CN114502759A

CN114502759A - 热轧钢板

Info

Publication number: CN114502759A
Application number: CN202080068117.7A
Authority: CN
Inventors: 首藤洋志; 筒井和政; 林宏太郎; 榊原章文; 安藤洵; 远藤将太
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2019-10-01
Filing date: 2020-09-04
Publication date: 2022-05-13
Anticipated expiration: 2040-09-04
Also published as: EP4039842B1; JP7239009B2; WO2021065346A1; KR102706912B1; EP4039842A1; KR20220050206A; JPWO2021065346A1; US20220389554A1; CN114502759B; MX2022003433A; EP4039842A4

Abstract

该热轧钢板具有预定的化学组分，在金相组织中，以面积％计，残留奥氏体小于3.0％，铁素体为15.0％以上且小于60.0％，珠光体小于5.0％，以＜110＞方向为轴，结晶取向差为60°的晶界的长度L₆₀与结晶取向差为7°的晶界的长度L₇之比即L_60/L7小于0.60，Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，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，涉及通过冲压加工等而成形为各种形状而利用的热轧钢板，尤其是高强度、且延展性及剪切加工性优异的热轧钢板。

本申请基于2019年10月1日在日本提交的特愿2019-181314号主张优先权，将其内容引用至此。

背景技术

近年来，从保护地球环境的观点出发，在多个领域都在努力削减二氧化碳排放量。在汽车制造商中，以降低油耗为目的的车身轻量化的技术开发也在盛行。但是，为了确保乘客的安全，提高耐碰撞特性的也是重点，因此车身轻量化并不容易。

为了兼顾车身轻量化和耐碰撞特性，研究了使用高强度钢板使构件薄壁化的方法。因此，强烈希望兼备高强度和优异的成形性的钢板。为了满足这些要求，以往开始就提出了几种技术方案。由于汽车零件有各种各样的加工方式，所要求的成形性因应用的构件不同而不同，但其中延展性被定位为成形性的重要指标。另外，汽车零件是通过冲压成型的方式而成形的，而该冲压成型的毛坯板多是通过生产率较高的剪切加工制造的。尤其在980MPa以上的高强度钢板中，由于剪切加工后的压印等后处理所需的负荷变大，为了不需要进行后处理，希望能够以高精度控制剪切加工后的毛边高度。

关于提高延展性的技术，例如专利文献1中公开了一种汽车用高强度钢板，其是在平均晶体粒径为10μm以下的铁素体中分散平均晶体粒径为5μm以下的残留奥氏体，耐碰撞安全性及成形性优异。在金相组织中包含残留奥氏体的钢板中，在加工中奥氏体相变为马氏体，由于相变诱发塑性而表现出较大的延展性，但生成硬质的马氏体会损害扩孔性。专利文献1中，还公开了通过使铁素体及残留奥氏体细微化，不仅是延展性，扩孔性也提高。

在专利文献2中，公开了一种在晶粒内细微分散由残留奥氏体及/或马氏体构成的第二相的、延展性及拉伸凸缘性优异的抗拉强度为980MPa以上的高强度钢板。

关于提高剪切加工性的技术，例如在专利文献3中公开了一种技术：通过将表层的铁素体粒径d_s与内部的铁素体晶粒d_b之比d_s/d_b控制在0.95以下，来控制冲切后的毛边高度。

专利文献4中公开了一种技术，通过减小P的含量来改善板端面的剥离或翻卷。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本国特开平11-61326号公报

专利文献2：日本国特开2005-177903号公报

专利文献3：日本国特开平10-168544号公报

专利文献4：日本国特开2005-298924号公报

发明内容

发明要解决的技术问题

专利文献1～4所公开的技术均为提高延展性或剪切加工后的端面形状的任一者的技术。然而，在专利文献1～3中，并未提及使这两种特性并存的技术。在专利文献4中，提及了剪切加工性与压制成型性的并存。然而，专利文献4所公开的钢板的强度为小于850MPa，因此有时难以将专利文献4所公开的技术应用于980MPa以上的高强度的部件中。

本发明是鉴于现有技术的上述问题而提出的，其目的在于提供一种热轧钢板，其具有高强度，同时具有优异的延展性及剪切加工性。

用于解决技术问题的技术手段

本发明的发明者们鉴于上述技术问题，针对热轧钢板的化学组分、金相组织与机械特性的关系反复深入研究，最终得到以下的见解(a)～(h)，完成了本发明。此外，所谓具有优异的剪切加工性，表现为剪切加工后的毛边高度较小。此外，所谓具有优异的强度或者高强度，表示抗拉强度为980MPa以上。

(a)为了获得优异的抗拉(最大)强度，优选活用硬质组织。即，优选在组织中包含马氏体或贝氏体。

(b)然而，由于硬质组织是缺乏延展性的组织，因此简单地仅设为以这些为主体的金相组织，不能确保优异的延展性。

(c)为了使高强度的热轧钢板兼具有优异的延展性，有效的是适量地含有延展性高的铁素体。

(d)铁素体通常是软质的，为了得到希望的强度，需要将Ti、Nb、V等活用作为析出强化元素。因此，需要在热轧工艺中实施中间空冷，得到适当量的析出强化铁素体。

(e)硬质组织通常是在600℃以下的相变中形成的，但在该温度域中，大量形成以＜110＞方向为轴、结晶取向差为60°的晶界及结晶取向差为7°的晶界。

(f)在生成以＜110＞方向为轴、结晶取向差为7°的晶界时，硬质组织中容易积存位错。在硬质相中，这样的晶界的密度高，且均匀地分散(即，上述那样的晶界的总计长度较大)的金相组织中，在剪切加工时硬质组织中积存位错，因此容易从硬质组织内部发生裂纹。其结果，在间隙较大的条件下进行剪切加工也容易发生裂纹，抑制产生过大的毛边。

