热轧钢板及其制造方法.pdf

本发明提供一种热轧钢板，该钢板的组成以质量％计含有C：0.01％～0.2％、Si：2.5％以下、Mn：4.0％以下、P：0.10％以下、S：0.03％以下、Al：0.001％～2.0％、N：0.01％以下、O：0.01％以下、Ti：0.01～0.30％，剩余部分由铁及杂质构成，钢板的组织由平均长宽比为2以下的回火马氏体构成、或者由以总体积分率计为90％以上的回火马氏体和下部贝氏体这两者构成。

1.  一种热轧钢板，其特征在于，其为下述组成：
以质量％计含有
C：0.01～0.2％、
Si：2.5％以下但不包含0、
Mn：4.0％以下但不包含0、
P：0.10％以下、
S：0.03％以下、
Al：0.001％～2.0％、
N：0.01％以下但不包含0、
O：0.01％以下但不包含0、
Ti：0.03～0.30％、
Nb：0～0.30％、
Cu：0～2.0％、
Ni：0～2.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～0.3％、
Cr：0～2.0％、
Mg：0～0.01％、
Ca：0～0.01％、
REM：0～0.1％、及
B：0～0.01％，剩余部分为铁及杂质，
其具有下述组织：含有以体积分率计为90％以上的粒形状的回火马氏体；或者含有以总体积分率计为90％以上的粒形状的回火马氏体和下部贝氏体这两者，并且所述回火马氏体及所述下部贝氏体的平均长宽比为2以下。

2.  根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述回火马氏体及下部贝氏体的有效晶体粒径为10μm以下。

3.  根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，所述回火马氏体及下部贝氏体中以1×10⁶个/mm²以上存在铁系碳化物。

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，进一步以质量％计含有Nb：0.01～0.30％。

5.  根据权利要求1～4中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有选自由
Cu：0.01～2.0％、
Ni：0.01～2.0％、
Mo：0.01～1.0％、
V：0.01～0.3％、及
Cr：0.01～2.0％构成的组中的1种或2种以上。

6.  根据权利要求1～5中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有选自由
Mg：0.0005～0.01％、
Ca：0.0005～0.01％、及
REM：0.0005～0.1％构成的组中的1种或2种以上。

7.  根据权利要求1～6中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有B：0.0002～0.01％。

8.  根据权利要求1～7中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，在所述热轧钢板的表面上具有镀锌层或合金化镀锌层。

9.  一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
对钢进行熔炼，铸造成板坯之后将该铸造板坯直接加热至1200℃以上或者暂时地冷却后加热至1200℃以上的工序，所述钢的组成以质量％计含 有
C：0.01～0.2％、
Si：2.5％以下但不包含0、
Mn：4.0％以下但不包含0、
P：0.10％以下、
S：0.03％以下、
Al：0.001～2.0％、
N：0.01％以下但不包含0、
O：0.01％以下但不包含0、
Ti：0.03～0.30％、
Nb：0～0.30％、
Cu：0～2.0％、
Ni：0～2.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～0.3％、
Cr：0～2.0％、
Mg：0～0.01％、
Ca：0～0.01％、
REM：0～0.1％、及
B：0～0.01％，剩余部分为铁及杂质；
使热轧中的粗轧的最终段的轧制以压下率为25％以上且轧制温度小于1100℃的方式完成粗轧，对所得的粗轧片在精轧前实施10℃以上的加热，接着以进行的精轧的结束温度为900℃以上的方式进行热轧的工序；以及
自精轧结束温度开始至400℃之间，以平均冷却速度为50℃/秒以上进行冷却，以100℃以上且小于400℃进行卷取的工序。

10.  根据权利要求9所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述卷取后进一步进行镀锌处理或合金化镀锌处理。

