CN114829649B - 热轧钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种热轧钢板，其具有规定的化学组成，显微组织以体积率计含有80％以上的回火马氏体，剩余部分包含铁素体、珠光体、贝氏体、初生马氏体、残余奥氏体中的1种以上，所述回火马氏体含有每单位体积为5×109个/mm3以上的当量圆直径为5nm以下的含Ti析出物，在从表面到板厚的1/10的位置的范围即表层区域中，由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和为6.0以下，抗拉强度为980MPa以上。

Description

热轧钢板
技术领域
本发明涉及一种热轧钢板。
本申请基于2019年12月23日提出的日本专利申请特愿2019-231744号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
近年来，从伴随着全球变暖对策的温室效应气体排放量限制的观点出发，一直在要求汽车的燃料效率的进一步提高。而且为了在使车体轻量化的同时确保碰撞安全性，正在日益扩大高强度钢板在汽车用部件中的应用。
但是，在供于汽车用部件的钢板中，不仅要求强度，而且还要求压力加工性及焊接性等部件成形时所要求的各种施工性。具体地讲，从压力加工性及成形性的观点出发，多对钢板要求弯曲加工性、拉伸凸缘性。由于钢板的成形性存在随着材料的高强度化而下降的倾向，因而难以兼顾高强度和良好的成形性。
因此，在高强度钢板于汽车用部件的应用中，重要的课题是在实现抗拉强度980MPa以上的高强度的同时，实现优异的弯曲加工性、拉伸凸缘性。
此外，对于汽车用部件，从抵抗碰撞时的变形的观点出发，还要求高屈服强度，除上述的成形性以外还期望具有高屈服强度。
非专利文献1中，报告了通过组织控制将组织控制为铁素体、贝氏体、马氏体等的单一组织，由此改善弯曲加工性的技术。
专利文献1中公开了一种方法，其通过以质量％计含有C：0.010～0.055％、Si：0.2％以下、Mn：0.7％以下、P：0.025％以下、S：0.02％以下、N：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.06～0.095％，将组织控制为以面积率计95％以上由铁素体构成的组织，并对铁素体晶粒内的含Ti的碳化物粒径和作为含Ti的硫化物只是平均粒径为0.5μm以下的TiS分散析出的组织加以控制，从而实现590MPa以上且750MPa以下的抗拉强度和优异的弯曲加工性。
专利文献2中公开了一种方法，其通过以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：0.2～1.2％、Mn：1.0～2.0％、P：0.04％以下、S：0.0030％以下、Al：0.005～0.10％、N：0.01％以下及Ti：0.03～0.13％，将钢板内部的组织控制为贝氏体单相或贝氏体以百分数计超过95％的组织，且将钢板表层部的组织中的贝氏体相的分数设定为低于80％，且将富于加工性的铁素体的分数设定为10％以上，从而维持780MPa以上的抗拉强度不变而提高弯曲加工性。
另外，专利文献3中公开了一种技术，其通过以质量％计含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.8～1.5％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％、Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.0％，并控制为将回火马氏体相以体积率计设定为90％以上的主相，使与轧制方向平行的断面中的原奥氏体晶粒的平均粒径为20μm以下、且与轧制方向正交的断面中的原奥氏体晶粒的平均粒径为15μm以下的原γ晶粒的各向异性减低的组织，从而能得到具有屈服强度960MPa以上的高强度和优异的弯曲加工性，且低温韧性优异的高强度热轧钢板。
专利文献4中公开了一种技术，其通过控制距钢板表面为5/8～3/8的板厚范围即板厚中央部的特定的晶体取向组的各取向的极密度，将相对于轧制方向为直角方向的兰克福特(Lankford)值即rC设定为0.70以上且1.10以下，且将相对于所述轧制方向成30°的方向的兰克福特值即r30设定为0.70以上且1.10以下，从而能得到局部变形能力优异、且弯曲加工性的各向异性小的热轧钢板。
另一方面，作为得到高屈服强度的热轧钢板的制法，专利文献5、6中提出了通过对热轧后的钢板实施退火来得到高强度、高屈服强度的方法。
但是，哪个文献中都未公开可实现抗拉强度980MPa以上的高强度，同时实现优异的弯曲加工性、拉伸凸缘性、高屈服强度的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-133499号公报
专利文献2：日本特开2012-62558号公报
专利文献3：日本特开2012-77336号公报
专利文献4：国际公开第2012/121219号
专利文献5：国际公开第2018/026013号
专利文献6：国际公开第2010/137317号
非专利文献
非专利文献1：高桥等，新日铁技报“汽车用高强度钢板的开发”，第378号，p2～p6，(2003)
发明内容
发明所要解决的问题