(g)为了使以＜110＞方向为轴、结晶取向差为7°的晶界均匀地分散在硬质相中，需要将Mn浓度的标准偏差设定为一定值以下。为了将Mn浓度的标准偏差设定在一定值以下，在板坯加热时在700～850℃的温度域保持900秒以上后，进一步加热，在1100℃以上的温度域保持6000秒以上，且需要在850℃～1100℃的温度域进行热轧以使总计90％以上的板厚减少。若滞留时间短或板厚减少幅度小，则Mn的微量偏析变大，因此不能将Mn浓度的标准偏差设定在一定值以下，结晶取向差为7°的晶界没有均匀地分布。

(h)为了增大以＜110＞方向为轴、结晶取向差为7°的晶界的长度，需要骤冷至室温。在250℃以上的温度停止冷却时，上述晶界的长度减少。

基于上述见解所得到的本发明的宗旨如以下。

(1)本发明的一方案的热轧钢板，化学组分以质量％计，含有

C：0.050～0.250％；

Si：0.05～3.00％；

Mn：1.00～4.00％；

Ti、Nb及V中一种或两种以上：总计为0.060～0.500％；

sol.Al：0.001～2.000％；

P：0.100％以下；

S：0.0300％以下；

N：0.1000％以下；

O：0.0100％以下；

Cu：0～2.00％；

Cr：0～2.00％；

Mo：0～1.00％；

Ni：0～2.00％；

B：0～0.0100％；

Ca：0～0.0200％；

Mg：0～0.0200％；

REM：0～0.1000％；

Bi：0～0.020％；

Zr、Co、Zn及W中一种或两种以上：总计为0～1.00％；以及

Sn：0～0.050％，

剩余部分由Fe及杂质构成，

在平行于轧制方向的截面中，在表面至板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金相组织中，

以面积％计，残留奥氏体为小于3.0％，铁素体为15.0％以上且小于60.0％，珠光体小于5.0％，以＜110＞方向为轴，结晶取向差为60°的晶界的长度L₆₀与结晶取向差为7°的晶界的长度L₇之比即L₆₀/L₇小于0.60，Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，

抗拉强度为980MPa以上。

(2)也可以是，上述(1)所述的热轧钢板，表层的平均晶体粒径为小于3.0μm。

(3)也可以是，上述(1)或(2)所述的热轧钢板，所述化学组分，以质量％计，含有从由

Cu：0.01～2.00％；

Cr：0.01～2.00％；

Mo：0.01～1.00％；

Ni：0.02～2.00％；

B：0.0001～0.0100％；

Ca：0.0005～0.0200％；

Mg：0.0005～0.0200％；

REM：0.0005～0.1000％；及

Bi：0.0005～0.020％

构成的组中选择的一种或两种以上。

发明效果

根据本发明的上述方案，可以得到具有优异的强度、延展性及剪切加工性的热轧钢板。此外，根据本发明的上述优选的方案，在具有上述诸特性的基础上，可以进一步得到抑制弯曲内开裂的发生的、即抗弯曲内开裂性优异的热轧钢板。

本发明的上述方案中的热轧钢板优选作为汽车零件、机械结构部件以至于建筑构件所使用的工业用材料。

附图说明

图1是用于说明剪切加工后的毛边高度的图。

具体实施方式

针对本实施方式的热轧钢板(以下，有时简记为钢板)的化学组分及金相组织，基于以下具体地说明。其中，本发明并不仅限制于本实施方式所公开的结构，在不脱离本发明的宗旨的范围内能够进行各种变更。

下面夹着“～”记载的数值限定范围中，下限值及上限值包含在该范围中。对于表示为“小于”或“高于”的数值，其值不包含在数值范围中。在以下的说明中，关于钢板的化学组分的％只要没有特别指定则为质量％。

1.化学组分

本实施方式的热轧钢板，以质量％计，包含：C：0.050～0.250％；Si：0.05～3.00％；Mn：1.00～4.00％；Ti、Nb及V中一种或两种以上：总计为0.060～0.500％；sol.Al：0.001～2.000％；P：0.100％以下；S：0.0300％以下；N：0.1000％以下；O：0.0100％以下；以及剩余部分：Fe及杂质。以下针对各元素详细地说明。

(1-1)C：0.050～0.250％

C使硬质相的百分比上升，同时通过与Ti、Nb、V等的析出强化元素耦合，使铁素体的强度上升。C含量小于0.050％时，难以得到希望的强度。因此，C含量设为0.050％以上。C含量优选为0.060％以上，较优选为0.070％以上，更加优选为0.080％以上。另一方面，C含量高于0.250％时，通过降低铁素体的百分比，热轧钢板的延展性降低。因此，C含量设为0.250％以下。C含量优选为0.200％以下，较优选为0.150％以下。

(1-2)Si：0.05～3.00％

Si具有促进铁素体的生成、提高热轧钢板的延展性的作用，以及固溶强化铁素体、提高热轧钢板的强度的作用。此外，Si具有通过脱氧使钢健全(抑制钢中产生气孔等的缺陷)的作用。Si含量小于0.05％时，不能得到上述作用的效果。因此，Si含量设定为0.05％以上。Si含量优选为0.50％以上，较优选为0.80％以上。然而，Si含量高于3.00％时，热轧钢板的表面性状及化学转化处理性、以及延展性即焊接性显著变差，同时A₃相变点显著上升。由此，难以稳定地进行热轧。因此，Si含量设为3.00％以下。Si含量优选为2.70％以下，较优选为2.50％以下。

(1-3)Mn：1.00～4.00％

Mn具有抑制铁素体相变、使热轧钢板高强度的作用。Mn含量小于1.00％时，不能得到980MPa以上的抗拉强度。因此，Mn含量设为1.00％以上。Mn含量优选为1.50％以上，较优选为1.80％以上。另一方面，Mn含量高于4.00％时，起因于Mn的偏析，硬质相中的晶粒的角度差变得不均匀，难以得到希望的剪切加工性。因此，Mn含量设为4.00％以下。Mn含量优选为3.70％以下，较优选为3.50％以下。