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及抗拉最大强度为980MPa以上、低温韧性优异的高强度热轧钢板及其制造方法，特别是涉及为了能够在极低温区域下进行使用而具备低温韧性的热轧钢板及其制造方法。
背景技术
为了抑制来自汽车的二氧化碳排放量，使用高强度钢板来推进汽车车体的轻量化。另外，为了确保搭乘者的安全性，汽车车体除了使用软钢板之外，还多使用抗拉最大强度为980MPa以上的高强度钢板。
另外，期望相对于这种构件使用的钢板在成型后作为部件安装在汽车上之后，即便是受到因碰撞等导致的冲击、构件也难以破坏，特别是为了在寒冷地区确保耐冲击性，还期望提高低温韧性。该低温韧性由vTrs(夏比断面形状相变温度)等规定。因此，还需要考虑上述钢材的耐冲击性本身。进而，当对钢板进行高强度化时，难以使钢板塑性变形，另一方面，由于进一步破坏的危险提高，因此期望韧性作为重要的特性。
对于高强度钢板的韧性提高方法，例如专利文献1公开了其制造方法，已知以调整了长宽比的马氏体相为主相的方法。
一般来说，已知马氏体的长宽比依赖于相变前的奥氏体粒的长宽比。即，长宽比大的马氏体是指从未再结晶奥氏体(通过轧制而延展的奥氏体)相变来的马氏体，长宽比小的马氏体是指从再结晶奥氏体相变来的马氏体。
为了使奥氏体再结晶，需要提高精轧温度，有奥氏体的粒径、进而马氏体的粒径增大的倾向。一般来说，已知当将粒径进行细粒化时、有韧性提高的效果，因此当长宽比降低时，可以减小因形状引起的韧性劣化因子，但由于伴随着因晶粒的粗大化导致的韧性劣化，因此低温韧性的提高有限。
专利文献1中提到了通过使旧奥氏体粒的长宽比为3～18来兼具高强度和高韧性的建设机械等结构构件用的厚钢板的制造方法，但在汽车用钢板中要求更为优异的低温韧性。另外，在具有这种长宽比的粒子的钢板中， 由于机械特性具有各向异性，因此存在一般的汽车用构件的成型困难、用途受限的课题。
专利文献2公开了通过使长宽比为2以下的铁素体粒为主相、可以实现高韧性的钢板。但是，由于该钢板的主相是铁素体，因此难以确保980MPa以上的抗拉强度。
专利文献3中公开了通过使碳化物在平均粒径为5～10μm的铁素体中微细地析出，提高钢板的强度和低温韧性。根据专利文献3所记载的方法，通过使钢中的固溶Ti等以碳化物的形式析出，提高了钢板的强度。但是，为了确保980MPa以上的抗拉强度、使其更为微细地析出的同时，需要更密地使其分散，需要精细地设定精轧后的冷却条件。因此，认为利用该方法制造的钢板难以稳定地确保980MPa以上的抗拉强度。
专利文献4中公开了通过使钢板的组织为由贝氏体相或贝氏体铁素体相构成的单相、抑制晶界渗碳体量，从而提高钢板的低温韧性。但是，认为专利文献4所记载的钢板的抗拉强度为604～764MPa、难以确保980MPa以上的抗拉强度。而且，是对制造板厚为8.7mm以上的厚壁的热轧钢板进行叙述，对于汽车钢板中使用的薄壁的热轧钢板的制造方法没有任何提及。
专利文献5中公开了在制造抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板时，通过抑制成为断裂的起点的MA(马氏体-奥氏体混合组织)相的生成，提高低温韧性。一般来说，MA相呈现的机理是由于某种原因、C在奥氏体中发生富集所引起的。因此，专利文献5所记载的钢种中，通过含有一定量的作为碳化物形成元素的Ti、Nb、V、Mo，从而将C捕获、抑制在奥氏体中的富集、由此抑制MA相的生成。
但是，由于这些碳化物形成元素很昂贵，需要大量的添加，因而专利文献5所记载的钢板经济性很差。而且，专利文献5中提到了焊接接头部的低温韧性，对于汽车车体用钢板重要的母材的低温韧性没有任何提及。
如此，在超过980MPa的高强度钢板中，难以同时具备优异的低温韧性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2011-52321号公报
专利文献2：日本特开2008-231474号公报
专利文献3：日本特开2011-17044号公报
专利文献4：日本特开2013-014844号公报
专利文献5：日本特开2012-077340号公报
专利文献6：日本特开2000-109951号公报
专利文献7：日本特开2010-138421号公报
专利文献8：日本特开2009-052106号公报
专利文献9：日本特开2008-266695号公报
专利文献10：日本特开2006-161139号公报
发明内容
发明要解决的技术问题
本发明鉴于上述问题而提出，其目的在于提供同时具有980MPa以上的抗拉最大强度和优异的低温韧性的热轧钢板及其制造方法。
用于解决技术问题的方法
本发明人们通过将热轧钢板的成分及制造条件最优化、控制钢板的组织，成功地制造了具有980MPa以上的抗拉最大强度、且低温韧性优异的钢板。其主旨如下所述。
(1)一种热轧钢板，其特征在于，其为下述组成：
以质量％计含有
C：0.01～0.2％、
Si：2.5％以下(不包含0)、
Mn：4.0％以下(不包含0)、
P：0.10％以下、
S：0.03％以下、
Al：0.001％～2.0％、
N：0.01％以下(不包含0)、
O：0.01％以下(不包含0)
Ti：0.03～0.30％
Nb：0～0.30％、
Cu：0～2.0％、
Ni：0～2.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～0.3％、
Cr：0～2.0％、
Mg：0～0.01％、
Ca：0～0.01％、
REM：0～0.1％、及
B：0～0.01％，剩余部分为铁及杂质，