本发明鉴于上述的研究，联想到以下所示的多种方式，其课题在于提供一种具有980MPa以上的抗拉强度，同时弯曲加工性及拉伸凸缘性优异且具有高屈服强度的热轧钢板。
用于解决课题的手段
本发明人对上述课题进行了研究。结果发现：通过在具有规定的化学组成的钢板中，将显微组织设定为含有80％以上的回火马氏体的组织，显微组织含有每单位体积为5×109个/mm3以上的当量圆直径为5nm以下的含Ti析出物，从而可制造一边确保加工性，一边具有高屈服强度且抗拉强度为980MPa以上的钢板。
此外，本发明人对高强度钢板的弯曲加工性进行了潜心的研究。其结果是，弄清楚了钢板强度越高，则弯曲加工时越容易从弯曲内侧产生龟裂(以下称为弯曲内裂纹)。此外，在以往的钢板的弯曲加工中，裂纹一般从弯曲外侧的钢板表面或端面附近发生龟裂，但得知伴随着钢板的高强度化，有时在弯曲内侧产生微小的龟裂。作为这样的产生在弯曲内侧的微小龟裂的抑制方法，并未示出在以往的见解中。
通过本发明人的研究，得知成为课题的是弯曲内裂纹容易在抗拉强度780MPa级以上的钢板中发生，在980MPa级以上的钢板中变得显著，在1180MPa级以上的钢板中更加显著。
本发明人推断产生上述弯曲内裂纹的机理起因于变形的偏差，着眼于织构及硬度的均匀性，探索了抑制弯曲内裂纹的方法。
结果发现：由于只要织构是比较随机的，则变形阻力就均匀，所以容易均匀地产生变形，但如果特定的织构发达，则在具有变形阻力大的取向的结晶与除此以外的取向的结晶之间产生变形的偏差，容易产生剪切变形带，相反，如果减少变形阻力大的取向的结晶，则均匀地产生变形，难以产生剪切变形带。也就是说，本发明人发现：特别是通过对发生龟裂的板厚方向的表层区域中的织构进行控制，能够抑制弯曲内裂纹。
本发明人进一步进行了研究，结果得知，作为除织构以外产生变形的偏差的原因，还有硬度的不均匀性。硬度的不均匀性因相变组织及析出物的分布而产生。本发明人发现，能够采用纳米硬度的标准偏差来评价成为弯曲内裂纹的原因(弯曲加工性的劣化原因)的硬度的不均匀性。也就是说，得知除织构的控制以外，通过进一步控制硬度的均匀性，使提高弯曲加工性的效果进一步增大。此外还得知：硬度的均匀性的控制还有助于拉伸凸缘性的进一步提高。
本发明是基于上述的见解而完成的，其主旨如下所述。
(1)本发明的一个方案涉及一种热轧钢板，其中，作为化学组成，以质量％计含有C：0.02～0.12％、Si：0.01～2.00％、Mn：1.00～3.00％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、N：0.010％以下、Al：0.005～1.000％、Ti：0.01～0.20％、Nb：0～0.10％、V：0～0.100％、Ni：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Cr：0～2.00％、Mo：0～2.00％、W：0～0.100％、B：0～0.0100％、REM：0～0.0300％、Ca：0～0.0300％、Mg：0～0.0300％，剩余部分包含Fe及杂质；所述化学组成满足0.10≤Ti+Nb+V≤0.45，显微组织以体积率计含有80％以上的回火马氏体，剩余部分包含铁素体、珠光体、贝氏体、初生马氏体、残余奥氏体中的1种以上，所述回火马氏体含有每单位体积为5×109个/mm3以上的当量圆直径为5nm以下的含Ti析出物，在从表面到板厚的1/10的位置的范围即表层区域中，由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组(orientationgroup)的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和为6.0以下，抗拉强度为980MPa以上。
(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其中，所述化学组成也可以以质量％计含有选自Nb：0.01～0.10％、V：0.010～0.100％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Cr：0.01～2.00％、Mo：0.01～2.00％、W：0.005～0.100％、B：0.0005～0.0100％、REM：0.0003～0.0300％、Ca：0.0003～0.0300％、Mg：0.0003～0.0300％中的1种或2种以上。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热轧钢板，其中，所述回火马氏体含有每单位体积为5×1011个/mm3以上的所述析出物，所述抗拉强度也可以为1180MPa以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的热轧钢板，其中，在距所述表面为所述板厚的1/4的位置的纳米硬度的标准偏差也可以为0.8GPa以下。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的热轧钢板，其中，也可以在所述表面具备热浸镀锌层。
(6)根据上述(5)所述的热轧钢板，其中，所述热浸镀锌层也可以是合金化热浸镀锌层。
发明的效果
根据本发明的上述方案，能够得到具有980MPa以上的抗拉强度、可抑制弯曲内裂纹的发生、弯曲加工性及拉伸凸缘性优异、且具有高屈服强度(屈服强度相对于抗拉强度的比例高)的热轧钢板。
附图说明