(1-4)Ti、Nb及V的一种或两种以上：总计为0.060～0.500％

Ti、Nb及V是作为碳化物及氮化物、在钢中细微地析出，通过析出强化来提高钢的强度的元素。此外，这些元素通过形成上述碳化物来固定C，抑制生成对于剪切加工性有害的渗碳体的元素。为了获得这些效果，将Ti、Nb及V的总计含量设为0.060％以上。此外，不需要含有Ti、Nb及V的全部，含有任一种即可。包含任一种的情况下，该元素的含量为0.060％以上即可。若任一种其含量为0.060％以上，则能够得到上述效果。Ti、Nb及V的总计含量优选为0.080％以上，较优选为0.090％以上，更加优选为0.100％以上。另一方面，Ti、Nb及V的总计含量高于0.500％时，加工性变差。因此，将Ti、Nb及V的总计含量设为0.500％以下。优选为0.300％以下，较优选为0.250％以下，更加优选为0.120％以下。

(1-5)sol.Al：0.001～2.000％

Al与Si同样地，具有对钢脱氧、使钢健全的作用，同时具有促进铁素体的生成，提高热轧钢板的延展性的作用。sol.Al含量小于0.001％时，不能得到基于上述作用的效果。因此，sol.Al含量设为0.001％以上。sol.Al含量优选为0.010％以上。另一方面，sol.Al含量高于2.000％时，上述效果饱和并且经济方面不优选，因此sol.Al含量设为2.000％以下。sol.Al含量优选为1.500％以下、1.300％以下。

此外，所谓sol.Al，表示酸可溶性Al，表示以固溶状态存在于钢中的固溶Al。

(1-6)P：0.100％以下

P是通常作为不可避免的杂质而含有的元素，但是具有通过固溶强化提高热轧钢板的强度的作用的元素。因此，可以积极地使其含有P。然而，P是容易偏析的元素，P含量高于0.100％时，晶界偏析引起的成型性及韧性的降低变得显著。因此，P含量设为0.100％以下。P含量优选为0.030％以下。P含量的下限不需要特别地规定，但出于精炼成本的观点，优选设为0.001％。

(1-7)S：0.0300％以下

S是作为不可避免的杂质而含有的元素，在钢中形成硫化物系夹杂物而使热轧钢板的成形性降低。S含量高于0.0300％时，热轧钢板的成形性显著降低。因此，S含量设为0.0300％以下。S含量优选为0.0050％以下。S含量的下限并不需要特别地规定，但出于精炼成本的观点，优选设为0.0001％。

(1-8)N：0.1000％以下

N是作为不可避免的杂质而在钢中含有的元素，具有使热轧钢板的成形性降低的作用。N含量高于0.1000％时，热轧钢板的成形性显著降低。因此，N含量设为0.1000％以下。N含量优选为0.0800％以下，较优选为0.0700％以下。N含量的下限并不需要特别规定，但在含有Ti、Nb及V的一种或两种以上而使金相组织更微细化的情况下，为了促进碳氮化物的析出而N含量优选为0.0010％以上，较优选为0.0020％以上。

(1-9)O：0.0100％以下

O若在钢中含有较多则会形成作为破坏的起点的粗大的氧化物，引起脆性破坏或氢致开裂。因此，O含量设为0.0100％以下。O含量优选为0.0080％以下或者0.0050％以下。在钢液的脱氧时，为了使较多细微的氧化物分散，O含量可以设为0.0005％以上或0.0010％以上。

本实施方式的热轧钢板的化学组分的剩余部分可以是Fe及杂质。在本实施方式中，所谓杂质，表示从作为原料的矿石、废料、或制造环境等混入其中的物质、或者在对本实施方式的热轧钢板不会造成不良影响的范围内允许的物质。

本实施方式的热轧钢板，代替Fe的一部分，可以含有Cu、Cr、Mo、Ni、B、Ca、Mg、REM、Bi、Zr、Co、Zn、W及Sn作为任意元素。不含有上述任意元素时的含量的下限为0％。以下，针对上述任意元素进行详细的说明。

(1-10)Cu：0.01～2.00％、Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、Ni：0.02～2.00％及B：0.0001～0.0100％

Cu、Cr、Mo、Ni及B均具有提高热轧钢板的淬火性的作用。此外，Cr及Ni具有使残留奥氏体稳定的作用，Cu及Mo具有在钢中作为碳化物析出、提高热轧钢板的强度的作用。并且，Ni在含有Cu的情况下，具有有效地抑制Cu引起的板坯的晶界开裂的作用。因此，可以含有这些元素的一种或两种以上。

如上所述，Cu具有提高热轧钢板的淬火性的作用以及低温下在钢中作为碳化物析出、提高热轧钢板的强度的作用。为了更可靠地得到基于上述作用的效果，Cu含量优选设为0.01％以上，较优选为0.05％以上。然而，Cu含量高于2.00％时，有时会发生板坯的晶界开裂。因此，Cu含量设为2.00％以下。Cu含量优选为1.50％以下或1.00％以下。

如上所述，Cr具有提高热轧钢板的淬火性的作用以及使残留奥氏体稳定化的作用。为了更可靠地得到基于上述作用的效果，优选将Cr含量设为0.01％以上，较优选设为0.05％以上。然而，Cr含量高于2.00％时，热轧钢板的化学转化处理性显著降低。因此，Cr含量设为2.00％以下。

如上所述，Mo具有提高热轧钢板的淬火性以及在钢中作为碳化物析出、提高热轧钢板的强度的作用。为了更可靠地得到基于上述作用的效果，优选将Mo含量设为0.01％以上，较优选设为0.02％以上。然而，即使Mo含量设为高于1.00％，基于上述作用的效果饱和而在经济方面不优选。因此，Mo含量设为1.00％以下。Mo含量优选为0.50％以下或0.20％以下。

