CN110832098B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一方式涉及的热轧钢板具有规定的化学组成，在距表面为板厚的1/4的深度位置，铁素体的面积率为10～55％，贝氏体和马氏体的合计面积率为45～90％，所述铁素体、所述贝氏体和所述马氏体的合计面积率为90％以上，平均晶体粒径为12.0μm以下，在板厚中心部测定的织构中，{100}＜011＞、{211}＜011＞、{311}＜011＞、{110}＜011＞和{332}＜113＞取向群的最大极密度为8.0以下，并且{211}＜011＞和{332}＜113＞的极密度的合计为10.0以下，抗拉强度为950MPa以上。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及热轧钢板及其制造方法。更详细而言，本发明涉及适合作 为在汽车用、家电用、机械结构用、建筑用等用途中所使用的原材料的、 加工性优异的热轧钢板及其制造方法。
本申请基于在2017年7月7日向日本申请的专利申请2017-133889 号要求优先权，将其内容援引于此。
背景技术
对作为以汽车为首的运输用机械、各种产业机械的结构构件等的原材 料而供给的钢板，要求强度、伸长率、放边性等加工性、低温韧性、以及 这些特性的均匀性等多样的特性。
尤其是在汽车的内板构件、结构构件、行走部分构件等的部件中所使 用的钢板，根据其用途而要求放边性、翻边加工性、延展性、疲劳耐久性、 耐冲击性和耐腐蚀性等。对针对如上述那样的构件所使用的钢板要求以高 维度平衡性良好地发挥这些材料特性和高强度。另外，针对如上述那样的 构件所使用的钢板，需要具有如下特性：在被成形并作为构件的部件而安 装于汽车后，即使受到碰撞等的冲击也难以被破坏。尤其是在使用温度低的寒冷地方构件变得容易脆化，因此，为了确保耐冲击性，有使钢板的低 温韧性也提高的必要性。所谓低温韧性，是指采用vTrs(夏比断口转变临 界温度)等规定的特性。对于上述构件的部件所使用的薄钢板，不仅要求 优异的加工性，而且作为非常重要的特性还要求低温韧性。
作为得到优异的延展性的钢板，已知由软质的铁素体相和硬质的马氏 体相的复合组织构成的双相(Dual Phase)钢板(以下称为DP钢)。DP 钢虽然延展性优异，但是会从硬度显著不同的铁素体相和马氏体相的界面 产生空隙而发生裂纹，因此有时扩孔性差。
在专利文献1中提出了一种抗拉强度980MPa以上的高强度热轧钢板， 其通过以面积率计将贝氏体铁素体设为90％以上、将马氏体设为5％以下、 将贝氏体设为5％以下，从而改善了伸长率和扩孔性(放边性)。然而， 在专利文献1所记载的发明中，由于以贝氏体铁素体为主体，因此有时不 能够得到充分的伸长率。
在专利文献2中提出了一种抗拉强度980MPa以上的热轧钢板，其通 过在将贝氏体以面积率计设为90％以上的基础上，将余量设为选自马氏体、 奥氏体、铁素体中的1种或2种以上的母相组织，并且控制分散在组织中 的渗碳体的含量和平均粒径，从而改善了扩孔性(放边性)。然而，在专 利文献2所记载的发明中，由于在作为过渡沸腾区域的330～470℃进行了 卷取，因此有时产生由板面内的温度偏差引起的特性偏差。
在专利文献3中提出了一种疲劳特性优异的热轧钢板，其铁素体分率 为50～95％，由马氏体和残余奥氏体构成的硬质第二相的分率为5～50％， 且在将碳化物形成元素的含量的相互关系、碳化物形成元素与C含量的关 系设为规定的范围的基础上，规定了析出物的平均粒径、析出物的分率。 然而，在专利文献3所记载的发明中，由于以软质的铁素体为主体，通过 微细碳化物的析出强化来确保强度，因此有时不能够得到充分的低温韧性。
在专利文献4中提出了一种抗拉强度为980MPa以上的高强度热轧钢 板，其马氏体为20～60％，铁素体为40％以上，上述马氏体和上述铁素体 的合计面积率为90％以上，且将上述马氏体的平均粒径、上述马氏体的硬 度与上述铁素体的硬度之比设为规定的范围内。然而，在专利文献4所记 载的发明中，由于精轧的末期的所需时间短，因此织构发达，有时不能够 得到充分的伸长率及放边性。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2008-255484号公报
专利文献2：日本国特开2014-205890号公报
专利文献3：日本国特开2009-84648号公报
专利文献4：国际公开第2017/085841号
发明内容
本发明是鉴于上述的课题而完成的，其目的是提供高强度、且伸长率、 放边性和低温韧性优异的热轧钢板和能够稳定地制造该热轧钢板的制造方 法。
本发明人发现：通过热轧钢板的化学组成和制造条件的最佳化来控制 热轧钢板的织构和显微组织，由此能够制造高强度、且伸长率、放边性和 低温韧性优异的热轧钢板。
本发明的主旨如下。
〔1〕本发明的一个方式涉及的热轧钢板，其特征在于，具有下述化学 组成：
以质量％计含有
C：0.02～0.20％、
Si：0.005～2.00％、
Mn：1.30～2.40％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
sol.Al：0.001～1.00％、
Ti：0.030～0.200％、
N：0.0010～0.0100％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
Cu：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
Cr：0～2.00％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、和
REM：0～0.0100％，
余量包含Fe和杂质，
在距表面为板厚的1/4的深度位置，铁素体的面积率为10～55％，贝 氏体和马氏体的合计面积率为45～90％，上述铁素体、上述贝氏体和上述 马氏体的合计面积率为90％以上，平均晶体粒径为12.0μm以下，
在板厚中心部测定的织构中，{100}<011>、{211}<011>、{311} <011>、{110}<011>和{332}<113>取向群的最大极密度为8.0以 下，且{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计为10.0以下，
抗拉强度为950MPa以上。
〔2〕根据上述〔1〕所述的热轧钢板，上述化学组成可以以质量％计 含有选自
Nb：0.001～0.100％、
V：0.005～0.50％、
Mo：0.001～0.50％、
Cu：0.02～1.00％、
Ni：0.02～1.00％、
Cr：0.02～2.00％和
B：0.0001～0.0100％
中的1种或2种以上。