图1是Φ2＝45°断面的晶体取向分布函数(ODF)，是表示由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组及{110}<001>取向的图示。
具体实施方式
以下，对本发明的一个实施方式涉及的热轧钢板(本实施方式涉及的钢板)进行说明。
1.显微组织
<显微组织以体积率计含有80％以上的回火马氏体，剩余部分包含铁素体、贝氏体、珠光体、初生马氏体及残余奥氏体中的1种以上>
首先，对显微组织的限定理由进行叙述。
在本实施方式涉及的钢板中，显微组织的主相以体积率计为80％以上的回火马氏体。
本实施方式涉及的钢板从提高拉伸凸缘性、弯曲加工性的观点出发，需要主要由尽量具有同等的硬度的显微组织构成。考虑到各显微组织的硬度的高低大致按照铁素体＜珠光体＜贝氏体＜残余奥氏体＜回火马氏体＜初生马氏体的顺序，则在以铁素体、珠光体、贝氏体或残余奥氏体为主相时，抗拉强度(TS)低于980MPa。此外，以初生马氏体为主相有可能成为低屈服强度的原因。因此，在本实施方式涉及的钢板中，以回火马氏体为主相。如果回火马氏体的体积率低于80％，则产生起因于除此以外的组织与回火马氏体之间的硬度差的硬度的不均匀性，从而使弯曲加工性及拉伸凸缘性劣化。
因此，将回火马氏体的体积率设定为80％以上。回火马氏体以外的组织(剩余部分)为铁素体、珠光体、贝氏体、残余奥氏体、初生马氏体中的1种以上。其中，初生马氏体的体积率优选为10％以下。
本实施方式中，关于珠光体、贝氏体、回火马氏体及铁素体的体积率，通过以与热轧钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面而采集试样，研磨观察面，用硝酸乙醇进行侵蚀，采用场致发射型扫描电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning ElectronMicroscope)，以5000倍的倍数观察以距表面为板厚的1/4深度(1/4厚)位置为中心的距表面为板厚的1/8～3/8(1/8厚～3/8厚)的范围，测定各组织的面积率，以此作为体积率。此时，测定10个视场，将其平均值作为体积率。
各组织具有以下特征。因此，在面积率的测定中，基于以下特征鉴定各组织，求出其面积率。
铁素体为不含铁系碳化物的形成等轴形状的粒子，珠光体为铁素体及渗碳体的层状组织。
贝氏体包括上贝氏体和下贝氏体，但上贝氏体为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。下贝氏体为板条状的晶粒的集合，内部含有长径5nm以上的铁系碳化物，另外，该碳化物为单一的变种，也就是说，属于向同一方向伸展的铁系碳化物群。这里，所谓向同一方向伸长的铁系碳化物群，意味着铁系碳化物群的伸长方向的差异在5°以内。
回火马氏体为板条状的晶粒的集合，内部含有长径5nm以上的铁系碳化物，另外，该碳化物具有多个变种，也就是说，属于向两个方向以上伸展的铁系碳化物群。一般来讲，回火马氏体大多指的是含有渗碳体等铁系碳化物，但本实施方式中将含有含Ti的微细析出物的马氏体也定义为回火马氏体。
初生马氏体及残余奥氏体由于在硝酸乙醇侵蚀液中没有充分腐蚀，所以在采用FE-SEM的观察中，能够与上述组织(铁素体、珠光体、贝氏体、回火马氏体)清楚地区别开来。因此，初生马氏体的体积率能够以作为采用FE-SEM观察的未被腐蚀的区域的面积率而求出的体积率与通过后述的X射线测得的残余奥氏体的体积率之差的形式来求出。
残余奥氏体的体积率可用X射线衍射法求出。具体地讲，通过在钢板的板厚1/4深度位置的与轧制方向平行的断面中，采用Co-Kα射线，求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)的合计6个峰的积分强度，采用强度平均法来算出，由此可得到残余奥氏体的体积率。
<回火马氏体含有每单位体积为5×109个/mm3以上的当量圆直径为5nm以下的含Ti析出物>
本实施方式涉及的钢板如前所述，将回火马氏体作为主要的组织，但为了尽量降低这些显微组织间的硬度等的不均匀性，在通过热轧形成马氏体(回火马氏体及初生马氏体)组织后，通过450℃以上的热处理来实施减低回火马氏体间的硬度差的处理。此时，由于回火伴有强度下降，所以通过微细地使析出物分散来进行析出强化。
本发明人对可确保980MPa以上的抗拉强度的析出物的尺寸与个数密度之间的关系进行了潜心的研究。结果发现：通过将按个数密度含有5×109个/mm3以上的当量圆直径为5nm以下的含Ti析出物的回火马氏体作为主相，可确保980MPa以上的抗拉强度。此外还得知：以往的热轧钢板(例如专利文献5、6的钢板)中所含的析出物不能将尺寸(当量圆直径)控制在5nm以下，个数密度也小。
本发明人进一步进行了研究，结果发现其原因在于：由于形成析出物的Ti等的含量小或者即使含有Ti等也在板坯阶段以粗大的析出物存在、从而在板坯加热时也不会溶解，及在热轧后的卷取那样的长时间的热处理中析出的TiC粗大化，因而使当量圆直径为5nm以下的析出物的个数密度低于5×109个/mm3。
如此使微细的析出物分散在有助于提高抗拉强度的同时，还有助于提高硬度的均匀性(降低不均匀性)及提高屈服强度。
此外，一般来讲难以兼顾高屈服强度和良好的弯曲性，但通过同时进行析出物的尺寸及个数密度的控制和后述的织构的控制，可兼顾高屈服强度和良好的弯曲性。
对析出物的尺寸及个数密度的限定理由进行说明。