其具有下述组织：含有以体积分率计为90％以上的粒形状的回火马氏体；或者含有以总体积分率计为90％以上的粒形状的回火马氏体和下部贝氏体这两者，并且上述回火马氏体及上述下部贝氏体的平均长宽比为2以下。
(2)上述(1)所述的热轧钢板，其特征在于，上述回火马氏体及下部贝氏体的有效晶体粒径为10μm以下。
(3)上述(1)或(2)所述的热轧钢板，其特征在于，上述回火马氏体及下部贝氏体中以1×10⁶(个/mm²)以上存在铁系碳化物。
(4)上述(1)～(3)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有Nb：0.01～0.30％。
(5)上述(1)～(4)中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有选自由
Cu：0.01～2.0％、
Ni：0.01～2.0％、
Mo：0.01～1.0％、
V：0.01～0.3％及
Cr：0.01～2.0％构成的组中的1种或2种以上。
(6)上述(1)～(5)中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有选自由
Mg：0.0005～0.01％、
Ca：0.0005～0.01％、及
REM：0.0005～0.1％构成的组中的1种或2种以上。
(7)上述(1)～(6)中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，进一步以质量％计含有B：0.0002～0.01％。
(8)上述(1)～(7)中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，在上述热轧钢板的表面上具有镀锌层或合金化镀锌层。
(9)一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：
对钢进行熔炼，铸造成板坯之后将该铸造板坯直接加热至1200℃以上或者暂时地冷却后加热至1200℃以上的工序，上述钢的组成以质量％计含有
C：0.01～0.2％、
Si：2.5％以下(不包含0)、
Mn：4.0％以下(不包含0)、
P：0.10％以下、
S：0.03％以下、
Al：0.001～2.0％、
N：0.01％以下(不包含0)、
O：0.01％以下(不包含0)、
Ti：0.03～0.30％、
Nb：0～0.30％、
Cu：0～2.0％、
Ni：0～2.0％、
Mo：0～1.0％、
V：0～0.3％、
Cr：0～2.0％、
Mg：0～0.01％、
Ca：0～0.01％、
REM：0～0.1％、及
B：0～0.01％，剩余部分为铁及杂质；
使热轧中的粗轧的最终段的轧制以压下率为25％以上且轧制温度小于1100℃的方式完成粗轧，对所得的粗轧片在精轧前实施10℃以上的加热，接着使进行的精轧的结束温度为900℃以上的方式进行热轧的工序；以及自 精轧结束温度开始至400℃之间，以平均冷却速度为50℃/秒以上进行冷却，以100℃以上且小于400℃进行卷取的工序。
(10)上述(9)所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在上述卷取后进一步进行镀锌处理或合金化镀锌处理。
发明效果
根据本发明，可以提供抗拉最大强度为980MPa以上、低温韧性优异的高强度的热轧钢板。
具体实施方式
以下详细地说明本发明的内容。
本发明人们进行深入研究的结果发现，通过下述方式可以确保980MPa以上的高强度和高的低温韧性：含有使有效晶粒的平均长宽比(以下将平均长宽比仅称作长宽比)为2以下的粒形状的回火马氏体，或者含有以总体积分率计为90％以上的使有效晶粒的长宽比为2以下的粒形状的回火马氏体和下部贝氏体这两者，进一步优选使回火马氏体及下部贝氏体的有效晶体粒径为10μm以下，进而以1×10⁶(个/mm²)以上含有在回火马氏体及下部贝氏体中存在的铁系碳化物。
在此，有效晶粒是指被取向差为15°以上的晶界包围的区域，可以使用EBSD等进行测定。详细情况在后叙述。
[钢板的微观组织]
首先，对本发明的热轧钢板的微观组织进行说明。
本发明的热轧钢板中，使主相为回火马氏体、或者回火马氏体和下部贝氏体的混合组织，使其总体积分率为90％以上，从而确保980MPa以上的抗拉最大强度。由此，需要使主相为回火马氏体、或者回火马氏体和下部贝氏体的混合组织。
由于本发明中的回火马氏体具备强度、高的热粘硬化性以及低温韧性，因此其是最为重要的微观组织。回火马氏体是板条状的晶粒的集合、内部含有长径为5nm以上的铁系碳化物，进而该铁系碳化物为多个变体、即属于在不同方向上伸长的多个铁系碳化物群。
如本发明所述，在使卷取温度为100℃以上且小于400℃时或者暂时制 成马氏体的组织之后，在100～600℃下进行退火，从而可获得回火马氏体的组织。
下部贝氏体也是板条状的晶粒的集合，内部含有长径为5nm以上的铁系碳化物，进而该铁系碳化物为单一的变体，即属于在同一方向上拉伸的铁系碳化物群。通过观察碳化物的拉伸方向，可以容易地辨别是回火马氏体还是下部贝氏体。在此，在同一方向上伸长的铁系碳化物群是指铁系碳化物群的伸长方向差异在5°以内者。
下部贝氏体可以通过使卷取温度为400℃～马氏体相变点之间来获得，该温度范围内越是高温、或者之后的冷却速度越慢，则下部贝氏体的比例越大。
回火马氏体和下部贝氏体的任一者的或总体积分率小于90％时，无法确保980MPa以上的抗拉最大强度，无法确保作为本发明要件的980MPa以上的抗拉最大强度。因此，其下限为90％。另一方面，即便使其体积分率为100％，也会发挥作为本发明效果的强度以及优异的低温韧性。
钢板组织中作为其他的组织，可以以总体积分率计含有10％以下的铁素体、初生马氏体、上部贝氏体、珠光体、残留奥氏体中的1种或2种以上。