〔3〕根据上述〔1〕或〔2〕所述的热轧钢板，上述化学组成可以以质 量％计含有选自
Ca：0.0002～0.0100％、
Mg：0.0002～0.0100％和
REM：0.0002～0.0100％
中的1种或2种以上。
〔4〕根据上述〔1〕～〔3〕的任一项所述的热轧钢板，r值的面内各 向异性的绝对值|Δr|可以为0.35以下。
其中，Δr＝(r0+r90-2×r45)/2
r0：轧制方向的r值；r90：与轧制方向正交的方向的r值；r45：与轧 制方向成45°的方向的r值。再者，r值意指兰克福德(Lankford)值。
〔5〕本发明的另一方式涉及的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在 制造上述〔1〕～〔4〕的任一项所述的热轧钢板时对具有上述〔1〕～〔3〕 的任一项中记载的上述化学组成的板坯或钢坯实施多道次热轧来制造热轧 钢板，
将上述多道次热轧中的加热温度设为1150～1350℃，
在将终轧温度以℃为单位表示为FT时，将超过上述FT+50℃且在上 述FT+150℃以下之间的合计压下率设为50％以上，将上述FT～上述 FT+50℃间的合计压下率设为40～80％，将上述FT～上述FT+50℃间的 轧制所需的时间设为0.5～10.0秒，
在超过上述FT+50℃且在上述FT+150℃以下和上述FT～上述 FT+50℃的各温度区域中进行2道次以上的轧制，
将上述FT设为通过式(1)求出的Ar3以上、且通过式(2)求出的 TR以上、且1100℃以下来完成精轧后，在3.0秒以内开始水冷，将上述 FT～750℃的平均冷却速度设为20℃/秒以上，
在750～600℃的温度区域停留5～20秒后，
将平均冷却速度设为20℃/秒以上来从600℃冷却到冷却停止温度，所 述冷却停止温度小于通过式(3)求出的Ms。
Ar3(℃)＝901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[Al] (1)
TR(℃)＝800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2)
Ms(℃)＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-21×[Mo] (3)
其中，上述式(1)～(3)中的各元素符号表示各元素的以质量％计 的含量。
〔6〕根据上述〔5〕所述的热轧钢板的制造方法，可以将从上述Ms 到上述冷却停止温度的平均冷却速度设为80℃/s以上，所述冷却停止温度 小于上述Ms。
〔7〕根据上述〔5〕或〔6〕所述的热轧钢板的制造方法，可以：精轧 完成后在0.3秒以内开始水冷，进行上述FT～上述FT-40℃的平均冷却速 度为100℃/s以上的冷却。
〔8〕根据上述〔7〕所述的热轧钢板的制造方法，可以：在轧制机架 间进行下述工序：进行上述FT～上述FT-40℃的平均冷却速度为100℃/s 以上的冷却。
根据本发明，能够提供高强度、且伸长率、放边性及低温韧性优异的 热轧钢板和能够稳定地制造该热轧钢板的制造方法。如果使用本发明涉及 的热轧钢板作为汽车的内板构件、结构构件、行走部分构件等的部件的原 材料，则容易加工成部件形状，也能耐受在极寒冷地方的使用，因此产业 上的贡献极为显著。
具体实施方式
以下，对本实施方式涉及的热轧钢板(以下有时简记为钢板)及其制 造方法进行详细说明。在以下的说明中，与钢的化学组成相关的％均为质 量％。
<钢的化学组成>
(C：0.02～0.20％)
C具有通过生成马氏体、贝氏体等硬质相、Ti碳化物来提高钢的强度 的作用。当C含量小于0.02％时，难以充分发挥上述作用。因此，C含量 设为0.02％以上，优选设为0.04％以上。另一方面，当C含量超过0.20％ 时，钢板的放边性、低温韧性显著劣化。另外，热轧后的铁素体相变显著 地延迟，难以得到所期望的量的铁素体。而且，焊接性的劣化变得显著。 因此，C含量设为0.20％以下。C含量优选为0.15％以下，更优选为0.12％ 以下，更进一步优选为0.10％以下。
(Si：0.005～2.00％)
Si具有促进铁素体相变、并且抑制渗碳体析出的作用。另外，Si还具 有通过固溶强化使钢的强度提高的作用。当Si含量小于0.005％时，难以 发挥上述作用。因此，Si含量设为0.005％以上。Si含量优选为0.40％以 上，更优选为0.80％以上。另一方面，当Si含量超过2.00％时，因热轧工 序中的表面氧化而使钢板的表面性状显著劣化。因此，Si含量设为2.00％ 以下。Si含量优选为1.50％以下，更优选为1.30％以下。
(Mn：1.30～2.40％)
Mn具有通过提高固溶强化及淬火性来提高钢的强度的作用。当Mn 含量小于1.30％时，难以得到950MPa以上的钢板的强度。因此，Mn含 量设为1.30％以上。Mn含量优选为1.50％以上。另一方面，当Mn含量 超过2.40％时，热轧后的冷却过程中的铁素体相变过度地延迟，由此难以 得到所期望的量的铁素体。另外，因马氏体和贝氏体的硬质化而在马氏体 和贝氏体与软质的铁素体边界附近容易发生龟裂，由此钢板的放边性、韧 性降低。
本发明人发现：若大量地含有Mn，则有时钢板的r值的面内各向异 性增加并且放边性降低。其原因并不明确，但推测原因是：通过大量地含 有Mn，MnS大量地析出，并且起因于Mn偏析的热轧中的再结晶、精轧 后的铁素体相变产生局部的偏差。根据以上所述，为了得到所期望的量的 铁素体、并且稳定地制造放边性优异的热轧钢板，Mn含量设为2.40％以下。Mn含量优选为2.10％以下，更优选为2.00％以下，更进一步优选为 1.90％以下。
(P：0.100％以下)
P是作为杂质而在钢中含有的元素，具有使热轧钢板的放边性、低温 韧性降低的作用。因此，P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.060％ 以下，更优选为0.040％以下，更进一步优选为0.020％以下。P从原料作 为杂质混入，不需要特别地限制其下限，在确保放边性、低温韧性上，优 选P的含量更低。但是，若过度地降低P含量，则制造成本增加。从制造成本的观点出发，P含量的下限优选为0.001％，更优选为0.005％。
(S：0.0100％以下)
S是作为杂质而含有的元素，具有使热轧钢板的加工性降低的作用。 因此，S含量设为0.0100％以下。S含量优选为0.0080％以下，更优选为 0.0060％以下，更进一步优选为0.0030％以下。S从原料作为杂质混入，不 需要特别地限制其下限，从确保加工性的观点出发，优选S的含量更低。 但是，若过度地降低S含量，则制造成本增加。从制造成本的观点出发，S 含量的下限优选为0.0001％，更优选为0.0005％，更进一步优选为0.0010％。
(sol.Al：0.001～1.00％)
