的析出物粗大化，变得不有助于通过析出强化来提高强度。因此，在冷却工序中，以使得连续冷却相变组织中含有多边形铁素体为目的来进行滞留时的时间优选为1～20秒。
为了促进铁素体相变，进行1～20秒的滞留的温度区优选为Ar1相变点温度以上且860℃以下。为了抑制由钢板成分造成的偏差，更优选为Ar3相变点温度以下。为了不使生产率降低，滞留时间优选为1～10秒。
当在二次冷却中进行滞留时，优选在第3热轧结束后，以20℃/秒以上的冷却速度，迅速到达从Ar3相变点温度到Ar1相变点温度之间的温度区。
此时的冷却速度的上限没有特别的限定，但从冷却设备能力来说，300℃/秒以下是妥当的。如果冷却速度过快，则不能控制冷却结束温度，发生超越而有可能过冷却到Ar1相变点温度以下。如果过冷却到Ar1相变点温度以下，则失去改善延展性的效果，因此冷却速度优选为150℃/秒以下。
关于Ar3相变点温度，例如能够根据以下的计算式（与成分组成的关系式）简单地算出。能够采用Si含量（质量%）[Si]、Cr含量（质量%）[Cr]、Cu含量（质量%）[Cu]、Mo含量（质量%）[Mo]、Ni含量[Ni]通过下述式（j）定义。
Ar3＝910－310×[C]＋25×[Si]－80×[Mneq]             （j）
在不添加B时，[Mneq]通过下述式（k）定义。
[Mneq]＝[Mn]＋[Cr]＋[Cu]＋[Mo]＋[Ni]/2＋10×（[Nb]－0.02）   （k）
在添加B时，[Mneq]通过下述式（l）定义。
[Mneq]＝[Mn]＋[Cr]＋[Cu]＋[Mo]＋[Ni]/2＋10×（[Nb]－0.02）＋1 （l）
此外，关于Ar1相变点温度，能够采用通过对每种成分进行加工成形试验而实验性地得到的值。
与上述二次冷却工序一起，二次冷却后的卷取工序对包含TiC的析出物的尺寸及个数密度施加大的影响。在卷取温度为700℃以上时，析出物为粗大且稀疏的过时效状态，得不到作为目标的析出强化量，或者韧性下降。如果卷取温度低于700℃，则可在卷长度方向得到稳定的析出强化效果。
另一方面，如果卷取温度低于550℃，则变为亚时效，得不到作为目标的TiC的析出。因此，将卷取温度设定为550℃以上且低于700℃。为了得到更稳定的析出强化的效果，优选为550℃以上且650℃以下。
再者，为了参考起见，图3中示出了表示本实施方式的热轧钢板的制造方法的概略流程图。
以通过钢板形状的矫正及可动位错的导入来实现延展性的提高为目的，也可以在全部工序结束后，进一步实施压下率为0.1%以上且2%以下的表皮光轧道次轧制。
在上述的轧制、冷却的工序结束后，也可以以除去附着在所得到的热轧钢板的表面上的氧化铁皮为目的来实施酸洗。酸洗后，也可以对热轧钢板在线或离线地进一步实施压下率10%以下的表皮光轧道次轧制或冷轧。
对于本实施方式的热轧钢板，也可以在铸造后、热轧后、冷却后之中的任一种情况下通过热浸镀线来实施热处理，而且也可以对热处理后的热轧钢板另行实施表面处理。通过用热浸镀线来实施镀敷，会使热轧钢板的耐蚀性提高。
在对酸洗后的热轧钢板实施镀锌时，将热轧钢板浸入镀锌液中，在提拉起后，也可以根据需要实施合金化处理。通过实施合金化处理，除了提高耐蚀性，还提高对点焊等各种焊接的耐焊接性。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为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。本发明可以采用各种条件，只要不脱离本发明的主旨，在能够实现本发明目标的范围内就行。
通过转炉、二次精炼工序熔炼、连续铸造具有表1所示的成分组成的A～W的铸坯，然后通过直接输送或通过再加热进行粗轧（第1热轧）。接着进行精轧（第2热轧）、第3热轧，在轧制机架间进行一次冷却，制成2.0～3.6mm的板厚。另外，在用输出辊道进行了二次冷却后进行卷取，制作热轧钢板。制造条件示于表2～表9。
再者，表1所示的成分组成的剩余部分为Fe及不可避免的杂质，表中的下划线表示在本发明的范围之外。
Figure BDA0000393546890000331
Figure BDA0000393546890000341
Figure BDA0000393546890000351
Figure BDA0000393546890000361
Figure BDA0000393546890000381
表1中，式（a）为[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32，式（b）为[C]－12/48×（[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32），式（c）为[C]－12/48×（[Ti]＋[Nb]×48/93－[N]×48/14－[S]×48/32）。
在表2～表9中，“成分”是指表1中所示的钢的标号，“固溶温度”是指用所述式（d）算出的最小板坯再加热温度，“Ar3相变点温度”是指用所述式（j）和所述式（k）或（l）算出的温度，“T1”是指用所述式（e）算出的温度，“t1”是指用所述式（g）算出的时间。
“加热温度”是指加热工序中的加热温度，“保持时间”是指加热工序中的规定的加热温度下的保持时间。
“1000℃以上的40%以上的压下次数”是指粗轧中在1000℃以上进行的40%以上的压下次数，“1000℃以上的40%以上的压下率”表示粗轧中在1000℃以上进行的40%以上的压下的压下率，“到精轧开始的时间”是指从粗轧结束到精轧开始的时间，第2热轧、第3热轧的各自的“合计压下率”是指各热轧工序中的合计压下率。
“Tf”是指30%以上的大压下的最终压下后的温度，“P1”是指30%以上的大压下的最终道次的压下率，“道次间最大温度上升”是指在第2热轧工序的各道次间因加工发热等而上升的最大温度。
“到开始一次冷却的时间”是指从大压下道次中的最终道次完毕到开始一次冷却的时间，“一次冷却速度”是指从精轧结束后到与一次冷却温度变化相应量的冷却完毕的平均冷却速度，“一次冷却温度变化”是指一次冷却开始温度与结束温度之差。