在此，初生马氏体定义为不含碳化物的马氏体。初生马氏体虽然是高强度的，但是极为硬质，因此变形集中在与其他组织的界面上，易于成为断裂的起点，因而低温韧性差。进而即便使主相为初生马氏体、即便是相同的初生马氏体相、硬度也大大不同，因此界面易于成为断裂的起点。因此，需要将初生马氏体的体积分率限制为10％以下。
对于残留奥氏体来说，在通过压制成型时钢材发生塑性变形、或在碰撞时汽车构件发生塑性变形，会相变成初生马氏体，因而造成与上述初生马氏体相同的不良影响。因此，需要将体积分率限制为10％以下。
上部贝氏体是板条状的晶粒的集合、是在板条间含有碳化物的板条的集合体。由于板条间所含的碳化物成为断裂的起点，因此会降低低温韧性。另外，上部贝氏体与下部贝氏体相比，由于在高温下形成，因此是低强度的，当过剩地形成上部贝氏体时，难以确保980MPa以上的抗拉最大强度。这种倾向在上部贝氏体的体积分率超过10％时变得显著，因而需要将其体 积分率限制为10％以下。
铁素体是块状的晶粒，是指内部不含板条等下部组织的组织。铁素体是最为软质的组织、会引起强度降低，因此为了确保980MPa以上的抗拉最大强度，需要将铁素体限制为10％以下。另外，与作为主相的回火马氏体或下部贝氏体相比，是极为软质的，因此变形集中在两组织的界面、易于变为断裂的起点，因此会降低低温韧性。这种倾向在体积分率超过10％时变得显著，因此需要将其体积分率限制为10％以下。
珠光体也与铁素体同样地带来强度降低或低温韧性的劣化，因此需要将其体积分率限制为10％以下。
以上的构成本发明的钢板组织的回火马氏体、初生马氏体、贝氏体、铁素体、珠光体、奥氏体及剩余部分组织可以利用以下的方法进行这些组织的鉴定、存在位置的确认及面积率的测定。即，利用硝酸乙醇溶液试剂及日本特开昭59-219473号公报所公开的试剂将钢板轧制方向截面或轧制方向直角方向截面腐蚀，利用1000～100000倍的扫描型及透射型电子显微镜进行观察，从而进行这些组织的鉴定、存在位置的确认及面积率的测定。
另外，由使用FESEM-EBSD法[使用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：FieldEmissionScanningElectronMicroscope)附带的电子背散射衍射(EBSD：ElectronBack-ScatterDiffraction)的晶体取向解析法]的晶体取向解析或者显微维氏硬度测定等微小区域的硬度测定，也可辨别组织。例如如上所述，由于回火马氏体、上部贝氏体及下部贝氏体的铁系碳化物的形成位点或晶体取向关系(伸长方向)不同，因此通过使用FE-SEM观察板条状晶粒内部的铁系碳化物、研究其伸长方向，可以容易地区分贝氏体和回火马氏体。
本发明中，铁素体、珠光体、贝氏体、回火马氏体及初生马氏体的体积分率通过以下的方法算出。首先，以平行于钢板的轧制方向的板厚截面作为观察面，采集试样，对观察面进行研磨，进行硝酸乙醇溶液刻蚀。进而，利用FE-SEM对以板厚1/4为中心的1/8～3/8厚的范围进行观察，测定面积分率，将其作为体积分率。另外，以5000倍的倍率分别测定10个视野，将其平均值作为面积率。
由于初生马氏体及残留奥氏体被硝酸乙醇溶液刻蚀不会充分地腐蚀， 因此在利用FE-SEM进行的观察中，可以与上述组织(铁素体、贝氏体铁素体、贝氏体及回火马氏体)明显地进行区分。因此，初生马氏体的体积分率可以作为利用FE-SEM观察的未被腐蚀区域的面积分率与利用X射线测定的残留奥氏体面积分率之差而求得。
接着，对于平均晶体粒径及组织的鉴定手法进行叙述。本发明中，使用EBSP-OIM(电子背散射衍射图案-取向图像显微镜，ElectronBackScatterDiffractionPattern-OrientationImageMicroscopy)法定义平均晶体粒径及铁素体、进而残留奥氏体。EBSP-OIM法由下述装置及软件构成：在扫描型电子显微镜(SEM)内对高度倾斜的试样照射电子束，利用高敏度相机拍摄进行后方散射所形成的菊池图案，进行计算机图像处理，从而在短时间内测定照射点的晶体取向。EBSP-OIM法中，可以定量地解析大块试样表面的微细结构以及晶体取向。另外，EBSP-OIM法的分析区域是能够利用SEM进行观察的区域，虽然依赖于SEM的分辨率，但若利用EBSP-OIM法，则可以以最小为20nm的分辨率进行分析。本发明中，将该晶粒的取向差定义为一般来说作为晶体晶界所知的大角度晶界的阈值的15°，利用所绘制的图像将粒子可视化，求得平均晶体粒径。
粒形状的回火马氏体及下部贝氏体的有效晶粒(这里是指被15°以上的晶界包围的区域)的长宽比超过2时，则无法获得优异的韧性。由此，回火马氏体及贝氏体的有效晶粒的长宽比需要为2以下。
由于在特定方向上扁平的粒子各向异性大、夏比试验时龟裂沿着晶界传播，因此多是韧性值降低的情况。因而，有效晶粒需要为尽量等轴的粒子。本发明中，对钢板的轧制方向截面进行观察，将轧制方向的长度(L)与板厚方向的长度(T)之比(＝L/T)作为长宽比进行定义。
本发明中，以平行于钢板的轧制方向的板厚截面作为观察面，采集试样，对观察面进行电解研磨，利用EBSP-OIM法对以板厚1/4为中心的1/8～3/8厚的范围进行解析，测定视野内的全部有效晶粒的长宽比，导出其平均值。
进而，为了提高低温韧性，除了使主相为回火马氏体或下部贝氏体，还优选使有效晶体粒径为10μm以下。低温韧性提高的效果在使有效晶体粒径为10μm以下时变得显著，因此使有效晶体粒径为10μm以下。更优选 为8μm以下。这里所说的有效晶体粒径是指在下述手法中叙述的被晶体取向差为15°以上的晶界包围的区域，在马氏体及下部贝氏体中相当于块粒径。下部贝氏体的下限优选为5％、更优选为9％、进一步优选为12％。此时，根据JISZ2242进行的夏比试验的断面形状相变温度(vTrs)值易于变为-50℃以下。