如上所述，Ni具有提高热轧钢板的淬火性的作用。此外，Ni在含有Cu的情况下，具有有效抑制Cu引起的板坯的晶界开裂的作用。为了更可靠地得到基于上述作用的效果，优选将Ni含量设为0.02％以上。Ni是昂贵的元素，因此大量含有其在经济方面并不优选。因此，Ni含量设为2.00％以下。

如上所述，B具有提高热轧钢板的淬火性的作用。为了更可靠地得到基于该作用的效果，优选将B含量设为0.0001％以上，较优选设为0.0002％以上。然而，B含量高于0.0100％时，热轧钢板的成形性显著降低，因此B含量设为0.0100％以下。B含量优选为0.0050％以下。

(1-11)Ca：0.0005～0.0200％、Mg：0.0005～0.0200％、REM：0.0005～0.1000％以及Bi：0.0005～0.020％

Ca、Mg及REM均具有通过将钢中的夹杂物的形状调整为优选的形状，提高热轧钢板的成形性的作用。此外，Bi具有通过使凝固组织微细化，提高热轧钢板的成形性的作用。因此，可以含有这些元素的一种后或两种以上。为了更可靠地得到基于上述作用的效果，优选将Ca、Mg、REM及Bi的任一种以上的含量设为0.0005％以上。然而，Ca含量或Mg含量高于0.0200％时，或者REM含量高于0.1000％时，在钢中过剩生成夹杂物，反而有时会降低热轧钢板的成形性。此外，即使将Bi含量设为高于0.020％，基于上述作用的效果也会饱和，在经济方面是不优选的。因此，将Ca含量、Mg含量设为0.0200％以下，将REM含量设为0.1000％以下，并且将Bi含量设为0.020％以下。Bi含量优选为0.010％以下。

在此，REM是指由Sc、Y及镧系元素构成的总计17元素，上述REM的含量是指这些元素的总计含量。镧系元素的情况下，工业上是以混合稀土金属的方式添加。

(1-12)Zr、Co、Zn及W中一种或两种以上：总计为0～1.00％及Sn：0～0.050％

针对Zr、Co、Zn及W，本发明的发明者们确认到：即使将这些元素以总计1.00％以下含有，也不会损害本实施方式的热轧钢板的效果。因此，可以将Zr、Co、Zn及W中一种或两种以上总计含有1.00％以下。

此外，本发明的发明者们确认到：即使少量含有Sn，也不会损害本实施方式的热轧钢板的效果。然而，含有大量Sn时，热轧时有时会产生缺陷，因此Sn含量设为0.050％以下。

2.热轧钢板的金相组织

接着，针对本实施方式的热轧钢板的金相组织进行说明。

在本实施方式的热轧钢板中，在平行于轧制方向的截面中，表面至板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金相组织中，以面积％计，残留奥氏体小于3.0％，铁素体为15.0％以上且小于60.0％，珠光体小于5.0％，以＜110＞方向为轴，结晶取向差为60°的晶界长度L₆₀、与结晶取向差为7°的晶界长度L₇之比即L₆₀/L₇小于0.60，Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下。因此，本实施方式的热轧钢板可以得到高强度、优异的延展性及剪切加工性。此外，在本实施方式中，规定平行于轧制方向的截面的、表面至板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金相组织，是因为该位置处的金相组织表示钢板的代表性的金相组织。

(2-1)残留奥氏体的面积百分率：小于3.0％

残留奥氏体是在室温下也作为面心立方格子而存在的金相组织。残留奥氏体具有通过相变诱发塑性(TRIP)提高热轧钢板的延展性的作用。另一方面，残留奥氏体在剪切加工中相变为高碳素的马氏体，阻碍稳定的裂纹发生，成为粗大的毛边的原因。残留奥氏体的面积百分率为3.0％以上时，上述作用显现，热轧钢板的剪切加工性变差。因此，残留奥氏体的面积百分率设为小于3.0％。残留奥氏体的面积百分率优选为小于1.0％。残留奥氏体越少而越优选，因此残留奥氏体的面积百分率可以为0％。

残留奥氏体的面积百分率的测定方法，存在X射线衍射、EBSP(电子背散射衍射像，Electron Back Scattering Diffraction Pattern)解析、基于磁测定的方法等，存在因测定方法不同而测定值不同的情况。在本实施方式中，残留奥氏体的面积百分率通过X射线衍射测定。

在本实施方式中的基于X射线衍射的残留奥氏体面积百分率的测定中，首先，在热轧钢板的板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的、平行于轧制方向的截面中，使用Co-Ka射线，求得α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)合计6峰的积分强度，使用强度平均法计算，从而得到残留奥氏体的面积百分率。

(2-2)铁素体的面积百分率：15.0％以上且小于60.0％

铁素体是在相对高的温度下fcc相变为bcc时生成的组织。铁素体由于加工硬化率较高，因此具有提高热轧钢板的强度-延展性平衡的作用。为了得到上述的作用，铁素体的面积百分率设为15.0％以上。优选为16.0％以上。另一方面，铁素体由于强度低，若面积百分率过剩则不能得到希望的抗拉强度。因此，铁素体面积百分率设为小于60.0％。优选地设为50.0％以下。

此外，在本实施方式的热轧钢板中，作为残留奥氏体、铁素体及珠光体以外的剩余部分组织，包含由总计的面积百分率为高于32.0％且85.0％以下的贝氏体及马氏体的一种或两种构成的硬质组织。

(2-3)珠光体的面积百分率：小于5.0％

珠光体是在铁素体彼此之间呈层状析出渗碳体的片层状的金相组织，或者与贝氏体或马氏体相比较软质的金相组织。珠光体的面积百分率为5.0％以上时，珠光体所包含的渗碳体消耗碳，剩余部分组织即马氏体或贝氏体的强度降低，不能得到980MPa以上的抗拉强度。因此，珠光体的面积百分率小于5.0％。珠光体的面积百分率优选为3.0％以下。为了提高热轧钢板的拉伸凸缘性，优选尽可能降低珠光体的面积百分率，其下限设为0％。