Al具有在炼钢阶段通过脱氧来净化钢、且促进铁素体相变的作用。当 sol.Al含量小于0.001％时，难以发挥上述作用。因此，sol.Al含量设为 0.001％以上。sol.Al含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。另一 方面，即使使sol.Al含量超过1.00％，上述作用的效果也饱和，并且招致 成本上升。因此，sol.Al含量设为1.00％以下。sol.Al含量优选为0.80％以 下，更优选为0.60％以下。再者，sol.Al意指酸可溶性Al(酸溶铝)。
(Ti：0.030～0.200％)
Ti具有形成Ti氮化物而将组织微细化的作用。另外，Ti具有使碳化 物析出而使钢强化的作用。当Ti含量小于0.030％时，难以发挥上述作用。 因此，Ti含量设为0.030％以上。Ti含量优选为0.040％以上，更优选为 0.060％以上。另一方面，若过量地含有Ti，则生成粗大的氮化物、碳化物， 由此钢板的放边性、韧性降低。而且，Ti也具有提高奥氏体的再结晶温度 的作用，因此，若过量地含有Ti，则再结晶温度过度高，r值的各向异性 增加，由此钢板的放边性降低。因此，Ti含量设为0.200％以下。Ti含量 优选为0.160％以下，更优选为0.140％以下。
(N：0.0010～0.0100％)
N具有形成Ti氮化物而抑制板坯再加热时和热轧中的奥氏体的粗大化 从而将显微组织微细化的作用。当N含量小于0.0010％时，难以发挥上述 作用。因此，N含量设为0.0010％以上。N含量优选为0.0015％以上，更 优选为0.0020％以上。另一方面，当N含量超过0.0100％时，形成粗大的Ti氮化物，使钢板的放边性劣化。因此，N含量设为0.0100％以下。N含 量优选为0.0060％以下。
(Nb：0～0.100％)
Nb是任意元素。Nb具有抑制热轧钢板的晶体粒径的粗大化、并且将 铁素体粒径微细化，通过NbC的析出强化来提高热轧钢板的强度的效果。 在要得到这些效果的情况下，优选将Nb含量设为0.001％以上。Nb含量 更优选为0.005％以上。另一方面，若Nb含量超过0.100％，则有时前述 的效果饱和，并且引起热精轧的轧制载荷的增加。因此，Nb含量优选设为 0.100％以下。Nb含量更优选为0.060％以下，进一步优选为0.030％以下。
(V：0～0.50％)
V是任意元素。V具有在钢中固溶而提高热轧钢板的强度，并且以碳 化物、氮化物、碳氮化物等的形式在钢中析出而进行析出强化的效果。在 要得到这些效果的情况下，优选将V含量设为0.005％以上。V含量更优 选为0.01％以上。另一方面，若V含量超过0.50％，则有时引起钢板的韧 性的降低。因此，V含量优选设为0.50％以下。V含量更优选为0.30％以下。
(Mo：0～0.50％)
Mo是任意元素。Mo具有提高钢的淬火性、并且形成碳化物、碳氮化 物而使热轧钢板高强度化的效果。在要得到这些效果的情况下，优选将 Mo含量设为0.001％以上。Mo含量更优选为0.005％以上。另一方面，若 Mo含量超过0.50％，则有时板坯的裂纹敏感性提高。因此，Mo的含量优 选设为0.50％以下。Mo含量更优选为0.30％以下。
(Cu：0～1.00％)
Cu是任意元素。Cu具有改善钢的韧性的效果和提高强度的效果。在 要得到这些效果的情况下，优选将Cu含量设为0.02％以上。Cu含量更优 选为0.08％以上。另一方面，若过量地含有Cu，则有时钢板的焊接性降低。 因此，Cu含量优选设为1.00％以下。Cu含量更优选为0.50％以下，更进 一步优选为0.30％以下。
(Ni：0～1.00％)
Ni是任意元素。Ni具有改善钢的韧性的效果和提高强度的效果。在要 得到这些效果的情况下，优选将Ni含量设为0.02％以上。Ni含量更优选 为0.10％以上。另一方面，若过量地含有Ni，则合金成本增加，另外，有 时钢板的焊接热影响区的韧性劣化。因此，Ni含量优选设为1.00％以下。 Ni含量更优选为0.50％以下，更进一步优选为0.30％以下。
(Cr：0～2.00％)
Cr是任意元素。Cr具有通过提高钢的淬火性来促进马氏体等的生成 的效果。在要得到该效果的情况下，优选将Cr含量设为0.02％以上。Cr 含量更优选为0.05％以上。另一方面，若过量地含有Cr，则热轧后的冷却 过程中的铁素体相变过度地延迟，有时难以得到所期望的量的铁素体。因 此，Cr含量优选设为2.00％以下。Cr含量更优选为1.50％以下，更进一 步优选为1.00％以下，特别优选为0.50％以下。
(B：0～0.0100％)
B是任意元素。B具有提高晶界强度、并且使钢的韧性提高的效果。 另外，B具有通过氮化物将钢进行析出强化的效果。在要得到这些效果的 情况下，优选将B含量设为0.0001％以上。B含量更优选为0.0003％以上。 另一方面，即使含有超过0.0100％的B，上述效果也饱和，并且合金成本 增加。因此，B含量优选设为0.0100％以下。B含量更优选为0.0050％以 下，更进一步优选为0.0030％以下，特别优选为0.0010％以下。
(Ca：0～0.0100％)
Ca是任意元素。Ca具有使钢液中分散许多微细的氧化物、并且使钢 板的金属组织微细化的效果。另外，Ca具有通过将钢液中的S以球状的 CaS的形式固定而抑制MnS等延伸夹杂物的生成从而提高热轧钢板的放 边性的效果。在要得到这些效果的情况下，优选将Ca含量设为0.0002％ 以上。Ca含量更优选为0.0005％以上。另一方面，若Ca含量超过0.0100％， 则钢中的CaO增加，有时对钢板的韧性给予不良影响。因此，Ca含量优 选设为0.0100％以下。Ca含量更优选为0.0050％以下，更进一步优选为0.0030％以下。
(Mg：0～0.0100％)
Mg是任意元素。Mg与Ca同样地具有在钢液中形成氧化物、硫化物 而抑制粗大的MnS的形成，使许多的微细的氧化物分散、将钢板的组织微 细化的效果。在要得到这些效果的情况下，优选将Mg含量设为0.0002％ 以上。Mg含量更优选为0.0005％以上。另一方面，若Mg含量超过0.0100％， 则钢中的氧化物增加，对钢板的韧性给予不良影响。因此，Mg含量优选 设为0.0100％以下。Mg含量更优选为0.0050％以下，更进一步优选为 0.0030％以下。
(REM：0～0.0100％)
REM是任意元素。REM也与Ca同样地具有在钢液中形成氧化物、 硫化物而抑制粗大的MnS的形成，使许多的微细的氧化物分散、将钢板的 组织微细化的效果。在要得到这些效果的情况下，优选将REM含量设为 0.0002％以上。REM含量更优选为0.0005％以上。另一方面，若REM含 量超过0.0100％，则钢中的氧化物增加，有时对钢板的韧性给予不良影响。 因此，REM含量优选设为0.0100％以下。REM含量更优选为0.0050％以 下，更进一步优选为0.0030％以下。