将当量圆直径5nm以下的含Ti析出物的每单位体积的个数密度设定为5×109个/mm3以上，是为了确保980MPa以上的抗拉强度。若个数密度低于5×109个/mm3，则难以确保980MPa以上的抗拉强度。因此，需要使当量圆直径5nm以下的含Ti析出物的个数密度在5×109个/mm3以上。为了确保1180MPa以上的抗拉强度，优选将析出物的个数密度设定为5×1011个/mm3以上。这里所说的5nm为当量圆直径。
将析出物设定为含Ti析出物，是因为含Ti析出物容易在热轧前的板坯加热阶段大量溶解，且作为当量圆直径5nm以下的微细的析出物析出。作为析出物，并不限定碳化物、氮化物、碳氮化物等的种类，但特别是，碳化物作为当量圆直径5nm以下的微细的析出物析出，有助于提高强度，因此是优选的。Ti的析出物主要含在作为主相的回火马氏体中。
Nb尽管也具有与Ti类似的效果，但是Nb的碳化物可在板坯加热阶段中溶解的量小，此外，即使单独含有Nb，也不能确保980MPa以上的抗拉强度。此外，V尽管可在板坯加热阶段中大量溶解，但是析出物的尺寸比较大，即使单独含有V，也难以确保5nm以下的析出物为5×109个/mm3以上。因此，有必要设定为含Ti析出物。但是，只要能够确保5nm以下的析出物为5×109个/mm3以上，也可以是具有用Nb、V及/或Mo置换了一部分Ti的结构的复合析出物((Ti、Nb、V)C等)。
将与上述个数密度一同控制的析出物的尺寸按当量圆直径设定为5nm以下的理由，是为了确保980MPa以上的抗拉强度。若是当量圆直径超过5nm的析出物，则不能将个数密度设定为5×109个/mm3以上，从而不能确保980MPa以上的抗拉强度。
本实施方式涉及的钢板通过应用析出强化而提高了钢板强度。因此，能够抑制成为电弧焊等焊接时的课题的热影响区中的软化，焊接区疲劳强度也优异。此外，本实施方式涉及的钢板通过当量圆直径5nm以下的含Ti析出物来提高强度。在这样的情况下，屈服强度(YS)和抗拉强度(TS)之比即屈服比(＝YS/TS)非常高，为0.90以上。通过采用屈服比较高的钢板，能够提供在碰上路边石或碰撞时难以变形的汽车用行走部件。
含Ti析出物的个数密度采用电解提取残渣法，对钢板的每单位体积所含的析出物的1.0nm间距中的每当量圆直径的个数密度(例如在当量圆直径超过0nm且1.0nm以下的个数密度、超过1.0nm且2.0nm以下的个数密度、超过2.0nm且3.0nm以下的个数密度……的情况下)进行测定。根据测定结果，将超过0nm～5.0nm以下的个数密度的合计作为本实施方式中的当量圆直径5nm以下的析出物的个数密度。关于析出物的个数密度，优选从钢板的可得到具有代表性的组织的沿深度方向距表面在0.20mm～3/8厚的范围、例如从距表面为板厚的1/4位置(1/4厚)附近采集试样。板厚中心因中心偏析的影响，有时存在粗大的析出物，而且因偏析影响而使局部的化学组成不同，所以作为测定位置是不优选的。距表面低于0.20mm的位置由于受通过轻压下等而导入的高密度的位错的影响及加热时的脱碳影响，有时析出物的个数密度与内部不同，所以作为测定位置是不优选的。
测定时，通过透射式电子显微镜(TEM)及EDS进行析出物的组成分析，可以确认微细的析出物为含Ti析出物。
在本实施方式涉及的钢板中，可以认为微细的析出物大部分存在于回火马氏体中。因此，在本实施方式中，将通过上述方法所得到的当量圆直径5nm以下的含Ti析出物的个数密度看作为回火马氏体含有的当量圆直径5nm以下的含Ti析出物的个数密度。
<在从表面到板厚的1/10的位置的范围即表层区域中，由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和为6.0以下>
本实施方式涉及的钢板在从钢板的表面到板厚的1/10的位置的范围即表层区域中，由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和为6.0以下。
本发明人对高强度钢板的弯曲加工性进行了潜心的研究，结果得知有时伴随着钢板的高强度化，在弯曲内侧产生微小的龟裂。对其进一步进行了研究，结果推断这样的弯曲内裂纹的机理如下所述。
弯曲加工时在弯曲内侧产生压缩应力。最初弯曲内侧全体一边均匀地变形一边进行加工，但如果加工量增大，则只通过均匀的变形不能承担变形，产生显微的变形的偏差(剪切变形带的发生)。通过该剪切变形带进一步生长，从弯曲内侧表面发生沿着剪切带的龟裂并生长。伴随着高强度化容易发生弯曲内裂纹的理由，推断是由于因伴随着高强度化的加工硬化能力的下降，难以使均匀的变形发展，容易产生变形的偏差，从而在加工早期(或在缓慢的加工条件下)产生剪切变形带。
在将钢板弯曲变形时，以板厚中心为边界，应变朝表面增大，在最表面应变达到最大。所以，在钢板表面生成弯曲内裂纹的龟裂。由于有助于这样的裂纹的生成的是从钢板表面到板厚1/10的范围即表层区域的组织，所以对表层区域的组织进行控制。
本发明人为抑制成为弯曲加工时的弯曲内裂纹的原因的变形的偏差而着眼于织构。
具体地讲，当对钢板施加变形时，在各晶体取向上滑动系对于变形起作用的容易程度不相同(Schmid factor：施米特因子)。一般认为这是因为在每个晶体取向中变形阻力不相同。也就是说，由于只要织构是比较随机的，则变形阻力就均匀，所以容易均匀地产生变形，但如果特定的织构发达，则在具有变形阻力较大的取向的晶体与除此以外的取向的晶体之间产生变形的偏差，容易产生剪切变形带。相反，可以认为如果减少变形阻力较大的取向的结晶，则均匀地产生变形，从而难以产生剪切变形带。