铁素体及珠光体的面积百分率的测定，通过以下的方法进行。将板宽方向中央位置处的、平行于轧制方向的截面加工成镜面，在室温下使用不含碱性溶液的硅酸胶研磨8分钟，除去被导入试样的表层的应变。在试样截面的长度方向的任意位置，以能够分析表面至板厚的1/4深度的方式，以0.1μm的测定间隔、通过电子背散射衍射法测量长度50μm、表面至板厚的1/8深度～表面至板厚的3/8深度的区域，得到结晶取向信息。测量中，使用由热敏电场放射扫描式电子显微镜(JEOL制造的JSM-7001F)与EBSD检测器(TSL制造的DVC5型检测器)所构成的EBSD分析装置。此时，EBSD分析装置内的真空度为9.6×10^－5Pa以下，加速电压为15kv，照射电流电平为13，电子束的照射电平为62。

进一步，在同一视野中拍摄反射电子像。首先，从反射电子图像中确定铁素体和渗碳体呈层状析出的晶粒，通过计算该晶粒的面积百分率，得到珠光体的面积百分率。其后，对于除被判定为珠光体的晶粒以外的晶粒，将所得到的结晶取向信息使用EBSD分析装置附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“Grain Average Misorientation(晶粒平均取向差)”功能，将Grain Average Misorientation值为1.0°以下的区域判定为铁素体。通过求得被判定为铁素体的区域的面积百分率，从而得到铁素体的面积百分率。

剩余部分组织的面积百分率通过由100％减去残留奥氏体的面积百分率、铁素体的面积百分率以及珠光体的面积百分率而得到。

(2-4)以＜110＞方向为轴，结晶取向差为60°的晶界的长度L₆₀与结晶取向差为7°的晶界的长度L₇之比即L₆₀/L₇：小于0.60

为了得到980MPa以上的高强度，需要将母相设为硬质组织。硬质组织通常在600℃以下的相变中形成，但在该温度域中以＜110＞方向为轴，大量形成有结晶取向差为60°的晶界与结晶取向差为7°的晶界。以＜110＞方向为轴，生成结晶取向差为7°的晶界时，硬质组织中不易积存位错。因此，在硬质相中，这样的晶界的密度高，且均匀地分散的(即如上述那样的晶界的总计长度较大)金相组织中，由于硬质相变形而应变容易集中在硬质组织的内部，容易从该处产生裂纹。其结果，即使以间隙较大的条件进行剪切加工，也容易从冲孔侧以及模具侧双方产生裂纹，抑制产生过大的毛边。

另一方面，在以＜110＞方向为轴，结晶取向差为60°的晶界中，位错容易积存在硬质相中。因此，在硬质相中，在这样的晶界的密度较高的金相组织中，硬质相不会变形，因此剪切加工时难以对硬质相中导入位错。其结果，来自硬质相内部的裂纹发生得以抑制，因此毛边的形成变缓，促进过大的毛边发生。因此，以＜110＞方向为轴，将结晶取向差为60°的晶界的长度设为L₆₀，将结晶取向差为7°的晶界的长度设为L₇时，以间隙较大的条件进行剪切加工后的过大的毛边发生的容易度由L₆₀/L₇所控制。在L₆₀/L₇为0.60以上的情况下，通过上述作用容易产生过大的毛边。因此，为了提高热轧钢板的剪切加工性，需要将L₆₀/L₇设为小于0.60。

此外，以＜110＞方向为轴、结晶取向差为X°的晶界，是指在确定某个晶界处相邻的两个晶粒A和晶粒B时，通过使单侧的晶粒B沿着＜110＞轴旋转X°，具有晶粒A与晶粒B的结晶取向一致的结晶学上的关系的晶界。其中，若考虑到结晶取向的测定精度，允许与一致的取向关系±4°的取向差。

在本实施方式中，使用EBSP-OIM(Electron Back Scatter DiffractionPattern-Orientation Image Microscopy：电子背散射衍射成像-显微取向成图)法测量上述那样的晶界的长度L₇及L₆₀。在EBSP-OIM法中，扫描式电子显微镜(SEM)内对高倾斜的试样照射电子束，通过高灵敏度照相机拍摄背散射而形成的菊池图案，通过计算机对拍摄的照片进行图像处理，可以在短时间内测量照射点的结晶取向。EBSP-OIM法使用将扫描式电子显微镜及EBSP分析装置组合的装置及AMETEK社制造的OIM Analysis(注册商标)进行。在EBSP-OIM法中，可以解析试样表面的微细结构以及结晶取向，因此可以定量地求得具有特定的结晶取向差的晶界的长度。此外，EBSP-OIM法的可分析区域是通过SEM可以观察的区域。虽然也取决于SEM的分辨率，但通过EBSP-OIM法，可以以最小20nm的分辨率进行分析。

测量平行于轧制方向的截面中的、钢板表面至板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金相组织的特定晶界的长度时，以1200倍的倍率、在40μm×30μm的区域中，至少5视野中进行解析，将＜110＞方向作为轴，计算结晶取向差为60°的晶粒的长度的平均值，从而得到L₆₀。同样地，将＜110＞方向作为轴，计算结晶取向差为7°的晶界的长度的平均值，从而得到L₇。此外，如前所述允许±4°的取向差。

此外，铁素体及珠光体是软质相，对硬质相内部的位错积存效果造成的影响小，此外残留奥氏体并不是在600℃以下的相变中生成的组织，不具有位错积存的效果。因此，在本测定方法中，铁素体、珠光体及残留奥氏体不作为解析的对象。以与珠光体的面积百分率的测定方法同样的方法确定珠光体，以与铁素体的面积百分率的测定方法同样的方法确定铁素体，可以将珠光体及铁素体从解析对象中除外。此外，在EBSP-OIM法中，可以将晶体结构为fcc的残留奥氏体从解析对象中除外。