在此，REM(稀土)是指包含Sc、Y和镧系元素的合计17种元素。 再者，在本实施方式中，REM的含量是指这些元素的合计含量。
本实施方式涉及的热轧钢板的化学组成，除了以上的元素以外，还包 含Fe和杂质。在本实施方式中，所谓杂质是原材料中所含的成分或在制造 的过程中混入的成分，是非有意地使钢含有的成分。
<织构以外的钢组织>
本实施方式涉及的热轧钢板，规定在距钢板的表面为板厚的1/4的深 度位置处的铁素体的面积率、“贝氏体和马氏体”的合计面积率、“铁素体、 贝氏体和马氏体”的合计面积率、平均晶体粒径的范围。在此，关于铁素体、 贝氏体和马氏体的面积率、晶体粒径规定距钢板的表面为板厚的1/4的深 度位置的钢组织是因为：该深度位置为钢板的表面与板厚中心位置的中间 点，除了织构以外，该位置处的钢组织代表热轧钢板的钢组织(表示热轧钢板整体的平均性的钢组织)。
在本实施方式中，所谓铁素体，除了多边形铁素体以外，还包括针状 铁素体和准多边形铁素体，不包括构成珠光体组织的铁素体、构成贝氏体 组织的贝氏体铁素体。在本实施方式中，所谓贝氏体铁素体作为贝氏体来 对待。
以下，对规定了各范围的理由进行叙述。
(铁素体的面积率：10～55％)
软质的铁素体相是为了得到钢板的良好的延展性而必需的组织。当铁 素体的面积率小于10％时，钢板的伸长率降低。因此，铁素体的面积率设 为10％以上。铁素体的面积率优选为15％以上。另一方面，若铁素体过量 地析出，则在本实施方式涉及的钢板的化学组成下，难以得到950MPa以 上的抗拉强度。因此，铁素体的面积率设为55％以下。铁素体的面积率优 选为小于40％，更优选为38％以下，特别优选为36％以下。
(贝氏体和马氏体的合计面积率：45～90％)
硬质的贝氏体、马氏体是为了得到高强度而必需的组织。当贝氏体和 马氏体的合计面积率小于45％时，难以以本实施方式涉及的钢板的化学组 成得到950MPa以上的抗拉强度。因此，贝氏体和马氏体的合计面积率设 为45％以上。贝氏体和马氏体的合计面积率优选为超过60％，更优选为 62％以上，进一步优选为64％以上。再者，在本实施方式中，马氏体也包 括被自回火的回火马氏体，贝氏体包括贝氏体铁素体。另一方面，若贝氏 体和马氏体的合计面积率超过90％，则铁素体的面积率不足，不能得到钢 板的加工性，伸长率降低。因此，贝氏体和马氏体的合计面积率设为90％ 以下。贝氏体和马氏体的合计面积率优选为85％以下。
(铁素体、贝氏体和马氏体的合计面积率：90％以上(其他组织：10％ 以下))
铁素体、贝氏体和马氏体以外的作为任意组织的其他组织，有残余奥 氏体、珠光体和晶界渗碳体等。若其他组织的面积率超过10％，则这些组 织成为裂纹起点，钢板的放边性、低温韧性降低。因此，其他组织的面积 率设为10％以下。其他组织的面积率优选为8％以下，更优选为5％以下。 其他组织的面积率也可以为0％。换言之，铁素体、马氏体和贝氏体的合 计面积率设为90％以上，优选为92％以上，更优选为95％以上，也可以 为100％。
其他组织中的残余奥氏体，通过冲切等预加工而会相变成非常硬质的 马氏体，由此使钢板的放边性显著劣化。因此，在其他组织中，特别是优 选将残余奥氏体的面积率设为3％以下。残余奥氏体的面积率更优选为2％ 以下，更进一步优选为1％以下，特别优选为0％。
(平均晶体粒径：12.0μm以下)
若铁素体粒径以及马氏体、贝氏体的块径的平均晶体粒径粗大，则断 裂时的单位破断长度(unit crack path)变大，钢板的低温韧性降低。因此， 平均晶体粒径设为12.0μm以下。平均晶体粒径优选为10.0μm以下，更优 选为7.0μm以下。平均晶体粒径越小越优选，因此下限并无特别限定。然 而，在通常的热轧中，平均晶体粒径低于1.0μm那样的细粒化在技术上困 难，因此一般为1.0μm以上。
再者，在本实施方式中，所谓平均晶体粒径，意指在晶体结构为bcc 的相、即铁素体、贝氏体、马氏体及珠光体中晶体取向差为15°以上且等 效圆直径(当量圆直径)为0.3μm以上的区域定义为晶粒的晶体粒径的平 均值，残余奥氏体、晶界渗碳体的晶体粒径不包括在平均晶体粒径中。
在本实施方式中，平均晶体粒径及各组织的面积率，是对于与轧制方 向和板厚方向平行的钢板截面的、距钢板的表面为板厚的1/4的深度位置 的组织，使用由热场发射型扫描电子显微镜和EBSD检测器构成的EBSD 解析装置，通过扫描电子显微镜(SEM)观察和EBSD(Electron Back Scattering Diffraction：电子背散射衍射法)解析来求出。
在SEM观察中，残余奥氏体存在于贝氏体和马氏体的板条、块及板 条束间，难以将贝氏体和马氏体与残余奥氏体区别，因此包含于贝氏体和 马氏体来测定，对铁素体、“贝氏体、马氏体(和残余奥氏体)”、以及其 余组织(珠光体和晶界渗碳体)的面积率进行测定。
在EBSD解析中，将以板厚的1/4的深度位置为中心的轧制方向为 200μm、板厚方向为100μm的区域以0.2μm间隔区分fcc和bcc来测定晶 体取向信息，使用EBSD解析装置的附属软件(AMETEK公司制“OIM Analysis(注册商标)”)，将晶体取向差为15°以上且等效圆直径为0.3μm 以上的区域定义为晶粒，来求出fcc(残余奥氏体)的面积率，另外，采用 使用了下述[数1]的方法来求出bcc的平均晶体粒径。
从通过SEM观察求出的“贝氏体、马氏体(和残余奥氏体)”的面积 率减去通过EBSD解析求出的fcc(残余奥氏体)的面积率，由此得到贝氏 体和马氏体的面积率。
关于bcc的平均晶体粒径，求出通过下述[数1]所示的式子来算出的值。 式中，D表示平均晶体粒径，N表示平均晶体粒径的评价区域中所含的晶 粒数，Ai表示第i个(i＝1、2、··、N)晶粒的面积，di表示第i个晶 粒的等效圆直径。
[数1]
Figure BDA0002336506970000141
具有15°以上的晶体取向差的边界主要为铁素体晶界、马氏体和贝氏 体的块边界。在依据JIS G 0551：2013标准的铁素体粒径的测定方法中， 有时对于晶体取向差小于15°的铁素体粒也计算出粒径，而且不能计算出 马氏体、贝氏体的块。因此，本实施方式中的平均晶体粒径采用通过EBSD 解析求出的值。
<织构>
本实施方式涉及的热轧钢板，规定在钢板的板厚中心部的、{100}< 011>、{211}<011>、{311}<011>、{110}<011>和{332}< 113>取向群的最大极密度、以及{211}<011>和{332}<113>的极密 度的合计。在本实施方式中，所谓板厚中心部意指从板厚中心位置(距钢 板的表面为板厚的1/2的深度位置)起向钢板的表面方向和背面方向分别 为板厚的1/10程度的范围。例如，如果钢板的板厚为2mm，则板厚中心 部意指以板厚中心位置为界向表面方向和背面方向分别为100μm程度的 范围。