“到开始二次冷却的时间”是指一次冷却结束后到开始二次冷却的时间，“二次冷却速度”是指从二次冷却开始到二次冷却完毕的平均冷却速度。但是，在中途滞留的情况下，除去其滞留时间。“空气冷却温度区”是指二次冷却中或二次冷却完毕后滞留时的温度区，“空气冷却保持时间”是指滞留时的保持时间，“卷取温度”是指在卷取工序中用卷取机卷取钢板的温度。再者，在用输出辊道进行二次冷却时，卷取温度为与二次冷却的停止温度相同的程度。
所得到的钢板的评价方法与上述方法相同。评价结果示于表10～表13。表中的下划线表示在本发明的范围之外。再者，表中显微组织中的F表示铁素体，P表示珠光体，Zw表示连续冷却相变组织。
Figure BDA0000393546890000431
Figure BDA0000393546890000441
Figure BDA0000393546890000451
“显微组织”是指光学显微镜组织，“平均晶体粒径”是指用EBSP-OIM（注册商标）测定的平均晶体粒径，“渗碳体粒径”是指在晶界析出的渗碳体的平均粒径。
“｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度”及“｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度”分别是指上述的极密度。
“TiC尺寸”是指用3D-AP（三维原子探针：3Dimensional Atom Probe）测定的TiC（可以包含Nb和若干的N）的平均析出物尺寸，“TiC密度”是指用3D-AP测定的TiC的每单位体积的平均个数。
“拉伸试验”表示在C方向用JIS5号试验片进行拉伸试验的结果。“YP”为屈服点，“TS”为抗拉强度，“El”为拉伸率。
“各向同性”是以｜Δr｜的倒数作为指标来表示的。“扩孔”表示用JFST1001-1996中记载的扩孔试验方法得到的结果。“断裂面裂纹”表示目视确认了有无的结果。将没有断裂面裂纹的情况表示为“无”，将有断裂面裂纹的情况表示为“有”。“韧性”表示通过亚尺寸的V型缺口夏氏试验得到的转变温度（vTrs）。
在发明例中，得到了540MPa级以上的高强度钢板，其特征在于，在所要求的成分组成的钢板的织构中，与钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度为1.0以上且4.0以下，且｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度为1.0以上且4.8以下，另外，板厚中心的平均晶体粒径为10μm以下，钢板中的在晶界析出的渗碳体粒径为2μm以下，且晶粒内的包含TiC的析出物的平均粒径为3nm以下，同时其密度为1×1016个/cm3以上。此外，由此扩孔性也显示出70%以上的良好值。
如表1～9所示，上述以外的钢板的比较例的成分或制造条件在本发明的范围之外。因此，如表10～13所示，显微组织在本发明的范围之外，没有得到充分的机械特性。再者，表中渗碳体粒径、TiC尺寸中的“‐”表示没有观察到渗碳体或TiC。
工业上的实用性
如前所述，根据本发明，能够容易提供可用于要求扩孔性或弯曲性等加工性、加工后的严格的板厚均匀性及圆度及韧性的构件（内板构件、结构构件、行走构件、变速器等汽车构件、或造船、建筑、桥梁、海洋结构物、压力容器、管线、机械部件用构件等）的钢板。此外，根据本发明，能够廉价地且稳定地制造低温韧性优良的540MPa级以上的高强度钢板。因此，本发明的工业价值高。

Claims (14)

1.一种热轧钢板，其特征在于，以质量%计含有C含量[C]为0.02%以上且0.07%以下的C、Si含量[Si]为0.001%以上且2.5%以下的Si、Mn含量[Mn]为0.01%以上且4%以下的Mn、Al含量[Al]为0.001%以上且2%以下的Al、Ti含量[Ti]为0.015%以上且0.2%以下的Ti，将P含量[P]限制为0.15%以下、将S含量[S]限制为0.03%以下、将N含量[N]限制为0.01%以下，[Ti]、[N]、[S]、[C]满足下述式a、式b，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；
与钢板表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部中的用｛100｝＜011＞、｛116｝＜110＞、｛114｝＜110＞、｛112｝＜110＞、｛223｝＜110＞的各取向的极密度的算术平均值表示的｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的平均极密度为1.0以上且4.0以下，且｛332｝＜113＞的晶体取向的极密度为1.0以上且4.8以下；
板厚中心部的平均晶体粒径为10μm以下，钢板中的在晶界析出的渗碳体粒径为2μm以下；
晶粒内的包含TiC的析出物的平均粒径为3nm以下，且其每单位体积的个数密度为1×1016个/cm3以上；
0%≤（[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32）           （a）
0%≤[C]－12/48×（[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32）   （b）。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述｛100｝＜011＞～｛223｝＜110＞取向组的所述平均极密度为2.0以下，且所述｛332｝＜113＞的晶体取向的所述极密度为3.0以下。
3.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述平均晶体粒径为7μm以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有Nb含量[Nb]为0.005%以上且0.06%以下的Nb，
[Nb]、[Ti]、[N]、[S]、[C]满足下述式c，
0%≤[C]－12/48×（[Ti]＋[Nb]×48/93－[N]×48/14－[S]×48/32） （c）。
5.根据权利要求4所述的热轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有选自以下元素中的一种或二种以上：
Cu含量[Cu]为0.02%以上且1.2%以下的Cu、
Ni含量[Ni]为0.01%以上且0.6%以下的Ni、