(2-5)Mn浓度的标准偏差：0.60质量％以下

本实施方式的热轧钢板的表面至板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下。由此，可以使以＜110＞方向为轴、结晶取向差为7°的晶界均匀地分散。其结果，可以得到优异的剪切加工性。Mn浓度的标准偏差的下限，出于抑制过大毛边的观点，其值越小越优选，但由于制造工艺的制约，实质的下限为0.10质量％。

在将热轧钢板的平行于轧制方向的截面镜面研磨后，用电子探针分析仪(EPMA)测定热轧钢板的表面至板厚的1/4深度且板宽方向中央位置，测定Mn浓度的标准偏差。测定条件，将加速电压设为15kV，将倍率设为5000倍，测量试样轧制方向上20μm及试样板厚方向上20μm的范围的分布像。更具体而言，将测定间隔设为0.1μm，测定40000处以上的Mn浓度。接着，根据从所有测定点得到的Mn浓度计算标准偏差，从而得到Mn浓度的标准偏差。

(2-6)表层的平均晶体粒径：小于3.0μm

若表层的结晶粒径较细，则能够抑制热轧钢板的弯曲内侧裂纹。钢板强度越高，越容易在弯曲加工时从弯曲内侧发生龟裂(以下，称为弯曲内侧裂纹)。弯曲内侧裂纹的机制如以下进行推定。在弯曲加工时在弯曲内侧产生压缩的应力。最初弯曲内侧整体均匀地变形的同时进行加工，但加工量增大时仅通过均匀的变形就不能负担变形，局部性地应变集中从而变形发展(产生剪切变形带)。该剪切变形带进一步成长，从而从弯曲内侧表面沿着剪切带的龟裂产生、成长。随着高强度化而容易发生弯曲内侧裂纹的理由可以推定是，因为伴随高强度化而加工硬化能降低，均匀的变形难以发展，容易发生变形的偏斜，从而在加工早期(或者以宽松的加工条件)发生剪切变形带。

根据本发明的发明者们的研究可知，弯曲内侧裂纹在抗拉强度980MPa及以上的钢板中变得显著。此外，本发明的发明者们发现：热轧钢板的表层的结晶粒径越细，越抑制局部性的应变集中，不易发生弯曲内侧裂纹。为了得到上述作用，优选热轧钢板的表层的平均晶体粒径小于3.0μm。较优选2.5μm以下。

此外，在本实施方式中，所谓表层是指热轧钢板的表面～表面至深度50μm位置的区域。

表层的结晶粒径使用前述的EBSP-OIM法测定。在平行于轧制方向的截面中的、热轧钢板的表面～距表面为深度50μm位置且板宽方向中央位置的区域中，以1200倍的倍率、在40μm×30μm的区域中，至少在5视野中进行解析，将相邻的测定点的角度差为5°以上的位置定义为结晶粒界，计算面积平均的结晶粒径。将所得到的面积平均的结晶粒径作为表层的平均晶体粒径。

此外，残留奥氏体并不是以600℃以下的相变生成的组织，不具有位错积存的效果，因此在本测定方法中，残留奥氏体并不作为解析的对象。如上所述，在EBSP-OIM法中，可以将晶体结构为fcc的残留奥氏体从解析对象中除外。

3.抗拉强度特性

热轧钢板的机械性性质中抗拉强度特性(抗拉强度、总伸长率)以JIS Z 2241：2011为标准评价。试验片是JIS Z 2241：2011的5号试验片。抗拉试验片的提取位置是距离板宽方向的端部1/4部分，将垂直于轧制方向的方向作为长度方向即可。

本实施方式的热轧钢板，抗拉(最大)强度为980MPa以上。抗拉强度小于980MPa时，应用部件受限定，对车身轻量化的贡献小。上限并不需要特别地限定，但出于抑制模具磨损的观点，可以设为1780MPa。此外，作为延展性的指标的抗拉强度与总伸长率之积(TS×El)优选为15000MPa·％以上。抗拉强度与总伸长率之积小于15000MPa·％时，应用部件受限定，对车身轻量化的贡献小。

4.板厚

本实施方式的热轧钢板的板厚并不特别地限定，但可以设为0.6～8.0mm。热轧钢板的板厚小于0.6mm时，难以确保轧制结束温度并且轧制负荷过大，有时难以进行热轧。因此，本实施方式的热轧钢板的板厚可以设为0.6mm以上。优选为1.2mm以上或1.4mm以上。另一方面，板厚高于8.0mm时，难以进行金相组织的微细化，有时难以得到上述的金相组织。因此，板厚可以设为8.0mm以下。优选为6.0mm以下。

5.其他

(5-1)镀敷层

具有上述的化学组分及金相组织的本实施方式的热轧钢板可以是以提高表面耐腐蚀性等为目的，包括镀敷层而构成表面处理钢板。镀敷层可以是电镀敷层也可以是热浸镀敷层。作为电镀敷层，例示出电镀锌、电镀合金Zn－Ni等。作为热浸镀敷层，热浸镀锌、合金化热浸镀锌、热浸镀铝、热浸镀Zn－Al合金、热浸镀Zn－Al－Mg合金、热浸镀Zn－Al－Mg－Si合金等。镀敷附着量并不特别限制，与以往相同即可。此外，在镀敷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敷与干燥)，能够进一步提高耐腐蚀性。

6.制造条件

具有上述的化学组分及金相组织的本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法，如以下。

为了得到本实施方式的热轧钢板，重要的是，在以预定的条件进行板坯的加热后进行热轧，加速冷却至预定的温度域，其后缓冷却，控制卷绕以前的冷却历史。

在本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法中，依次进行以下的工序(1)～(7)。此外，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。