规定板厚中心部的织构的理由是由于板厚中心部的织构与机械特性良 好地相关。其原因并不确定，但是，本发明人推测如下。热轧钢板在轧制 时通过辊与钢板的摩擦而在钢板的表面和背面产生相反方向的剪切变形， 在板厚中心部产生平面应变变形。热轧钢板的织构伴随该变形而在板厚方 向上变化，由于在钢板的表面和背面剪切变形的方向相反，因此织构也在 表面和背面对称的取向发达。因此，在表面和背面抵消织构对机械特性造 成的影响，结果板厚中心部的织构与机械特性良好地对应。
(板厚中心部的{100}<011>、{211}<011>、{311}<011>、 {110}<011>和{332}<113>取向群(主取向群)的最大极密度：8.0 以下)
作为在热轧钢板的板厚中心部的织构中发达的主取向，有{100}<011 >、{211}<011>、{311}<011>、{110}<011>和{332}<113 >。即使仅这些取向群中的任一者发达，热轧钢板的抗拉强度、屈服强度、 伸长率、r值等各种机械特性的面内各向异性也变高，遍布全周方向变形 的放边性尤其显著降低。因此，在本实施方式中，抑制这些全部的取向群 的发达从而织构变得更无规则是重要的。在本实施方式中，算出板厚中心 部的{100}<011>、{211}<011>、{311}<011>、{110}<011 >和{332}<113>取向群的各自的极密度，求出其最大值。最大极密度 低意味着无规取向的组织的比例高，因此意味着{100}<011>、{211} <011>、{311}<011>、{110}<011>和{332}<113>取向群的织 构不发达。因此，将上述取向群的最大极密度设为8.0以下。上述取向群 的最大极密度优选为7.0以下，更优选为6.0以下。再者，上述取向群的最 大极密度由于在不具有织构的情况下为1.0，因此更希望接近于1.0。
极密度能够通过基于EBSD解析的晶体取向信息来得到，与X射线无 规强度比同义。
(板厚中心部的{211}<011>和{332}<113>的极密度的合计： 10.0以下)
通过上述的取向群之中特别是{211}<011>和{332}<113>发达， 钢板的放边性显著降低。因此，将{211}<011>和{332}<113>的极 密度的合计设为10.0以下。{211}<011>和{332}<113>的极密度的 合计更优选为8.0以下。上述极密度的合计越小越优选，但在不具有织构 的情况下各自的极密度为1.0，因此更优选接近于2.0的值。
再者，{hkl}表示与轧制面平行的晶面，<uvw>表示与轧制方向平 行的晶向。即，{hkl}<uvw>表示{hkl}朝向板面法线方向、<uvw> 朝向轧制方向的晶体。
另外，在本实施方式中，使用组合有扫描电子显微镜和EBSD解析装 置的装置和AMETEK公司制的OIM Analysis(注册商标)，通过EBSD 解析，在板厚中心部(从板厚中心位置(距钢板的表面为板厚的1/2的深 度位置)向钢板的表面方向和背面方向分别为板厚1/10程度的范围)，区 别fcc和bcc来测定1000个以上的bcc的晶粒取向信息，通过使用了级数展开法(harmonic series expansion)的ODF解析，求出板厚中心部的各 晶体取向的极密度。
<机械特性>
(抗拉强度：950MPa以上)
本实施方式涉及的热轧钢板，通过钢组织及织构的控制而具有高强度、 且具有优异的低温韧性、伸长率及放边性。但是，若热轧钢板的抗拉强度 小，则车身轻量化、刚性提高等效果小。因此，本实施方式涉及的热轧钢 板的抗拉强度(TS)设为950MPa以上。抗拉强度优选为980MPa以上。
热轧钢板的伸长率，通过JIS Z 2241：2011中规定的断裂总伸长率(El) 来评价，成为强度与伸长率的平衡的指标的TS×El优选为1400MPa·％以 上，更优选为15000MPa·％以上。
热轧钢板的放边性，除了后述的|Δr|以外，还通过JIS Z 2256：2010 中规定的扩孔率(λ)来评价，成为强度与放边性的平衡的指标的TS×λ优 选为50000MPa·％以上，更优选为55000MPa·％以上。
关于热轧钢板的低温韧性，在JIS Z 2242：2005中规定的夏比冲击试 验中的断口转变临界温度(vTrs)优选为-40℃以下。
在本实施方式涉及的热轧钢板中，从得到充分的放边性的观点出发， 优选作为r值的面内各向异性的指标的|Δr|(Δr的绝对值)小。r值的 面内各向异性|Δr|优选为0.40以下，更优选为0.35以下，更进一步优选 为0.30以下，特别优选为0.25以下。r值的面内各向异性越小越优选，最 优选为0。
Δr用(r0+r90-2×r45)/2表示，r0：轧制方向的r值；r90：与轧制方向 正交的方向的r值；r45：与轧制方向成45°的方向的r值。另外，r值意指 兰克福德(Lankford)值。
<制造方法>
接着，对本实施方式涉及的热轧钢板的制造条件的限定理由进行说明。
本发明人确认到本实施方式涉及的热轧钢板可通过包括如以下那样的 热轧和冷却的制造方法来得到。
首先，对具有上述的化学组成的板坯实施多道次热轧而制造热轧钢板。 供于热轧的板坯可以是通过连续铸造、铸造·开坯轧制而得到的，但也可以 是对它们实施了热加工或冷加工而成的。多道次热轧制能够使用可逆式轧 机(reverse mill)或串列式轧机(tandem mill)来进行，但从工业生产性 的观点出发，优选至少最终的数段使用串列式轧机。
(热轧中的加热温度：1150～1350℃)
当供于热轧的板坯或钢坯的温度小于1150℃时，Ti碳化物的固溶化变 得不充分，钢板的强度、加工性降低。另一方面，当供于热轧的板坯或钢 坯的温度超过1350℃时，有时生成厚的氧化皮而引起成品率的降低、或者 在用加热炉加热板坯或钢坯时对加热炉给予显著的损伤。因此，供于热轧 的板坯或钢坯的温度设为1150～1350℃。
再者，供于热轧的板坯或钢坯的温度只要处于上述温度区域即可，除 了将小于1150℃的钢块或钢坯装入加热炉而加热至上述温度区域后供于 热轧的情况以外，也可以将通过连续铸造得到的板坯或通过开坯轧制而得 到的钢坯在保持1150℃以上的高温状态的状态下不实施加热处理而供于 热轧。
(超过FT+50℃且在FT+150℃以下之间的合计压下率：50％以上)
在本实施方式中，通过将终轧温度以℃为单位记为FT，并提高超过 FT+50℃且在FT+150℃以下之间的热轧的合计压下率，能够实现钢板中的 再结晶奥氏体粒的微细化。为了使钢板中的再结晶奥氏体粒微细化，超过 FT+50℃且在FT+150℃以下之间的合计压下率设为50％以上。当上述温 度区域中的合计压下率小于50％时，奥氏体没有充分地微细化，因此相变 后的组织变得粗大，并且后续的FT～FT+50℃间的轧制时的轧制道次间的 再结晶延迟，由此相变后的织构发达。在超过FT+50℃且在FT+150℃以 下之间的合计压下率越高越优选，但在工业上90％程度为极限，因此可以 设为90％以下。