本实施方式涉及的钢板基于上述构思，在从表面到板厚的1/10的位置的范围即表层区域中，将由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和设定为6.0以下。由此，能够抑制弯曲内裂纹。
当为在表里两面织构发达不同的钢板时，如果即使只在从一侧的表面到板厚的1/10的位置的范围满足本实施方式中规定的织构，在将该面作为弯曲内侧时的弯曲加工中，也能够得到抑制弯曲内裂纹的效果。
由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组和{110}<001>的晶体取向是在用常规方法制造的高强度热轧钢板中在表层区域容易发达的取向。此外，由于这些取向是在弯曲加工时在弯曲内侧变形阻力特别大的取向组，所以起因于与其它取向组的变形阻力的差异而容易产生剪切变形带。所以，通过减小这些取向组的极密度能够抑制弯曲内裂纹。但是，无论减小由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度和{110}<001>的晶体取向的极密度中的哪一个，都得不到本实施方式的效果，重要的是减小其总和。
如果从钢板表面到板厚1/10的范围即表层区域中的由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和超过6.0，则容易显著地产生剪切变形带，成为发生弯曲内裂纹的主要原因。在此种情况下，L轴及C轴的最小弯曲半径的平均值/板厚即R/t超过1.5。因此，将它们的和设定为6.0以下。从此观点出发，优选由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和为5.0以下，更优选为4.0以下。
由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和越小越优选，但在980MPa以上的高强度热轧钢板中，设定为低于0.5是困难的，因此0.5为实质上的下限。
极密度可通过EBSP法(电子背散射衍射图谱：Electron Back ScatterDiffraction Pattern法)进行测定。关于采用EBSP法的分析中所用的试样，对与轧制方向平行且与板面垂直的切断面进行机械研磨，在机械研磨后通过化学研磨或电解研磨等除去应变。采用该试样在从钢板表面到板厚的1/10位置的范围内，将测定间隔设定为4.0μm，以测定面积达到150000μm2以上的方式利用EBSP法进行分析。
图1中示出了Φ2＝45°断面的晶体取向分布函数(ODF)、由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组及{110}<001>取向。所谓由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组，在采用BUNGE表示法进行织构解析、且Φ2＝45°断面的晶体取向分布函数(ODF)中，指的是Φ1＝85～90°、Φ＝30～60°、Φ2＝45°的范围。按图1所示的上述范围算出该取向组的平均极密度。{211}<111>～{111}<112>取向组严格地讲在ODF上为Φ1＝90°、Φ＝30～60°、Φ2＝45°的范围，但由于有起因于试验片加工及试样设置的测定误差，因而在本实施方式涉及的钢板中，按Φ1＝85～90°、Φ＝30～60°、Φ2＝45°的范围算出平均极密度。在以下的平均极密度解析中，也同样在考虑到起因于试验片加工及试样设置的测定误差的情况下确定取平均值的角度的范围。
同样，{110}<001>的晶体取向的极密度在Φ2＝45°断面的晶体取向分布函数(ODF)中，指的是Φ1＝85～90°、Φ＝85～90°、Φ2＝45°的范围。按图1所示的上述范围算出该晶体取向的极密度。
这里，关于轧制板的晶体取向，通常用(hkl)或{hkl}表示与板面平行的晶格面，用[uvw]或<uvw>表示与轧制方向平行的取向。{hkl}及<uvw>是等价的晶格面及位向的总称，(uvw)及[hkl]指的是各个晶格面及位向。也就是说，在本实施方式涉及的钢板中，由于以bcc结构为对象，所以例如(110)、(-110)、(1-10)、(-1-10)、(101)、(-101)、(10-1)、(-10-1)、(011)、(0-11)、(01-1)、(0-1-1)为等价的晶格面，没有区别。在这样的情况下，将这些晶格面统称为{110}。
<在距表面为板厚的1/4的位置的纳米硬度的标准偏差为0.8GPa以下>
如上所述，通过控制表层区域的织构，使弯曲加工性提高。但是，从本发明人的研究结果得知，作为除织构以外产生变形的偏差的原因，还有硬度的不均匀性。硬度的不均匀性可通过相变组织及析出物的分布而产生。
本发明人发现：可根据纳米硬度的标准偏差来评价成为弯曲内裂纹的原因的硬度的不均匀性，通过使纳米硬度的标准偏差在规定的范围内，可进一步提高弯曲加工性及拉伸凸缘性。具体地讲，发现如果在距表面为板厚的1/4(1/4厚)的位置的纳米硬度的标准偏差为0.8GPa以下，则弯曲加工性及拉伸凸缘性进一步提高。
若纳米硬度的标准偏差超过0.8GPa，则在弯曲加工时产生变形的偏差，因发生剪切带而使抑制弯曲内裂纹发生的效果减小，此外拉伸凸缘性也不会充分提高，所以在本实施方式涉及的钢板中，优选将纳米硬度的标准偏差设定为0.8GPa以下，更优选为0.6GPa以下。