(1)将板坯在700℃～850℃的温度域中保持900秒以上后，进一步加热，在1100℃以上的温度域保持6000秒以上。

(2)在850～1100℃的温度域进行热轧使得减少总计90％以上的板厚。

(3)以轧制结束温度Tf成为由下述式(1)表示的温度T1(℃)以上的方式结束热轧。

(4)在热轧结束后1秒以内，冷却至轧制结束温度Tf－50℃以下的温度域后，以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却至600～730℃的温度域。其中，在热轧结束后1秒以内，冷却至轧制结束温度Tf－50℃以下的温度域是较优选的冷却条件。

(5)在600～730℃的温度域，进行平均冷却速度小于5℃/s的缓冷却2.0秒以上。

(6)以50℃/s以上的平均冷却速度冷却至250℃以下的温度域。

(7)在250℃以下的温度域卷绕。

T1(℃)＝868－396×[C]－68.1×[Mn]+24.6×[Si]－36.1×[Ni]－24.8×[Cr]－20.7×[Cu]+250×[sol.Al]…(1)

其中，上述式(1)中的[元素标号]表示钢中的各元素的含量(质量％)。不含有元素的情况下代入0。

(6-1)供板坯、热轧时的板坯温度及保持时间

供热轧的板坯可以使用通过连续铸造所得到的板坯，或通过铸造、开坯所得到的板坯等，根据需要可以使用在其中加入热轧加工或冷轧加工的板坯。供热轧的板坯需要在加热时的700～850℃的温度域保持900秒以上后，进一步加热，以1100℃以上的温度域保持6000秒以上。此外，保持在700～850℃的温度域时，可以使钢板温度在该温度域变动，也可以固定。此外，保持在1100℃以上时，可以使钢板温度在1100℃以上的温度域变动，也可以固定。

在700～850℃的奥氏体相变中，在铁素体与奥氏体之间分配Mn，通过增长其相变时间，Mn可以在铁素体区域内扩散。由此，消除板坯中不均匀的Mn微量偏析，可以显著地减少Mn浓度的标准偏差。此外，为了使板坯加热时的奥氏体粒均匀，必须在1100℃以上加热6000秒以上。

热轧优选作为多道次轧制使用可逆式轧机或串列式轧机。尤其出于工业方面的生产性的观点，较优选至少在最终的几段进行使用串列式轧机的热轧。

(6-2)热轧的压下率：以850～1100℃的温度域减少总计90％以上的板厚

通过进行热轧，使得以850～1100℃的温度域减少总计90％以上的板厚，主要实现再结晶奥氏体粒的细微化，并且促进应变能量向未再结晶奥氏体粒内的积存，促进奥氏体的再结晶，同时促进Mn的原子扩散，可以减小Mn浓度的标准偏差。因此，进行热轧，使得在850～1100℃的温度域减小总计90％以上的板厚。

此外，所谓减小850～1100℃的温度域的板厚，将该温度域的轧制中的最初的道次前的入口板厚设为t₀，将该温度域的轧制中的最终道次后的出口板厚设为t₁时，可以以(t₀－t₁)/t₀×100(％)表示。

(6-3)轧制结束温度Tf：T1(℃)以上

轧制结束温度Tf优选设为T1(℃)以上。通过将轧制结束温度Tf设为T1(℃)以上，可以抑制奥氏体中的铁素体核位点数过度增大，抑制最终组织(制造后的热轧钢板的金相组织)中的铁素体的生成，可以得到高强度的热轧钢板。

(6-4)在热轧结束后1秒以内，冷却至轧制结束温度Tf－50℃以下的温度域，其后以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却至600～730℃的温度。其中，在热轧结束后1秒以内，冷却至轧制结束温度Tf－50℃以下的温度域是较优选的冷却条件。

为了抑制通过热轧而细粒化的奥氏体结晶粒的生长，较优选为在热轧结束后1秒以内，冷却至50℃以上。为了在热轧结束后1秒以内冷却至轧制结束温度Tf－50℃以下的温度域，在刚热轧结束后进行平均冷却速度较大的冷却，例如将冷却水喷射至钢板表面即可。通过在热轧结束后1秒以内冷却至Tf－50℃以下的温度域，可以使表层的结晶粒径微细化，可以提高耐弯曲内侧开裂性。

此外，通过以50℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却至730℃以下，可以抑制生成析出强化量较少的铁素体及珠光体。由此，热轧钢板的强度提高。此外，此处所说的平均冷却速度，是指将加速冷却开始时至加速冷却结束时为止的钢板的温度下降幅度除以加速冷却开始时至加速冷却结束时所要时间后的值。

在热轧结束后的冷却中，冷却至轧制结束温度Tf－50℃以下的温度域的时间超过1秒时，弯曲内侧开裂性变差。此外，加速冷却时的平均冷却速度小于50℃/秒，或者冷却停止温度高于730℃，则钢板内部的析出强化量较少的铁素体相变及/或珠光体相变显著，难以得到980MPa以上的抗拉强度。因此，优选地，在热轧结束后1秒以内，冷却至轧制结束温度Tf－50℃以下的温度域，其后以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却至730℃以下。冷却速度的上限值并不特别地规定，但若加快冷却速度则冷却设备为大规模，因此设备成本升高。因此，若考虑设备成本，则优选300℃/秒以下。此外，加速冷却的冷却停止温度设为600℃以上即可。

(6-5)在600～730℃的温度域，进行平均冷却速度小于5℃/s的缓冷却2.0秒以上。

通过在600～730℃的温度域，进行平均冷却速度小于5℃/s的缓冷却2.0秒以上，可以使析出强化的铁素体充分地析出。由此，可以兼顾热轧钢板的强度与延展性。此外，此处所说的平均冷却速度，是指将加速冷却的冷却停止温度至缓冷却的结束温度的钢板的温度下降幅度，用加速冷却的停止时至缓冷却的结束时所要的时间进行除算的值。