(FT～FT+50℃间的合计压下率：40～80％)
(FT～FT+50℃间的轧制所需的时间：0.5～10秒)
在本实施方式中，通过适当地控制FT～FT+50℃间的合计压下率和轧 制所需的时间，能够与后述的热轧后的冷却条件相结合而得到加工性和韧 性优异的热轧钢板。
当FT～FT+50℃间的合计压下率小于40％时，相变后的组织变得粗 大，轧制道次间和轧制加工后的再结晶延迟，并且钢板内部的变形量变得 不均匀，在相变后特定的取向发达，由此钢板的放边性降低。因此，FT～ FT+50℃间的合计压下率设为40％以上。另一方面，若上述温度区域中的 合计压下率超过80％，则即使进行再结晶，织构也显著地发达，因此钢板 的放边性降低。因此，FT～FT+50℃间的合计压下率设为80％以下。
在本实施方式中，也适当地控制上述温度区域的轧制所需的时间是重 要的。在上述温度区域的轧制所需的时间过短的情况下，在道次间不进行 再结晶而导致轧制应变过度地蓄积，特定的取向发达，由此难以得到所期 望的织构。因此，上述温度区域的轧制所需的时间设为0.5秒以上。优选 为1.0秒以上，更优选为2.0秒以上。另一方面，在上述温度区域的轧制所 需的时间过长的情况下，在轧制道次间再结晶晶粒进行晶粒生长，相变后 的组织变得粗大。因此，上述温度区域的轧制所需的时间设为10.0秒以下。 优选为8.0秒以下，更优选为6.0秒以下。
不论在超过FT+50℃且在FT+150℃以下之间的轧制、FT～FT+50℃ 间的轧制中的哪个轧制中，反复进行加工和再结晶都是重要的，因此在各 个温度区域实施2道次或3道次以上的轧制。从抑制钢板的织构的发达的 观点出发，超过FT+50℃且在FT+150℃以下之间的每1道次的压下率的 最大值优选为60％以下，更优选为55％以下。FT～FT+50℃间的每1道 次的压下率的最大值优选为50％以下，更优选为45％以下，更进一步优选 为40％以下，最优选为35％以下。
再者，所谓合计压下率是指以规定的温度区域中的最初的道次前的入 口板厚为基准的、在该温度区域中的合计压下量(该温度区域的轧制中的 最初道次前的入口板厚与该温度区域的轧制中的最终道次后的出口板厚之 差)的百分率。
(终轧温度FT：通过式(1)求出的Ar3以上、且通过式(2)求出的 TR以上、且1100℃以下)
Ar3(℃)＝901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[Al] (1)
TR(℃)＝800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2)
其中，上述式(1)和(2)中的元素符号表示各元素的以质量％计的 含量。
在本实施方式中，通过反复进行精轧中的奥氏体相的加工和再结晶， 在将组织微细化的同时实现织构的发达的抑制。因此，终轧温度FT设为 通过式(1)求出的Ar3以上、且通过式(2)求出的TR以上。在此，终 轧温度FT是指最终轧制后的钢板的表面温度。
当FT小于Ar3时，精轧中的铁素体相变进行，生成加工铁素体，由 此钢板的伸长率、放边性降低。另外，当FT小于TR时，热轧后冷却前 的奥氏体显著变得扁平，在最终制品的热轧钢板中，成为在轧制方向上伸 长的组织，塑性各向异性变大，由此伸长率和放边性降低。通过将FT设 为TR以上，能够适度地促进轧制道次间的加工奥氏体的再结晶，实现再结晶奥氏体粒的微细化，能够在热轧后与后述的热轧后的冷却条件相结合 而得到具有适合于低温韧性及放边性的钢组织及织构的热轧钢板。FT优选 为TR+20℃以上，更优选为TR+40℃以上。
另一方面，若FT超过1100℃，则组织粗大化，钢板的低温韧性降低。 因此，FT设为1100℃以下。优选为1080℃以下，更优选为1060℃以下。 再者，精轧中的温度是指钢材的表面温度，能够通过辐射温度计等来测定。
在本实施方式中，通过将FT设为规定的范围内，且将上述的FT～ FT+50℃间的轧制所需的时间设为规定的范围内，能促进在规定的温度区 域中的轧制道次间及精轧后的奥氏体的再结晶，由加工奥氏体所致的铁素 体相变促进效果减弱，能够将铁素体的面积率控制在55％以下。而且，能 够将奥氏体粒径微细化，因此能得到微细的晶体粒径，并且通过奥氏体的 再结晶进行而促进极密度的减少。
(完成精轧后直到开始水冷为止的时间：3.0秒以内)
精轧完成后，为了有效利用通过轧制而蓄积的应变来实现组织的微细 化，在3.0秒以内开始水冷。该水冷也可以分成多个阶段来进行。当精轧 完成后直到水冷开始为止的时间超过3.0秒时，奥氏体中的应变发生回复， 难以得到所期望的组织。精轧完成后直到开始水冷为止的时间优选为2.0 秒以内，更优选为1.0秒以内，进一步优选为0.5秒以内。为了使精轧完成 后的奥氏体再结晶，精轧完成后直到开始水冷为止的时间优选为0.05秒以上。
(FT～750℃的平均冷却速度：20℃/秒以上)
将精轧完成后的热轧钢板从完成精轧的温度(终轧温度：FT(℃)) 冷却到750℃时的平均冷却速度，是为了得到所期望的组织而重要的工序 条件。再者，在计算上述平均冷却速度时，作为时间包括精轧完成后直到 水冷开始为止的时间。若在上述温度区域中的平均冷却速度小于20℃/秒， 则难以形成微细组织，在冷却的过程中铁素体、珠光体析出，钢板的放边 性、低温韧性降低。因此，在上述温度区域中的平均冷却速度设为20℃/ 秒以上。优选为30℃/秒以上，更优选为40℃/秒以上。上限不需要特别限 定，但从抑制由热应变所致的板翘曲的观点出发，优选为300℃/秒以下。
而且，在FT～750℃的温度区域中，通过将精轧完成后的高温区域进 行急速冷却，能够将组织进一步微细化，钢板的低温韧性进一步提高。因 此，优选：完成精轧后在3.0秒以内开始水冷，将FT～750℃的平均冷却 速度设为20℃/秒以上，而且将FT～FT-40℃的平均冷却速度设为100℃/ 秒以上。在该情况下，不妨碍上述水冷在将FT～FT-40℃的温度范围的急 冷作为目的的步骤和进行之后的冷却的多个冷却步骤中进行。当FT～ FT-40℃的平均冷却速度小于100℃/秒时，难以得到上述效果。FT～ FT-40℃的平均冷却速度优选为120℃/秒以上，更优选为150℃/秒以上。 上限不需要特别限定，但从抑制钢板内的温度偏差的观点出发，优选为 1000℃/秒以下。
上述的精轧终了后的高温区域的急冷(FT～FT-40℃的冷却)不限于 精轧的最终机架之后，也可以在轧制机架之间进行。即，也可以在进行急 速冷却后的机架中不轧制、或者以形状矫正和冷却控制等为目的而实施压 下率为8％以下的轧制。在该情况下，急冷后的轧制不包括在精轧工序中。