另外，本发明的回火马氏体及下部贝氏体优选以1×10⁶(个/mm²)以上含有铁系碳化物。其原因在于，会提高母相的低温韧性、获得优异的强度和低温韧性的平衡。即，淬火状态的马氏体虽然强度优异，但缺乏韧性，需要进行改善。因此，通过使铁系碳化物析出1×10⁶(个/mm²)以上，可以进一步改善主相的韧性。
本发明人们在调查低温韧性与铁系碳化物的个数密度的关系时发现，通过使回火马氏体及下部贝氏体中的铁系碳化物的个数密度为1×10⁶(个/mm²)以上，可以确保优异的低温韧性。由此，优选铁系碳化物为1×10⁶(个/mm²)以上。更优选为5×10⁶(个/mm²)以上、进一步优选为1×10⁷(个/mm²)以上。
另外，通过本发明的处理析出的铁系碳化物的尺寸低达300nm以下，几乎都析出到马氏体或贝氏体的板条内，因此推测不会使低温韧性劣化。
作为测定铁系碳化物的个数密度的方法，首先以平行于钢板的轧制方向的板厚截面作为观察面，采集试样。进而，对试样的观察面进行研磨，进行硝酸乙醇溶液刻蚀，利用FE-SEM观察以板厚1/4为中心的1/8～3/8厚的范围，从而测定铁系碳化物的个数密度。此时，以5000倍分别进行10个视野的观察，测定铁系碳化物的个数密度。
[钢板的化学成分]
接着，说明本发明的热轧钢板的化学成分的限定理由。其中，含量的％为质量％。
(C：0.01％～0.2％)
C是有助于母材的强度上升或热粘硬化性的提高的元素，也是生成成为空穴扩张时的裂纹的起点的渗碳体(Fe₃C)等铁系碳化物的元素。C含量小于0.01％时，无法获得因低温相变生成相产生的组织强化所导致的强度提高的效果。另外，C含量超过0.2％时，在钢板的延展性减小的同时、 成为冲裁加工时的二次剪切面的裂纹的起点的渗碳体(Fe₃C)等铁系碳化物增加，空穴扩张性等成型性发生劣化。因此，C含量为0.01％～0.2％的范围。
(Si：2.5％以下(不包含0))
Si是有助于母材的强度上升的元素，也可作为钢水的脱氧材料也可活用，因此优选以0.001％以上的范围根据需要进行含有。但是，即便是超过2.5％进行含有，有助于强度上升的效果也会达到饱和，因此Si含量为2.5％以下的范围。另外，Si通过含有0.1％以上，随着其含量的增加，抑制了材料组织中的渗碳体等铁系碳化物的析出，有助于强度及空穴扩张性的提高。另外，当该Si含量超过2.5％时，则铁系碳化物的析出抑制效果会达到饱和。因此，Si含量的优选范围为0.1～2.5％。
(Mn：4.0％以下(不包含0))
Mn除了固溶强化之外，还为了通过淬火强化在钢板组织中使回火马氏体或下部贝氏体成为主相而含有。即便Mn含量超过4％，该效果也饱和。另一方面，Mn含量小于1％时，由于难以发挥冷却中的铁素体相变或贝氏体相变的抑制效果，因此优选含有1％以上。优选为1.4～3.0％。
(Ti：0.03～0.30％)
Ti是在兼顾优异的低温韧性和980MPa以上的高强度的方面最为重要的元素。由于Ti的碳氮化物或固溶Ti会延迟热轧时的晶粒成长，因此可以将热轧钢板的粒径微细化、有助于低温韧性的提高。而且，Ti除了因固溶N所带来的晶粒成长的特性之外，以TiN的形式存在，因此通过板坯加热时的晶体粒径的微细化、有助于低温韧性的提高。进而，Ti通过在粗轧时以碳氮化物的形式析出，因而使晶粒微细化、有助于低温韧性的提高，因此特别重要。
为了使热轧钢板的粒径为10μm以下，需要含有0.03％以上的Ti。另外，即便Ti含量超过0.30％，上述效果也达到饱和、经济性下降。Ti含量的优选范围为0.04～0.25％、更优选为0.05～0.20％。
(P：0.10％以下)
P是铁液中含有的元素，偏析至晶界、随着含量的增加而使低温韧性降低。因此，P含量越低越优选，超过0.10％含有时，会对加工性或焊接性 造成不良影响，因此为0.10％以下。特别是考虑到焊接性时，优选P含量为0.03％以下。
(S：0.03％以下)
S是铁液中含有的元素，当S含量过多时，不仅会引起热轧时的断裂、而且会生成使空穴扩张性劣化的MnS等夹杂物。因此，S含量应该尽量减少，为0.03％以下时，则是可以允许的范围，因此为0.03％以下。但是，需要某种程度的空穴扩张性时的S含量优选为0.01％以下、更优选为0.005％以下。
(Al：0.001～2.0％)
Al抑制粗大的渗碳体的形成，提高低温韧性。另外，Al也可作为脱氧材料进行活用。但是，当过剩地含有Al时，成为增大Al系的粗大夹杂物个数、空穴扩张性的劣化或表面伤痕的原因。因此，使Al含量的上限为2.0％。优选Al含量的上限为1.5％。另外，由于难以使Al含量小于0.001％，因此其为实质的下限。
(N：0.01％以下(不包含0))
N通过以TiN的形式存在，通过板坯加热时的晶体粒径的微细化、有助于低温韧性提高。但是，由于有在焊接时形成气泡、降低焊接部的接头强度的担心，因此需要使N含量为0.01％以下。另一方面，使N含量小于0.0005％在经济上不优选，因此优选为0.0005％以上。
(O：0.01％以下(不包含0))
由于O形成氧化物、使成型性劣化，因此需要抑制含量。特别是当O含量超过0.01％时，该倾向变得显著，因此需要为0.01％以下。另一方面，使O含量小于0.001％在经济上不优选，因此优选为0.001％以上。
以上是本发明的热轧钢板的基本化学成分，可以进一步含有下述的成分。
(Nb：0.01～0.30％)