在1/4厚的位置进行纳米硬度的标准偏差的评价的理由如下所述。认为在原理上表层区域的硬度的不均匀性影响弯曲加工性，板厚全体的硬度的不均匀性影响拉伸凸缘性。这里，在本实施方式涉及的钢板中，关于前面叙述的织构，因受热轧中的剪切变形的影响而在表层区域和中心区域使不同的取向发达。另一方面，有关硬度均匀性的显微组织的分数及析出物密度等在表层区域和中心区域没有较大的变化。因此，通过在1/4厚的位置进行评价，能够代表表层区域或板厚全体中的硬度的不均匀性。
本实施方式中，所谓“纳米硬度的标准偏差”，可用以下方法求出。
也就是说，在1/4厚的位置，在与板厚方向垂直、且与轧制方向平行的线上，采用Hysitron公司制造的tribo-900，通过Berkovich形状的金刚石压头，按80nm的压入深度的条件，相隔3μm的间隔，测定合计100处的纳米硬度，从所得到的纳米硬度的直方图求出标准偏差。
2.化学组成
以下，对本实施方式涉及的钢板的化学组成详细地进行说明。
在下述的夹着“～”的数值限定范围内，两端的值作为下限值及上限值包含在其范围内。但是，表示为“超过”或“低于”的数值，其值不含在数值范围内。有关各元素的含量的“％”，只要不特别说明，就意味为“质量％”。
(C：0.02％～0.12％)
C对于通过形成含Ti碳化物来提高钢板的强度是有效的元素。如果C含量低于0.02％，则不能确保碳化物的个数密度为5×109个/mm3以上。因此，将C含量设定为0.02％以上。
另一方面，如果C含量超过0.12％，则不仅其效果饱和，而且在板坯加热时碳化物难以溶解。因此，C含量为0.12％以下。C含量优选为0.09％以下。
(Si：0.01％～2.00％)
Si是能够通过固溶强化提高材料强度的重要的元素。若Si含量低于0.01％，则强度下降。因此，将Si含量设定为0.01％以上。Si含量优选为0.10％以上，更优选为0.30％以上。
另一方面，若Si含量超过2.00％，则表面性状劣化。因此，将Si含量设定为2.00％以下。Si含量优选为1.50％以下。
(Mn：1.00％～3.00％)
Mn对于提高钢板的显微组织中的马氏体的体积率从而提高钢板强度是有效的元素。为了使回火马氏体的体积率在80％以上，将Mn含量设定为1.00％以上。若Mn含量低于1.00％，则回火马氏体的体积率下降，不能充分强化。
另一方面，若Mn含量超过3.00％，则其效果饱和，而且经济性下降。因此，将Mn含量设定为3.00％以下。
(Ti：0.01～0.20％)
(Nb：0～0.10％)
(V：0～0.100％)
(0.10≤Ti+Nb+V≤0.45)
Ti、Nb、V是通过与C或N结合形成析出物(碳化物、氮化物、碳氮化物等)，通过这些析出物的析出强化有助于提高钢板强度的元素。为了通过后述的制造方法而得到5×109个/mm3以上的当量圆直径5nm以下的微细的含Ti析出物，在将Ti含量设定为0.01％以上后，将Ti、Nb、V的合计含量设定为0.10％以上。也就是说，当将以质量％计的Ti含量设定为Ti、将Nb含量设定为Nb、将V含量设定为V时，设定为0.10≤Ti+Nb+V。合计含量优选为0.11％以上，更优选为0.12％以上。
之所以将Ti含量的上限设定为0.20％、将Nb含量的上限设定为0.10％、将V含量的上限设定为0.100％，是因为如果超过这些上限，则即使将板坯加热温度的下限设定为超过1280℃，也难使铸造阶段中析出的粗大析出物溶解。加之，Ti、Nb、V的过度的含有使板坯或钢板脆化。因此，如果是Ti，则优选将0.20％作为上限，如果是Nb，则优选将0.10％作为上限，如果是V，则优选将0.100％作为上限。在将以质量％计的Ti含量设定为Ti、将Nb含量设定为Nb、将V含量设定为V时，可以为Ti+Nb+V≤0.45，但分别考虑到Ti含量的上限、Nb含量的上限、V含量的上限，也可以为Ti+Nb+V≤0.40。Ti+Nb+V也可以为0.30以下、0.25以下、0.20以下。
用于确保当量圆直径5nm以下的微细含Ti析出物为5×109个/mm3以上的Ti、Nb、V的组合无论怎样都可以，但为了使热轧板坯加热时的析出物溶解，将容易更大量含有且廉价的Ti含量至少设定为0.01％以上。Nb、V由于不一定含有，所以下限为0％，但也可以将Nb含量设定为0.01％以上，将V含量设定为0.010％以上。
(P：0.100％以下)
P是在钢板的板厚中央部偏析的元素，此外也是使焊接区脆化的元素。优选P含量低，如果P含量超过0.100％，则特性劣化显著，因此将P含量限制在0.100％以下。优选的上限为0.050％。
另一方面，下限不特别的限定也可发挥效果(也可以为0％)，但将P含量减低至低于0.001％在经济上是不利的，所以也可以将P含量设定为0.001％以上。
(S：0.010％以下)
S是通过以硫化物的形式存在而带来板坯脆化的元素。此外S还是使钢板成形性劣化的元素。因此，限制S含量。如果S含量超过0.010％，则特性劣化变得显著，因此将S含量设定为0.010％以下。
另一方面，下限不特别限定也可发挥效果(也可以为0％)，但将S含量减低至低于0.0001％在经济上是不利的，所以也可以将S含量设定为0.0001％以上。
(N：0.010％以下)