(750～600℃的停留时间：5～20秒)
若精轧后的热轧钢板达到750～600℃的温度区域，则从奥氏体向铁素 体的相变变得活跃。因此，通过使热轧钢板在上述温度区域中停留5秒钟 以上，促进从奥氏体向铁素体的相变，来得到所期望的铁素体面积率。若 在上述温度区域中的停留时间小于5秒，则从奥氏体向铁素体的相变不会 充分地进行，难以得到所期望的铁素体面积率。因此，在上述温度区域中 的停留时间设为5秒以上。优选为7秒以上。另一方面，若在上述温度区 域中的停留时间超过20秒，则铁素体过量地析出，或者珠光体、渗碳体析 出。因此，在上述温度区域中的停留时间设为20秒以下。优选为17秒以 下，更优选为14秒以下。
再者，在本实施方式中，所谓750～600℃的停留时间，表示从精轧后 的热轧钢板的温度到达750℃开始，温度降低直到到达600℃为止的时间， 在该时间范围内钢板不一定需要总是被冷却。
(从600℃到小于Ms的冷却停止温度为止的平均冷却速度：20℃/秒 以上)
Ms(℃)＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-21×[Mo] (3)
为了使在750～600℃的温度区域停留5～20秒间后的热轧钢板中残留 的未相变奥氏体相变为马氏体、贝氏体从而得到950MPa以上的抗拉强度， 将从600℃到小于用上述式(3)式表示的马氏体相变开始温度Ms的冷却 停止温度为止的平均冷却速度设为20℃/秒以上。当上述温度区域中的平均 冷却速度小于20℃/秒时，因在冷却中过量地形成珠光体等而难以得到所期 望的组织，结果难以得到950MPa以上的抗拉强度。上述温度区域中的平均冷却速度优选为40℃/秒以上，更优选为50℃/秒以上。上述温度区域中 的平均冷却速度的上限并无特别限定，但从抑制由热应变所致的板翘曲的 观点出发，优选为300℃/秒以下。
(从Ms到小于Ms的冷却停止温度为止的平均冷却速度：80℃/s以 上)
为了进一步提高钢板的抗拉强度，优选将从Ms到小于Ms的冷却停 止温度为止的平均冷却速度设为80℃/秒以上。更优选为100℃/秒以上， 更进一步优选为120℃/秒以上。上限不需要特别限定，但从板厚方向的组 织的均匀性的观点出发，优选为500℃/秒以下。更优选为400℃/秒以下。 另外，小于Ms的冷却停止温度优选为Ms-20℃以下，更优选为Ms-50℃ 以下。
冷却到小于Ms的冷却停止温度后，一般进行卷取。
在制造本实施方式涉及的热轧钢板时，也可以以例如形状矫正为目的 而适当实施公知的调质轧制。另外，也可以实施镀敷而制成镀敷钢板。关 于镀敷，不论是电镀和热浸镀的哪一种都可以，镀层种类也并无特别限制， 但一般是包括锌镀层和锌合金镀层的锌系镀层。作为镀敷钢板的例子，可 例示电镀锌钢板、电镀锌-镍合金钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢 板、热浸镀锌-铝合金钢板等。镀层附着量可以为通常的量。
对于本实施方式涉及的热轧钢板的板厚，并无特别限定，但在板厚过 厚的情况下，在钢板表层和内部生成的组织显著不同，因此优选为6.0mm 以下。另一方面，若板厚过薄，则热轧时的通板变得困难，因此，一般优 选为1.0mm以上。更优选为1.2mm以上，进一步优选为1.5mm以上。
实施例
将具有表1所示的化学组成(质量％)的钢进行熔炼并铸造后，通过 热锻造来制成30mm厚度的钢坯。将所得到的钢坯加热，采用试验用小型 串列式轧机，不论在超过FT+50℃且在FT+150℃以下之间的轧制和FT～ FT+50℃间的轧制中的哪一者中都进行2～4道次的多次轧制，在表2-1以 及表2-2所示的条件下实施热轧，加工成为2.5～3.5mm的板厚。在表2-1 和表2-2中示出制造条件。再者，带下划线的文字表示在本发明的范围外。
Figure BDA0002336506970000241
Figure BDA0002336506970000251
Figure BDA0002336506970000261
对所得到的热轧钢板，通过扫描型电子显微镜观察及EBSD解析，观 察与轧制方向和板厚方向平行的钢板截面，求出距钢板表面为板厚的1/4 的深度位置的组织的面积率和平均晶体粒径、及板厚中心部的各晶体取向 的极密度。
关于在EBSD解析中使用的试样，进行镜面研磨后，通过电解研磨除 去了观察面的表层的加工应变。关于EBSD解析，使用由热场发射型扫描 电子显微镜和EBSD检测器构成的たEBSD解析装置，在以距钢板的表面 为板厚的1/4的深度位置为中心的轧制方向为200μm、板厚方向为100μm 的区域中，以0.2μm的间隔将fcc和bcc区别而测定晶体取向信息，使用EBSD解析装置的附属软件(AMETEK公司制“OIM Analysis(注册商 标)”)，将晶体取向差为15°以上且等效圆直径为0.3μm以上的区域定义 为晶粒，求出bcc的平均晶体粒径及fcc(残余奥氏体)的面积率。再者， 关于bcc的平均晶体粒径，求出用下述[数1]表示的式子算出的值。式中， N表示平均晶体粒径的评价区域中所含的晶粒的数量，Ai表示第i个(i ＝1、2、··、N)晶粒的面积，di表示第i个晶粒的等效圆直径。
数1
Figure BDA0002336506970000271
铁素体、“贝氏体、马氏体(和残余奥氏体)”、以及其余组织(珠光 体和晶界渗碳体)的面积率通过SEM观察来求得。在此，残余奥氏体存 在于贝氏体和马氏体的板条、块间，难以将贝氏体和马氏体与残余奥氏体 区别，因此包含于“贝氏体、马氏体(和残余奥氏体)”中。从通过SEM观 察求得的“贝氏体、马氏体(和残余奥氏体)”的面积率减去通过EBSD解 析求得的fcc(残余奥氏体)的面积率，由此得到贝氏体和马氏体的面积率。
使用同样的装置，在板厚中心部，通过EBSD解析，在板厚中心部(从 板厚中心位置(距钢板的表面为板厚的1/2的深度位置)向钢板的表面方 向和背面方向分别为板厚的1/10程度的范围)将fcc和bcc进行区别来测 定4500～5500个bcc的晶粒取向信息，通过使用了级数展开法的ODF解 析，求出各晶体取向的极密度。
为了评价热轧钢板的机械特性，抗拉强度TS(MPa)、断裂总伸长率 El(％)依据JISZ 2241：2011来评价，r值以|Δr|的形式依据JIS Z 2254：2008来评价，放边性利用依据JISZ 2256：2010测定的扩孔率λ(％) 来评价。低温韧性采用断口转变临界温度vTrs(℃)来评价，依据JIS Z 2242：2005，使用将钢板加工成2.5mm小尺寸试样的V缺口试样，进行 夏比冲击试验来评价。
在表3-1和表3-2中示出钢组织、织构及机械特性的调查结果。再者， {100}<011>、{211}<011>、{311}<011>、{110}<011>和 {332}<113>取向群的最大极密度在表3-1和表3-2中表示为“主取向 群的最大极密度”。