对于Nb来说，其碳氮化物或固溶Nb将热轧时的晶粒成长延迟，因而可以将热轧钢板的粒径微细化、提高低温韧性，因此也可以含有。但是，当Nb含量小于0.01％时，无法充分地获得上述效果。另外，当Nb含量超过0.30％时，再结晶温度显著下降、难以使回火马氏体或下部贝氏体粒的 长宽比为2以下、使低温韧性恶化。因此，根据需要含有Nb时，优选Nb含量为0.01％～0.30％。
(选自由Cu、Ni、Mo、V及Cr构成的组中的1种或2种以上)
由于Cu、Ni、Mo、V及Cr抑制冷却时的铁素体相变、使钢板组织变为回火马氏体或下部贝氏体组织，因此可以含有选自由这些元素构成的组中的1种或2种以上。或者，是通过析出强化或固溶强化具有提高热轧钢板的强度的效果的元素，可以含有这些中的任1种或2种以上。但是，当Cu、Ni、Mo、V及Cu的各自含量小于0.01％时，无法充分地获得上述效果。另外，即便是Cu含量超过2.0％、Ni含量超过2.0％、Mo含量超过1.0％、V含量超过0.3％、Cr含量超过2.0％，上述效果也达到饱和、经济性降低。因此，根据需要含有Cu、Ni、Mo、V及Cr时，优选Cu含量为0.01％～2.0％、Ni含量为0.01％～2.0％、Mo含量为0.01％～1.0％、V含量为0.01％～0.3％、Cr含量为0.01％～2.0％.。
(选自由Mg、Ca及REM构成的组中的1种或2种以上)
由于Mg、Ca及REM(稀土类元素)是控制成为断裂的起点、使加工性劣化的原因的非金属夹杂物的形态来提高加工性的元素，因此可以含有其中的任1种或2种以上。Mg、Ca及REM的含量为0.0005％以上时效果变得显著，因此含有0.0005％以上。另外，即便是Mg含量为超过0.01％、Ca含量为超过0.01％、REM含量为超过0.1％，上述效果也达到饱和、经济性下降。因而，优选Mg含量为0.0005％～0.01％、Ca含量为0.0005％～0.01％、REM含量为0.0005％～0.1％。
(B：0.0002～0.01％)
B通过延迟铁素体相变，有助于使钢板组织变为回火马氏体或下部贝氏体组织。而且，与C同样地通过偏析至晶界、提高晶界强度来提高低温韧性。因此，热轧钢板中还可以含有B。但是，通过B含量为0.0002％以上、该效果变得显著，因此优选使下限为0.0002％。另一方面，当B含量超过0.01％时，不仅其效果达到饱和，而且经济性差，因此上限优选为0.01％。更优选为0.0005～0.005％、进一步优选为0.0007～0.0030％。
以上的元素含有在热轧钢板中，剩余部分为铁及杂质。在此，作为杂质，可以示例出矿石或废料等原材料中所含者、制造工序中所含者。
另外确认了，对于其他的元素即便是共计含有1％以下的选自由Zr、Sn、Co、Zn及W构成组中的1种或2种以上，也不会损害本发明的效果。这些元素中，由于Sn在热轧时有产生瑕疵的可能性，因此更优选Sn含量为0.05％以下。
具有以上的组织和组成的本发明的热轧钢板通过在以上说明了的热轧钢板的表面上具备通过热浸镀锌处理产生的热浸镀锌层或者进一步在镀覆后进行合金化处理而具备合金化镀锌层，可以提高耐腐蚀性。另外，镀覆层不限于纯锌，还可以含有Si、Mg、Zn、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等元素，实现进一步提高耐腐蚀性。通过具备这种镀覆层，不会损害本发明的优异的热粘硬化性及低温韧性。
另外，即使具有通过有机覆膜形成、膜层叠、有机盐类/无机盐类处理、无铬处理等形成的表面处理层的任一种，均可获得本发明的效果。
[钢板的制造方法]
接着阐述本发明的热轧钢板的制造方法。
为了实现优异的低温韧性，使有效晶粒的长宽比为2以下的回火马氏体单相、或回火马氏体和下部贝氏体这两者共计为90％以上。进而，回火马氏体(及下部贝氏体)优选有效晶体粒径为10μm以下、且以1×10⁶(个/mm²)以上含有铁系碳化物，以下记载用于满足这些条件的制造条件的详细情况。
先行于热轧的制造方法并无特别限定。即，可以在利用高炉或电炉等进行的熔炼之后，进行各种的2次冶炼，按照达到上述成分组成的方式进行调整，接着利用通常的连续铸造、薄板坯铸造等方法进行铸造即可。此时，只要是能够控制在本发明的成分范围内，则原料也可以使用废料。
铸造板坯在热轧时，被加热至规定的温度。连续铸造时，也可以在暂时冷却至低温后、再次进行加热、进行热轧，也可以不特别进行冷却、在连续铸造后接着进行加热进行热轧。
热轧的板坯加热温度需要为1200℃以上。由于本发明的热轧钢板使用固溶Ti(优选进一步使用Nb)来抑制奥氏体粒的粗大化，因此需要使铸造时析出的TiC(进一步为NbC)再溶解。板坯加热温度小于1200℃时，Nb及Ti的碳化物需要长时间进行熔化，因此无法引起之后的晶体粒径的细粒 化和由此带来的低温韧性提高的效果。由此，板坯加热温度需要为1200℃以上。另外，板坯加热温度的上限并无特别限定，发挥了本发明的效果、但过度使加热温度为高温则在经济上不优选。因此，优选板坯加热温度小于1300℃。
粗轧需要在最终阶段使压下率为25％以上进行压下，且使最终阶段的轧制温度小于1100℃地结束粗轧。粗轧的最终阶段的温度为1100℃以上时，粗轧至精轧之间的奥氏体粒的成长速度增大、粒径粗大化，因此难以确保优异的低温韧性。另外，通过最终阶段的轧制温度小于1100℃，使最终阶段的压下率为25％以上，可以确保更为优异的低温韧性。
其机理虽不清楚，但由于通过感应加工析出而产生Ti的碳氮化物、可以抑制粗轧至精轧的奥氏体粒的成长，因此认为可能是由粒径微细化的效果获得优异的低温韧性。另外，该效果在压下率越大时变得越显著，但当压下率为40％以上时，钢板表面有可能产生氧化皮的压痕瑕疵。因此，优选粗轧的最终阶段的压下率小于40％。
由此，在粗轧中需要在压下率为25％以上且轧制温度小于1100℃的条件下进行最终阶段的轧制。优选的压下率为25％以上且小于40％、且轧制温度为小于1100℃且1000℃以上。