若进行缓冷却的时间小于2.0秒，则析出强化的铁素体的面积率不能达到希望的量，难以得到上述作用。因此，在600～730℃的温度域，进行平均冷却速度小于5℃/s的缓冷却2.0秒以上。进行缓冷却的时间优选为3.0秒以上，较优选为4.0秒以上。进行缓冷却的时间的上限由设备布局所决定，但大约小于10.0秒即可。此外，缓冷却的平均冷却速度的下限并不特别地设置，不使其冷却而使其升温会伴随设备上的较大投资，因此设定为0℃/s以上即可。

(6-6)卷绕温度前的平均冷却速度：50℃/秒以上

为了抑制珠光体的面积百分率，得到980MPa以上的抗拉强度，将缓冷却的冷却停止温度至卷绕温度的平均冷却速度设为50℃/秒以上。由此，可以将母相组织设为硬质。此外，此处所说的平均冷却速度，是指将平均冷却速度小于5℃/s的缓冷却的冷却停止温度至卷绕温度的钢板的温度下降幅度除以平均冷却速度小于5℃/s的缓冷却的停止时至卷绕所要的时间后的值。

上述平均冷却速度小于50℃/秒时，珠光体的面积百分率增大，热轧钢板的强度降低，并且延展性降低。因此，平均冷却速度小于5℃/s的缓冷却的冷却停止温度至卷绕温度的平均冷却速度设为50℃/秒以上。

(6-7)卷绕温度：250℃以下

卷绕温度设为250℃以下。卷绕温度高于250℃时，奥氏体向bcc的相变驱动力减小，此外，奥氏体的相变强度减小。因此，奥氏体向贝氏体及马氏体相变时，以＜110＞方向为轴、结晶取向差为60°的晶界的长度L₆₀增大，L₆₀/L₇高于0.60。作为结果，不能得到优异的剪切加工性。因此，卷绕温度设为250℃以下。

[实施例]

接着，通过实施例进一步具体地说明本发明的一方案的效果，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。本发明在不脱离本发明的宗旨、达成本发明的目的的范围内，可以采用各种条件。

熔制具有表1及表2的钢No.A～V所示的化学组分的钢，通过连续铸造制造厚度为240～300mm的板坯。使用所得到的板坯，通过表3所示的制造条件，得到表4所示的热轧钢板。此外，缓冷却的平均冷却速度设为小于5℃/s。

对于所得到的热轧钢板，通过上述的方法，求得金相组织的面积百分率、L₆₀/L₇、Mn浓度的标准偏差以及表层的平均晶体粒径。在表4示出所得的测定效果。

热轧钢板的特性的评价方法

(1)抗拉强度特性

对所得的热轧钢板的机械性特性中抗拉强度特性(抗拉强度TS及总伸长率EL)以JISZ2241：2011为标准进行评价。试验片是JIS Z 2241：2011的5号试验片。抗拉试验片的提取位置是距离板宽方向的端面1/4部分，将垂直于轧制方向的方向作为长度方向。

在满足抗拉强度TS≧980MPa且抗拉强度TS×总伸长率El≧15000(MPa·％)的情况下，作为强度及延展性优异的热轧钢板，判定为合格。

(2)剪切加工性

热轧钢板的剪切加工性通过冲裁试验进行测定。以孔直径10mm、间隙25％、冲裁速度3m/s制作冲裁孔。接着在与冲裁孔的轧制方向呈直角的截面埋入树脂，用扫描式电子显微镜拍摄截面形状。在所得到的观察照片中，可以观察如图1所示的加工截面。在观察照片中，画出沿着钢板的下表面的直线1、以及穿过毛边的顶点(与毛边部分的钢板的下表面在板厚方向最远的点)且平行于钢板的下表面的直线2，将该2条直线的距离(图1的d)定义为毛边高度。在各间隙中针对10个冲裁孔测定最大的毛边高度，如果为间隙25％时最大的毛边高度也为15.0μm以下，则作为剪切加工性优异的热轧钢板，判定为合格。

(3)耐弯曲内侧开裂性

弯曲试验片是从热轧钢板的宽度方向1/2位置，切取100mm×30mm的长条形状的试验片，通过以下的弯曲试验评价弯曲内侧开裂性。

针对弯曲棱线是平行于轧制方向(L方向)的弯曲(L轴弯曲)、弯曲棱线是与垂直于轧制方向的方向(C方向)平行的弯曲(C轴弯曲)二者，以JIS Z 2248：2014(V块90°弯曲试验)为基准调查，调查耐弯曲内侧开裂性，求得不发生龟裂的最小弯曲半径，将L轴与C轴的最小弯曲半径的平均值除以板厚的值作为界限曲率R/t作为弯曲性的指标值。R/t≦2.5时，判断耐弯曲内侧开裂性优异的热轧钢板。

其中，龟裂的有无是将V块90°弯曲试验后的试验片以与弯曲方向平行且垂直于板面的面切断的截面进行镜面研磨后，用光学显微镜观察龟裂，试验片的弯曲内侧所观察到的龟裂长度超过30μm时判断为有龟裂。

在表4示出所得到的测定结果。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

如表4可知，在本发明例即制造No.1、2、7、12～24、30及31中，得到具有优异的强度、延展性、剪切加工性的热轧钢板。并且，在表层的平均粒径为小于3.0μm的制造No.1、2、13～20、22～24、30及31中，得到耐弯曲内侧开裂性优异的热轧钢板。

另一方面，在作为比较例的制造No.3～6、8～11及25～29中，特性(抗拉强度TS、总伸长率EL、剪切加工性)中任一者以上变差。

[工业上的利用可能性]

根据本发明的上述方案，可以提供一种具有优异的强度、延展性及剪切加工性的热轧钢板。此外，根据本发明的上述优选的方案，可以得到一种热轧钢板，其在具有上述诸特性的基础上，进一步抑制弯曲内侧裂纹的发生的、即耐弯曲内侧开裂性优异。

本发明的热轧钢板优选作为在汽车零件、机械结构部件进而建筑部件中所使用的工业用原料。

Claims

1.一种热轧钢板，其特征在于，

化学组分，以质量％计，含有：