关于抗拉强度，将为950MPa以上的情况视为高强度而判为合格，关 于|Δr|，将为0.40以下的情况视为放边性优异而判为合格，关于vTrs (℃)，将为-40℃以下的情况视为低温韧性优异而判为合格。加工性， 除了断裂总伸长率El、|Δr|的指标以外，也通过强度-断裂总伸长率平 衡(TS×El)和强度-放边性平衡(TS×λ)来评价。关于TS×El(MPa· ％)，将为14000MPa·％以上的情况视为高强度且伸长率优异而判为合 格，关于TS×λ(MPa·％)，将为50000MPa·％以上的情况视为高强度 且放边性优异而判为合格。
Figure BDA0002336506970000291
Figure BDA0002336506970000301
如表3-1和表3-2所示可知：本发明的发明例，具有950MPa以上的 抗拉强度、0.40以下的|Δr|、-40℃以下的vTrs，因此强度、放边性、 低温韧性优异。而且可知：具有14000MPa·％以上的TS×El、50000MPa· ％以上的TS×λ，因此兼备高的强度和伸长率及放边性。根据本发明，能够 得到强度、伸长率、放边性和低温韧性优异的热轧钢板。
与此相对，在化学组成、织构以外的钢组织、或织构在本发明的范围 外的比较例，强度、伸长率、放边性和低温韧性中的某项差。

Claims (9)

1.一种热轧钢板，其特征在于，具有下述化学组成：以质量％计，含有
C：0.02～0.20％、
Si：0.005～2.00％、
Mn：1.30～2.40％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
sol.Al：0.001～1.00％、
Ti：0.030～0.200％、
N：0.0010～0.0100％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.50％、
Mo：0～0.50％、
Cu：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
Cr：0～2.00％、
B：0～0.0100％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、和
REM：0～0.0100％，
余量包含Fe和杂质，
在距表面为板厚的1/4的深度位置，铁素体的面积率为10～55％，贝氏体和马氏体的合计面积率为45～90％，所述铁素体、所述贝氏体和所述马氏体的合计面积率为90％以上，平均晶体粒径为12.0μm以下，
在板厚中心部测定的织构中，{100}＜011＞、{211}＜011＞、{311}＜011＞、{110}＜011＞和{332}＜113＞取向群的最大极密度为8.0以下，且{211}＜011＞和{332}＜113＞的极密度的合计为10.0以下，
抗拉强度为950MPa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
Nb：0.001～0.100％、
V：0.005～0.50％、
Mo：0.001～0.50％、
Cu：0.02～1.00％、
Ni：0.02～1.00％、
Cr：0.02～2.00％和
B：0.0001～0.0100％
中的1种或2种以上。
3.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
Ca：0.0002～0.0100％、
Mg：0.0002～0.0100％和
REM：0.0002～0.0100％
中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，r值的面内各向异性的绝对值|Δr|为0.35以下，
其中，Δr＝(r0+r90-2×r45)/2
r0：轧制方向的r值；r90：与轧制方向正交的方向的r值；r45：与轧制方向成45°的方向的r值。
5.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，在制造权利要求1～4的任一项所述的热轧钢板时对具有权利要求1～3的任一项中记载的所述化学组成的板坯或钢坯实施多道次热轧来制造热轧钢板，
将所述多道次热轧中的加热温度设为1150～1350℃，
在将终轧温度以℃为单位表示为FT时，将超过所述FT+50℃且在所述FT+150℃以下之间的合计压下率设为50％以上，将所述FT～所述FT+50℃间的合计压下率设为40～80％，将所述FT～所述FT+50℃间的轧制所需的时间设为0.5～10.0秒，
在超过所述FT+50℃且在所述FT+150℃以下和所述FT～所述FT+50℃的各温度区域中进行2道次以上的轧制，
将所述FT设为通过式(1)求出的Ar3以上、且通过式(2)求出的TR以上、且1100℃以下来完成精轧后，在3.0秒以内开始水冷，将所述FT～750℃的平均冷却速度设为20℃/秒以上，
在750～600℃的温度区域停留5～20秒后，
将平均冷却速度设为20℃/秒以上来从600℃冷却到冷却停止温度，所述冷却停止温度小于通过式(3)求出的Ms，
Ar3(℃)＝901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[Al] (1)
TR(℃)＝800+700×[Ti]+1000×[Nb] (2)
Ms(℃)＝561-474×[C]-33×[Mn]-17×[Ni]-21×[Mo] (3)
其中，所述式(1)～(3)中的各元素符号表示各元素的以质量％计的含量。
6.根据权利要求5所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，将从所述Ms到所述冷却停止温度的平均冷却速度设为80℃/s以上，所述冷却停止温度小于所述Ms。
7.根据权利要求5所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，精轧完成后在0.3秒以内开始水冷，进行所述FT～所述FT-40℃的平均冷却速度为100℃/s以上的冷却。
8.根据权利要求6所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，精轧完成后在0.3秒以内开始水冷，进行所述FT～所述FT-40℃的平均冷却速度为100℃/s以上的冷却。
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，在轧制机架间进行下述工序：进行所述FT～所述FT-40℃的平均冷却速度为100℃/s以上的冷却。
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