N是通过形成粗大的氮化物而使弯曲加工性及拉伸凸缘性劣化的元素。如果N含量超过0.010％，则弯曲加工性及拉伸凸缘性显著劣化。因此，将N含量设定为0.010％以下。此外，N通过与Ti结合而形成粗大的TiN，当大量含有N时，当量圆直径5nm以下的含Ti析出物的个数密度低于5×109个/mm3。因此，优选N含量较少。
另一方面，N含量的下限没必要特别限定(也可以为0％)，但如果将N含量减低至低于0.0001％，则使制造成本大幅度增加，因此0.0001％为N含量的实质上的下限。从制造成本的观点出发，也可以将N含量设定为0.0005％以上。
(Al：0.005～1.000％)
Al是对热轧中的组织控制及脱氧有效的元素。为了得到这些效果，将Al(酸溶性Al)含量设定为0.005％以上。若Al含量低于0.005％，则不能得到充分的脱氧效果，在钢板中形成大量的夹杂物(氧化物)。这样的夹杂物成为弯曲加工或拉伸凸缘加工时的裂纹的起点，使加工性劣化。
另一方面，如果Al含量超过1.000％，则板坯脆化，因此是不优选的。所以，将Al含量设定为1.000％以下。
以上是本实施方式涉及的钢板中所含的基本的化学成分，本实施方式涉及的钢板的化学组成含有上述的元素，剩余部分也可以包含Fe及杂质。但是，能够以提高各种特性为目的，进一步含有下述那样的元素。以下的元素由于不是必须含有的，所以含量的下限为0％。所谓杂质，是在工业化制造钢板时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质，是指允许按不对本实施方式涉及的钢板的作用产生不良影响的含量含有的元素。
(Ni：0～2.00％)
(Cu：0～2.00％)
(Cr：0～2.00％)
(Mo：0～2.00％)
Ni、Cu、Cr、Mo是通过热轧中的组织控制而有助于钢板的高强度化的元素。在要得到此效果时，通过分别含有0.01％以上的Ni、Cu、Cr、Mo中的1种或2种以上，可达到显著的效果。因此，当要得到效果时，优选将含量分别设定为0.01％以上。
另一方面，如果各元素的含量分别超过2.00％，则焊接性、热加工性等劣化。因此，当含有时，将Ni、Cu、Cr、Mo的含量的上限设定为2.00％。
(W：0～0.100％)
W是通过析出强化有助于提高钢板强度的元素。在要得到此效果时，优选将W含量设定为0.005％以上。
另一方面，如果W含量超过0.100％，则不仅效果饱和，而且热加工性下降。因此，当含有时，将W含量设定为0.100％以下。
(B：0～0.0100％)
B对于控制热轧中的相变，通过组织强化提高钢板强度是有效的元素。在要得到此效果时，优选将B含量设定为0.0005％以上。
另一方面，如果B含量超过0.0100％，则不仅效果饱和，而且因铁系的硼化物析出而使通过固溶B来提高淬透性的效果消失。因此，当含有时，将B含量设定为0.0100％以下。B含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0050％以下。
(REM：0～0.0300％)
(Ca：0～0.0300％)
(Mg：0～0.0300％)
REM、Ca、Mg是有助于提高钢板强度的元素。在要得到此效果时，优选将REM、Ca、Mg的含量分别设定为0.0003％以上。
另一方面，如果REM、Ca、Mg分别超过0.0300％，则使铸造性及热加工性劣化。因此，当含有时，将各自的含量设定为0.0300％以下。
本实施方式中，所谓REM，为Rare Earth Metal的缩写，指的是属于镧系的元素。REM大多以混合稀土添加，此外，除Ce以外，有时复合地含有镧系的元素。本实施方式涉及的钢板作为杂质，即使含有La或Ce以外的镧系的元素也可表现出效果。此外，即使以金属添加也可表现出效果。
上述的钢成分可采用钢的一般分析方法来测定。例如，钢成分可以采用ICP-AES(电感耦合等离子体原子发射光谱法：Inductively Coupled Plasma-Atomic EmissionSpectrometry)来测定。C及S可以采用燃烧-红外线吸收法来测定，N可以采用不活泼气体熔融-热导率法来测定，O可以采用不活泼气体熔融-非分散型红外线吸收法来测定。
在本实施方式涉及的钢板中，也可以在表面进一步具备热浸镀锌层。此外，热浸镀锌层也可以是实施了合金化处理的合金化热浸镀锌层。
由于镀锌有助于提高耐蚀性，因此在用于期待耐蚀性的用途的情况下，优选制成实施了镀锌的热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板。
汽车的行走部件由于担心因腐蚀而造成穿孔，所以即使高强度化，有时也不能来减薄至某一定板厚以下。钢板的高强度化的目的之一是通过减薄化来实现轻量化，所以即使开发高强度钢板，如果耐蚀性低，则使用部位也受到限制。作为解决这些问题的方法，可考虑对钢板实施耐蚀性高的热浸镀锌等镀覆。本实施方式涉及的钢板由于如上述那样控制了钢板成分，所以可进行热浸镀锌。
镀覆可以是电镀锌，也可以是除Zn以外还含有Si、Al及/或Mg的镀覆。
4.机械特性
本实施方式涉及的钢板作为有助于汽车轻量化的充分的强度，具有980MPa以上的抗拉强度(TS)，优选为1180MPa以上。抗拉强度的上限不需要特别的限定，在本实施方式中也可以将抗拉强度的实质的上限设定为1370MPa。