Mo含量[Mo]为0.01%以上且1%以下的Mo、
V含量[V]为0.01%以上且0.2%以下的V、
Cr含量[Cr]为0.01%以上且2%以下的Cr、
Mg含量[Mg]为0.0005%以上且0.01%以下的Mg、
Ca含量[Ca]为0.0005%以上且0.01%以下的Ca、
REM含量[REM]为0.0005%以上且0.1%以下的REM、
B含量[B]为0.0002%以上且0.002%以下的B。
6.根据权利要求1～3中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，以质量%计进一步含有选自以下元素中的一种或二种以上：
Cu含量[Cu]为0.02%以上且1.2%以下的Cu、
Ni含量[Ni]为0.01%以上且0.6%以下的Ni、
Mo含量[Mo]为0.01%以上且1%以下的Mo、
V含量[V]为0.01%以上且0.2%以下的V、
Cr含量[Cr]为0.01%以上且2%以下的Cr、
Mg含量[Mg]为0.0005%以上且0.01%以下的Mg、
Ca含量[Ca]为0.0005%以上且0.01%以下的Ca、
REM含量[REM]为0.0005%以上且0.1%以下的REM、
B含量[B]为0.0002%以上且0.002%以下的B。
7.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，将钢锭或板坯加热至由下述式d确定的温度即SRTmin℃以上且1260℃以下，其中所述钢锭或板坯以质量%计含有C含量[C]为0.02%以上且0.07%以下的C、Si含量[Si]为0.001%以上且2.5%以下的Si、Mn含量[Mn]为0.01%以上且4%以下的Mn、Al含量[Al]为0.001%以上且2%以下的Al、Ti含量[Ti]为0.015%以上且0.2%以下的Ti，将P含量[P]限制为0.15%以下、将S含量[S]限制为0.03%以下、将N含量[N]限制为0.01%以下，[Ti]、[N]、[S]、[C]满足下述式a、式b，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质；
在1000℃以上且1200℃以下的温度区进行第1热轧，在该第1热轧中进行1次以上的压下率为40%以上的压下；
在从所述第1热轧完毕后150秒以内且在1000℃以上的温度区开始第2热轧；
在所述第2热轧中，在下述式e中将由钢板成分决定的温度设定为T1℃的情况下，在T1＋30℃以上且T1＋200℃以下的温度区，至少1次进行压下率为30%以上的压下，且进行压下率的合计为50%以上的压下；
在Ar3相变点温度以上且低于T1＋30℃的温度范围，进行压下率的合计为30%以下的第3热轧；
在Ar3相变点温度以上结束热轧；
在将T1＋30℃以上且T1＋200℃以下的温度范围内的30%以上的压下率的道次设定为大压下道次时，以从所述大压下道次中的最终道次完毕到开始冷却的等待时间t秒满足下述式f的方式，以50℃/秒以上的冷却速度进行温度变化为40℃以上且140℃以下、并且冷却结束温度为T1＋100℃以下的一次冷却；
在从所述一次冷却完毕后3秒以内，以15℃/秒以上的冷却速度进行二次冷却；
在550℃以上且低于700℃的温度区进行卷取；
0%≤（[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32）          （a）
0%≤[C]－12/48×（[Ti]－[N]×48/14－[S]×48/32）     （b）
SRTmin＝7000/｛2.75－log（[Ti]×[C]）｝－273       （d）
T1＝850＋10×（[C]＋[N]）×[Mn]＋350×[Nb]＋250×[Ti]＋40×[B]＋10×[Cr]＋100×[Mo]＋100×[V]              （e）
t≤2.5×t1             （f）
其中，t1用下述式g表示；
t1＝0.001×（（Tf－T1）×P1/100）2－0.109×（（Tf－T1）×P1/100）＋3.1
                                            （g）
其中，Tf为30%以上的最终压下后的温度，其单位为℃；P1为30%以上的最终压下的压下率，其单位为%。
8.根据权利要求7所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述一次冷却是在轧制机架间进行冷却，所述二次冷却是在通过最终轧制机架后进行冷却。
9.根据权利要求7或8所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述等待时间t秒还满足下述式h，
t1≤t≤2.5×t1         （h）。
10.根据权利要求7或8所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述等待时间t秒还满足下述式i，
t＜t1           （i）。
11.根据权利要求7或8所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，将所述第2热轧中的各道次间的温度上升设定为18℃以下。
12.根据权利要求7或8所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢锭或所述板坯以质量%计进一步含有Nb含量[Nb]为0.005%以上且0.06%以下的Nb，[Nb]、[Ti]、[N]、[S]、[C]满足下述式c，
0%≤[C]－12/48×（[Ti]＋[Nb]×48/93－[N]×48/14－[S]×48/32）    （c）。
13.根据权利要求12所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢锭或所述板坯以质量%计进一步含有选自以下元素中的一种或二种以上：
Cu含量[Cu]为0.02%以上且1.2%以下的Cu、
Ni含量[Ni]为0.01%以上且0.6%以下的Ni、
Mo含量[Mo]为0.01%以上且1%以下的Mo、
V含量[V]为0.01%以上且0.2%以下的V、
Cr含量[Cr]为0.01%以上且2%以下的Cr、
Mg含量[Mg]为0.0005%以上且0.01%以下的Mg、