在粗轧结束至精轧开始的期间，需要按照利用加热装置在即将加热之前以10℃以上实施升温的方式进行加热。通过加热10℃以上，可以使回火马氏体、或回火马氏体和下部贝氏体这两者的长宽比为2以下。该加热例如利用感应加热装置进行即可，但并非限定于此，即便是利用保热炉或通电加热装置等的加热，也可发挥该效果。另外，从粗轧结束至精轧开始的时间越长，则越需要提高升温温度，因此优选使粗轧结束至精轧开始的时间为60秒以下。另外，优选使粗轧结束至精轧开始的时间为30秒以下。
通过该加热能够使长宽比为2以下的机理虽不清楚，但认为可能是：通过加热、再结晶进行，在精轧前完全地进行再结晶，因此奥氏体的长宽比减小、回火马氏体或下部贝氏体的长宽比会达到2以下。
粗轧之后接着的精轧的精轧温度(精轧的结束温度)为900℃以上。对于本发明的热轧钢板来说，为了将奥氏体的粒径细粒化，含有大量的Ti(进一步优选含有Nb)。结果，在小于900℃的温度区域精轧结束时，则奥氏 体难以再结晶、变成在轧制方向上伸展的粒子、易于引起韧性劣化。因而，精轧温度为900℃以上。优选为920℃以上且1040℃以下。
精轧后，以平均冷却速度为50℃/秒以上从精轧温度冷却至400℃，进行卷取。该平均冷却速度小于50℃/秒时，在冷却途中会形成铁素体，难以使作为主相的回火马氏体单相、或回火马氏体和下部贝氏体的总体积分率为90％以上。因此，需要使平均冷却速度为50℃/秒以上。但是，在冷却过程中若未形成铁素体，则也可在途中的温度区域内进行空气冷却。
但是，Bs～下部贝氏体的生成温度间的平均冷却速度优选为50℃/秒以上。这是为了避免上部贝氏体的形成。Bs～下部贝氏体的生成温度间的平均冷却速度小于50℃/秒时，在形成上部贝氏体的同时，在贝氏体的板条间形成初生马氏体(位错密度高的马氏体)或者有时会存在残留奥氏体(变成加工时位错密度高的马氏体)，因此热粘硬化性及低温韧性差。另外，Bs点是根据成分决定的上部贝氏体的生成开始温度，为了方便为550℃。另外，下部贝氏体的生成温度也根据成分决定，为了方便为400℃。精轧温度至400℃期间，使550～400℃之间的平均冷却速度为50℃/秒以上、使精轧温度至400℃之间的平均冷却速度为50℃/秒以上。
另外，精轧温度至400℃之间的平均冷却速度为50℃/秒以上例如还包含使精轧温度至550℃的平均冷却速度为50℃/秒以上、使550～400℃之间的平均冷却速度小于50℃/秒。但是，该条件下易于产生上部贝氏体，有时部分地生成超过10％的上部贝氏体。因此，优选550～400℃之间的平均冷却速度为50℃/秒以上。
优选小于400℃的最大冷却速度小于50℃/秒。这是为了制成以位错密度及铁系碳化物的个数密度为上述范围的回火马氏体或下部贝氏体为主相的组织。最大冷却速度为50℃/秒以上时，无法使铁系碳化物及位错密度为上述范围、无法获得高的热粘硬化性及低温韧性。由此，优选使最大冷却速度小于50℃/秒。在此，低于400℃的最大冷却速度小于50℃/秒的冷却例如通过空气冷却得以实现。另外，并非仅意味着冷却，还包含等温保持、即小于400℃的卷取。进而，对于该温度区域内的冷却速度控制来说，由于目的是控制钢板组织中的位错密度或铁系碳化物的个数密度，因此暂时冷却至马氏体相变开始温度(Ms点)以下之后，即便提高温度、进行再加热， 也可获得作为本发明效果的980MPa以上的抗拉最大强度、高的热粘硬化性以及低温韧性。
卷取温度为100℃以上且小于400℃。这是为了制成以铁系碳化物的个数密度为上述范围的回火马氏体单相或、回火马氏体及下部贝氏体为主相的组织。卷取温度为400℃以上时，无法使主相为回火马氏体单相、或回火马氏体及下部贝氏体。另外，当卷取温度小于100℃时，无法使铁系碳化物为上述范围、无法获得优异的韧性。由此，需要使卷取温度为100℃以上且小于400℃。
在此，下部贝氏体通过使卷取温度为400℃～马氏体相变点之间进行卷取而生成，在该温度范围内，越是高温或者之后的冷却速度越慢，则下部贝氏体的比例越大。另一方面，当在马氏体相变点～100℃之间进行卷取时，则变为回火马氏体单相。
另外，该温度区域内的卷取的目的是控制钢板组织中的铁系碳化物的个数密度，因此，即便暂时冷却至小于100℃之后提高温度、进行再加热，也可获得作为本发明的效果的980MPa以上的抗拉最大强度和优异的韧性。
一般来说，为了获得马氏体需要抑制铁素体相变，需要50℃/秒以上的冷却。而且，低温下被称作膜沸腾区域的热传导系数较低、是难以冷却的温度区域，因此迁移至被称作泡核沸腾温度区域的热传导系数大、易于冷却的温度区域。由此，当使小于400℃的温度区域为冷却停止温度时，卷取温度易于变动，与此同时材质也发生变动。由此，通常的卷取温度多是超过400℃或者室温卷取的任一种的情况。
结果，通过在本发明的100～小于400℃的卷取，可以同时确保980MPa以上的抗拉最大强度和优异的低温韧性，推测在以往是难以发现的。
另外，为了通过钢板形状的矫正或者可动位错导入来实现提高延展性，在全部工序结束后优选实施压下率为0.1％～2％的表皮光轧。另外，在全部工序结束后，为了除去所得的热轧钢板表面上附着的氧化皮，还可根据需要对所得热轧钢板进行酸洗。进而，在进行酸洗之后，还可对所得的热轧钢板联机或脱机地实施压下率10％以下的表皮光或冷轧。
本发明的钢板是经过作为通常的热轧工序的连续铸造、粗轧、精轧所制造的，但只要是满足上述规定的制造条件，则其他制造条件通过在通常 的条件下进行，从而可确保作为本发明的效果的980MPa以上的抗拉最大强度和低温韧性。
另外，暂时制造热轧钢板之后，以碳化物的析出为目的，即便是联机或脱机地在100～600℃的温度范围内进行热处理，也可确保作为本发明的效果的优异的低温韧性和980MPa以上的抗拉最大强度。