Ca含量[Ca]为0.0005%以上且0.01%以下的Ca、
REM含量[REM]为0.0005%以上且0.1%以下的REM、
B含量[B]为0.0002%以上且0.002%以下的B。
14.根据权利要求7或8所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢锭或所述板坯以质量%计进一步含有选自以下元素中的一种或二种以上：
Cu含量[Cu]为0.02%以上且1.2%以下的Cu、
Ni含量[Ni]为0.01%以上且0.6%以下的Ni、
Mo含量[Mo]为0.01%以上且1%以下的Mo、
V含量[V]为0.01%以上且0.2%以下的V、
Cr含量[Cr]为0.01%以上且2%以下的Cr、
Mg含量[Mg]为0.0005%以上且0.01%以下的Mg、
Ca含量[Ca]为0.0005%以上且0.01%以下的Ca、
REM含量[REM]为0.0005%以上且0.1%以下的REM、
B含量[B]为0.0002%以上且0.002%以下的B。
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Cited By (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103757543A (zh) * 2014-01-27 2014-04-30 内蒙古科技大学 一种稀土强化含铜析出强化钢及其制备方法
CN106232851A (zh) * 2014-04-23 2016-12-14 新日铁住金株式会社 连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法
CN107406929A (zh) * 2015-02-25 2017-11-28 新日铁住金株式会社 热轧钢板
CN107406953A (zh) * 2015-04-08 2017-11-28 新日铁住金株式会社 热处理用钢板
CN107429336A (zh) * 2015-01-23 2017-12-01 奥科宁克公司 铝合金产品
US10563281B2 (en) 2015-04-08 2020-02-18 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
CN110832098A (zh) * 2017-07-07 2020-02-21 日本制铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
US10752972B2 (en) 2015-02-25 2020-08-25 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN111699273A (zh) * 2018-02-21 2020-09-22 株式会社神户制钢所 高强度钢板及高强度镀锌钢板、以及它们的制造方法
US10889879B2 (en) 2016-08-05 2021-01-12 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
US10913988B2 (en) 2015-02-20 2021-02-09 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN112872036A (zh) * 2021-01-14 2021-06-01 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 一种消除镀锌板表面微裂纹的方法
US11041225B2 (en) 2015-04-08 2021-06-22 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
CN113166866A (zh) * 2018-11-28 2021-07-23 日本制铁株式会社 热轧钢板
US11236412B2 (en) 2016-08-05 2022-02-01 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
US11401571B2 (en) 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN114892092A (zh) * 2022-05-31 2022-08-12 本钢板材股份有限公司 超宽幅高韧性700MPa级热轧汽车用钢及制备方法
CN115053005A (zh) * 2019-12-19 2022-09-13 Posco公司 双取向电工钢板及其制造方法
CN115917030A (zh) * 2020-09-30 2023-04-04 日本制铁株式会社 高强度钢板
CN116219304A (zh) * 2023-02-28 2023-06-06 武汉钢铁有限公司 一种采用csp生产具有良好板形的船体用钢及生产方法
US11939650B2 (en) 2018-11-28 2024-03-26 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101618489B1 (ko) * 2012-01-13 2016-05-04 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6123551B2 (ja) * 2013-07-31 2017-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労性およびスリット加工後の形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6468001B2 (ja) * 2014-03-12 2019-02-13 新日鐵住金株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
TWI629368B (zh) 2016-08-05 2018-07-11 日商新日鐵住金股份有限公司 Steel plate and plated steel
WO2018048976A1 (en) * 2016-09-07 2018-03-15 The Government Of The United States Of America, As Represented By The Secretary Of The Navy Modeling blood-brain barrier in vitro
TWI629363B (zh) * 2017-02-02 2018-07-11 新日鐵住金股份有限公司 Steel plate
US10633726B2 (en) * 2017-08-16 2020-04-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels
RU2656323C1 (ru) * 2017-08-30 2018-06-04 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Маломагнитная сталь и изделие, выполненное из нее
JP7047350B2 (ja) * 2017-11-29 2022-04-05 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2020195605A1 (ja) * 2019-03-26 2020-10-01 日本製鉄株式会社 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板
KR102508749B1 (ko) * 2020-12-18 2023-03-10 주식회사 포스코 항복강도 이방성이 적은 라인파이프용 열연강판 및 그 제조방법
WO2023153247A1 (ja) * 2022-02-08 2023-08-17 Ｊｆｅスチール株式会社 抵抗スポット溶接継手および抵抗スポット溶接方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0949065A (ja) * 1995-08-07 1997-02-18 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性にすぐれる耐摩耗用熱延鋼板及びその製造方法
JP2009068057A (ja) * 2007-09-12 2009-04-02 Jfe Steel Kk 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法
JP2011012308A (ja) * 2009-07-02 2011-01-20 Nippon Steel Corp バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法
JP2011026690A (ja) * 2009-07-29 2011-02-10 Nippon Steel Corp 省合金型高強度熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62192539A (ja) * 1986-02-18 1987-08-24 Nippon Steel Corp 高ｆ値熱延鋼板の製造方法
JP3188787B2 (ja) 1993-04-07 2001-07-16 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JPH10183255A (ja) 1996-12-20 1998-07-14 Nippon Steel Corp ｒ値の面内異方性の小さい熱延鋼板の製造方法
JP3039862B1 (ja) 1998-11-10 2000-05-08 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する加工用熱延鋼板
JP3858551B2 (ja) 1999-02-09 2006-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性、耐疲労性、耐衝撃性および耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP3888128B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-28 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP3882577B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP3927384B2 (ja) * 2001-02-23 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
CA2462260C (en) 2001-10-04 2012-02-07 Nippon Steel Corporation High-strength thin steel sheet drawable and excellent in shape fixation property and method of producing the same
JP3848211B2 (ja) 2002-05-31 2006-11-22 株式会社神戸製鋼所 低温靭性に優れた厚鋼板およびその製造方法
JP4189194B2 (ja) 2002-10-08 2008-12-03 新日本製鐵株式会社 加工性と形状凍結性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
TWI248977B (en) 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
CN100526493C (zh) 2004-07-27 2009-08-12 新日本制铁株式会社 高杨氏模量钢板、使用了它的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、和高杨氏模量钢管以及它们的制造方法