另外，本发明中抗拉最大强度为980MPa以上的钢板是指使用在相对于热轧的轧制方向垂直的方向上切出的JIS5号试验片，利用根据JISZ2241进行的拉伸试验所获得的拉伸最大应力为980MPa以上的钢板。
另外，低温下的韧性优异的钢板是指根据JISZ2242进行的夏比试验的断面形状相变温度(vTrs)为-40℃、优选为-50℃以下、更优选为-60℃以下的钢板。本发明中，成为对象的钢板主要被用在汽车用途中，因此多是达到3mm左右的板厚的情况。因此，在进行这些评价时，对热轧钢板的表面进行磨削、将钢板加工成2.5mm小尺寸试验片进行评价。
实施例
一边举出本发明的实施例，一边说明本发明的技术内容。其中，本实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性及效果所采用的一个条件的例子，本发明并非限定于这一个条件的例子。本发明只要是不脱离本发明的要旨、达成本发明的目的，则可以采用各种条件。
以下作为实施例，如表1所示，说明使用满足本发明的组成条件的A～S的钢和不满足本发明的组成条件的a～k的钢进行探讨的结果。其中，作为REM，具体地使用La及Ce。
在对这些钢进行铸造后，直接加热至1030℃～1300℃的温度范围或者在暂时冷却至室温后进行再加热，加热至该温度范围，之后在表2-1及表2-2的条件下实施热轧，在760～1030℃下实施精轧，在表2-1及表2-2所示的条件下进行冷却及卷取，制成了板厚为3.2mm的热轧钢板。之后进行酸洗，进而进行压下率为0.5％的表皮光轧。
由所得的热轧钢板剪切出各种试验片，实施了材质试验或组织观察等。
拉伸试验是在垂直于轧制方向的方向上剪切出JIS5号试验片，根据JISZ2242实施了试验。
热粘硬化量的测定是在垂直于轧制方向的方向上剪切出JIS5号试验 片，根据JISG3135的附录所记载的涂装热粘硬化试验方法进行实施。预应变量为2％、热处理条件为170℃×20分钟。
夏比试验根据JISZ2242进行实施，测定了断面形状相变温度。由于本发明的钢板板厚小于10mm，因此对所得的热轧钢板的表背进行磨削达到2.5mm之后，实施了夏比试验。
对于一部分的钢板而言，将热轧钢板加热至660～720℃，进行热浸镀锌处理或镀覆处理后进行540～580℃的合金化热处理，制成了热浸镀锌钢板(GI)或合金化热浸镀锌钢板(GA)后，实施了材质试验。
对于微观组织观察而言，通过上述手法进行实施，测定了各组织的体积分率、铁系碳化物的个数密度、有效晶体粒径以及长宽比。
将结果示于表3-1及表3-2。
可知仅满足本发明条件者具有980MPa以上的抗拉最大强度和优异的低温韧性。
另一方面，由于板坯加热温度小于1200℃的钢A-3、B-4、E-4、J-4、M-4、S-4在铸造时析出的Ti或Nb的碳化物难以熔化，因此即便是其他热轧条件为本发明的范围，也无法使组织分率或有效晶体粒径为本发明的范围，强度及低温韧性差。
钢A-4、E-5、J-5、M-5的粗轧温度为1100℃以上、奥氏体粒径会过于粗大化、相变后的回火马氏体或下部贝氏体的晶体粒径也发生粗大化，因此低温韧性劣化。
对于钢B-5、E-5、J-5、S-5来说，粗轧的最终阶段压下率小于25％、无法呈现利用引起加工析出产生的Ti的碳氮化物、无法抑制奥氏体粒径的粗大化，因此低温韧性差。
对于钢A-5、B-6、J-6、M-6、S-6来说，由于在粗轧结束后、精轧前未进行加热，因此无法进行奥氏体的再结晶，由于使相变后的回火马氏体或下部贝氏体的有效晶粒的长宽比超过2，低温韧性发生劣化。
对于钢A-6、B-7、J-7、M-7、S-7来说，由于精轧温度过低、变成未再结晶奥氏体区域内的轧制，因此变成在轧制方向上延展的粒子，因此长宽比大、低温韧性差。
对于钢A-7、B-8、J-8、M-8、S-8来说，精轧温度至400℃之间的平均 冷却速度小于50℃/秒、冷却中会形成大量的铁素体，难以确保强度，同时铁素体与马氏体的界面变成断裂的起点，因此低温韧性差。
对于钢A-8来说，卷取温度高达480℃、钢板组织变成上部贝氏体组织，因此难以确保980MPa以上的抗拉最大强度，且析出至存在于上部贝氏体组织中的板条间的粗大铁系碳化物由于成为断裂的起点，因此低温韧性差。
对于钢B-9、J-9来说，卷取温度高达580～620℃、钢板组织会成为铁素体及珠光体的混合组织。结果，难以确保980MPa以上的抗拉最大强度且珠光体中的铁素体与铁系碳化物的界面变成断裂的起点，因此低温韧性差。
对于钢M-9来说，卷取温度低达室温，钢板组织变成回火马氏体及初生马氏体，因此初生马氏体变成断裂的起点、低温韧性差。
另外，如钢A-9、10、B-10、11、E-6、7、J-10、11、M-10、11、S-9、10中所示，可以确认：即便进行合金化热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理，也可以确保本发明的材质。
另一方面，钢板成分不满足本发明范围的钢a～k无法具备本发明所规定的980MPa以上的抗拉最大强度、优异的低温韧性。
其中，除了使550～400℃之间的冷却速度为45℃/s以外，在与钢A-3相同的条件下制作样品时，精轧温度至400℃的平均冷却速度为73℃/s、平均冷却速度满足50℃/s以上。然而，上部贝氏体变成10％以上、材质也产生不均。另外，除了O含量超过0.01质量％以外，在与钢A-1相同的条件下制作样品时确认了，加工性有问题，无法作为制品处理。

表2-1热轧条件

下划线表示本发明的范围外。
表2-2

下划线表示本发明的范围外。


产业上的利用可能性
根据本发明，能够承受在极寒冷地区的使用，因此产业上的贡献极为显著。