US8057913B2 (en) 2004-07-27 2011-11-15 Nippon Steel Corporation Steel sheet having high young'S modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high young'S modulus and methods for manufacturing the same
JP4525299B2 (ja) 2004-10-29 2010-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4555693B2 (ja) * 2005-01-17 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5228447B2 (ja) * 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5092433B2 (ja) * 2007-02-02 2012-12-05 住友金属工業株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP5223375B2 (ja) * 2007-03-01 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5214905B2 (ja) * 2007-04-17 2013-06-19 株式会社中山製鋼所 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5037413B2 (ja) 2007-04-19 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 低降伏比高ヤング率鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板、合金化溶融亜鉛メッキ鋼板、及び、鋼管、並びに、それらの製造方法
JP4905240B2 (ja) * 2007-04-27 2012-03-28 Ｊｆｅスチール株式会社 表面品質、破壊靱性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法
JP4949979B2 (ja) 2007-09-10 2012-06-13 三菱電機Ｆａ産業機器株式会社 減速機
JP5068689B2 (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
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
JP5394709B2 (ja) 2008-11-28 2014-01-22 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた超高強度鋼板
JP4998755B2 (ja) * 2009-05-12 2012-08-15 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
JP5453964B2 (ja) 2009-07-08 2014-03-26 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
WO2012014926A1 (ja) 2010-07-28 2012-02-02 新日本製鐵株式会社 熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法
JP5126326B2 (ja) * 2010-09-17 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0949065A (ja) * 1995-08-07 1997-02-18 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性にすぐれる耐摩耗用熱延鋼板及びその製造方法
JP2009068057A (ja) * 2007-09-12 2009-04-02 Jfe Steel Kk 軟窒化処理用鋼板およびその製造方法
JP2011012308A (ja) * 2009-07-02 2011-01-20 Nippon Steel Corp バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法
JP2011026690A (ja) * 2009-07-29 2011-02-10 Nippon Steel Corp 省合金型高強度熱延鋼板及びその製造方法

Cited By (31)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103757543B (zh) * 2014-01-27 2016-03-23 内蒙古科技大学 一种稀土强化含铜析出强化钢及其制备方法
CN103757543A (zh) * 2014-01-27 2014-04-30 内蒙古科技大学 一种稀土强化含铜析出强化钢及其制备方法
CN106232851A (zh) * 2014-04-23 2016-12-14 新日铁住金株式会社 连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法
CN106232851B (zh) * 2014-04-23 2018-01-05 新日铁住金株式会社 连续变截面板用热轧钢板、连续变截面板、及它们的制造方法
CN107429336A (zh) * 2015-01-23 2017-12-01 奥科宁克公司 铝合金产品
CN107429336B (zh) * 2015-01-23 2020-03-17 奥科宁克公司 铝合金产品
US11401571B2 (en) 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US10913988B2 (en) 2015-02-20 2021-02-09 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US10689737B2 (en) 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN107406929A (zh) * 2015-02-25 2017-11-28 新日铁住金株式会社 热轧钢板
US10752972B2 (en) 2015-02-25 2020-08-25 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
US10822680B2 (en) 2015-04-08 2020-11-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet for heat treatment
US11041225B2 (en) 2015-04-08 2021-06-22 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
CN107406953A (zh) * 2015-04-08 2017-11-28 新日铁住金株式会社 热处理用钢板
US10563281B2 (en) 2015-04-08 2020-02-18 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
TWI612152B (zh) * 2015-04-08 2018-01-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱處理用鋼板
US10889879B2 (en) 2016-08-05 2021-01-12 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
US11236412B2 (en) 2016-08-05 2022-02-01 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
CN110832098B (zh) * 2017-07-07 2021-11-23 日本制铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN110832098A (zh) * 2017-07-07 2020-02-21 日本制铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN111699273A (zh) * 2018-02-21 2020-09-22 株式会社神户制钢所 高强度钢板及高强度镀锌钢板、以及它们的制造方法
CN113166866A (zh) * 2018-11-28 2021-07-23 日本制铁株式会社 热轧钢板
CN113166866B (zh) * 2018-11-28 2022-08-05 日本制铁株式会社 热轧钢板
US11939650B2 (en) 2018-11-28 2024-03-26 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN115053005A (zh) * 2019-12-19 2022-09-13 Posco公司 双取向电工钢板及其制造方法
CN115917030A (zh) * 2020-09-30 2023-04-04 日本制铁株式会社 高强度钢板
CN115917030B (zh) * 2020-09-30 2024-05-31 日本制铁株式会社 高强度钢板
CN112872036A (zh) * 2021-01-14 2021-06-01 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 一种消除镀锌板表面微裂纹的方法
CN114892092A (zh) * 2022-05-31 2022-08-12 本钢板材股份有限公司 超宽幅高韧性700MPa级热轧汽车用钢及制备方法
CN114892092B (zh) * 2022-05-31 2024-01-09 本钢板材股份有限公司 超宽幅高韧性700MPa级热轧汽车用钢及制备方法
CN116219304A (zh) * 2023-02-28 2023-06-06 武汉钢铁有限公司 一种采用csp生产具有良好板形的船体用钢及生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
CA2831551C (en) 2016-03-08
BR112013026115A2 (pt) 2016-12-27
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CN103459648B (zh) 2015-08-12
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KR101555418B1 (ko) 2015-09-23
JPWO2012141290A1 (ja) 2014-07-28
TWI453286B (zh) 2014-09-21
EP2698444A4 (en) 2015-02-25
EP2698444A1 (en) 2014-02-19
MX2013011752A (es) 2013-11-04
TW201245466A (en) 2012-11-16
JP5459441B2 (ja) 2014-04-02
MX336096B (es) 2016-01-08
EP2698444B1 (en) 2017-05-31
WO2012141290A1 (ja) 2012-10-18
KR20130133046A (ko) 2013-12-05
CA2831551A1 (en) 2012-10-18
US20140014237A1 (en) 2014-01-16

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JP5402848B2 (ja) バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法

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