此外，本实施方式涉及的钢板以成为弯曲内裂纹性的指标值的极限弯曲R/t的值为1.5以下作为目标。R/t的值例如可通过从热轧钢板的宽度方向1/2位置上，切出长条形状的试验片，对于弯曲棱线与轧制方向(L方向)平行的弯曲(L轴弯曲)和弯曲棱线与垂直于轧制方向的方向(C方向)平行的弯曲(C轴弯曲)这两者，按照JIS Z2248：2006(V形块90゜弯曲试验)进行弯曲加工，调查弯曲内产生的龟裂而求出。求出没有发生龟裂的最小弯曲半径，将L轴和C轴的最小弯曲半径的平均值除以板厚，将所得的值设定为极限弯曲R/t，作为弯曲加工性的指标值。
此外，本实施方式涉及的钢板作为具有较高的拉伸凸缘性的指标，以抗拉强度TS(MPa)和扩孔性λ(％)之积为35000(MPa·％)以上为目标。优选为45000(MPa·％)以上。本实施方式涉及的钢板进一步优选总拉伸率EL为7.0％以上。
此外，本实施方式涉及的钢板作为具有高屈服强度(高的屈服强度)的指标，以屈服强度YS和抗拉强度TS之比(YS/TS)为0.90以上作为目标。
拉伸试验按照JIS Z2241：2011，以相对于轧制方向成直角的方向为拉伸方向的方式采集JIS5号拉伸试验片，测定0.2％屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)及总拉伸率(EL)。
此外，扩孔性λ通过按照JIS Z2256：2010进行扩孔试验来求出。
5.制造方法
接着，对本实施方式涉及的钢板的优选的制造方法进行说明。
为了将钢板的表层区域的显微组织、织构以及优选的纳米硬度分布控制在上述范围内，优选按照包括以下那样的热轧工序(包含加热工序、粗轧工序、精轧工序)、冷却工序、卷取工序、热处理工序，根据需要在卷取工序与热处理工序之间还包括酸洗工序及轻压下工序，根据需要在热处理工序后还包括镀覆工序的条件制造热轧钢板。
以下，对各工序中优选的条件进行说明。
热轧前进行的制造工序没有特别的限定。也就是说，接续采用高炉或电炉等的熔炼，进行各种二次精炼，接着，可以按通常的连续铸造、铸锭法等铸造等的方法进行铸造。在连续铸造的情况下，也可以在将铸造板坯一度冷却到低温后，在再次加热后进行热轧，也可以不将铸造板坯冷却到低温而在铸造后直接进行热轧。原料即便使用废料也没关系。
<加热工序>
在加热工序中，将供于粗轧工序的具有上述的化学组成的板坯加热至超过1280℃。将加热温度规定为超过1280℃的理由，是为了使含在板坯中的Ti、Nb、V等有助于析出强化的元素(板坯中多以超过5nm的大的析出物存在)溶解，通过其后的热处理工序作为当量圆直径为5nm以下的含Ti析出物以5×109个/mm3以上析出。为了确保规定的个数密度的析出物，需要大量的Ti、Nb、V，所以需要在高温下进行板坯加热。若加热温度为1280℃以下，则Ti、Nb、V不会充分溶解。
<粗轧工序>
接着，对所加热的板坯进行粗轧，形成粗轧板。
在该粗轧工序中，将粗轧后的粗轧板的厚度控制在超过35mm且45mm以下。粗轧板的厚度对精轧工序中的从轧制开始时到轧制结束时产生的、从轧制板的前端到尾端的温度下降量施加影响。此外，如果粗轧板的厚度为35mm以下或超过45mm，则因在下道工序即精轧中导入给钢板的应变量发生变化，从而使精轧中形成的加工组织变化。其结果是，因再结晶行为变化而难以得到所期望的织构。特别是，难以在钢板表层区域得到上述的织构。
一般来讲，粗轧后的粗轧板的厚度从生产率等的观点出发而适宜设定，很少为了控制钢板特性而设定。与此相对照，本发明人为了控制钢板表层区域的织构，严格地控制粗轧板的厚度。
<精轧工序>
接续粗轧实施多段精轧。本发明人发现：将通常未主动控制的热轧的精轧工序中的最终两段轧制中的轧制时的板厚、轧辊形状比、温度、钢中的Nb及Ti的浓度，控制在通过某计算式导出的适当的范围内，在控制织构方面是重要的。
因此，在该多段精轧中，优选精轧开始温度为1000℃以上且1150℃以下，精轧的开始前的钢板的厚度(粗轧板的厚度)为超过35mm且45mm以下。此外，在多段精轧的最终段的前1段的轧制中，优选轧制温度为960℃以上且1020℃以下，压下率为超过11％且23％以下。此外，在多段精轧的最终段中，优选轧制温度为930℃以上且995℃以下，压下率为超过11％且22％以下。此外，优选对最终两段的压下时的各条件进行控制，通过以下的式1计算的织构形成参数ω满足110以下。另外，优选以多段精轧的最终3段的总压下率为35％以上的条件实施精轧。
[数式1]
[数式2]
[数式3]
[数式4]
[数式5]
[数式6]
[数式7]
[数式8]
在这些式中，以下符号分别表示：
PE：基于析出物形成元素的再结晶抑制效果的换算值(单位：质量％)
Ti：钢中所含的Ti的浓度(单位：质量％)
Nb：钢中所含的Nb的浓度(单位：质量％)
F1 *：最终段的前1段的换算压下率(单位：％)
F2 *：最终段的换算压下率(单位：％)
F1：最终段的前1段的压下率(单位：％)
F2：最终段的压下率(单位：％)
Sr1：最终段的前1段的轧制形状比(无单位)
Sr2：最终段中的轧制形状比(无单位)
D1：最终段的前1段的辊径(单位：mm)
D2：最终段的辊径(单位：mm)
t1：最终段的前1段的轧制开始时的板厚(单位：mm)
t2：最终段的轧制开始时的板厚(单位：mm)
tf：精轧后的板厚(单位：mm)
FT1 *：最终段的前1段的换算轧制温度(单位：℃)
FT2 *：最终段的换算轧制温度(单位：℃)
FT1：最终段的前1段的轧制温度(单位：℃)
FT2：最终段的轧制温度(单位：℃)
其中，式1～式8中，如F1及F2那样附记在変量上的数字1及2，对于多段精轧中的最终两段的轧制，在有关最终段的前1段的轧制的変量上附记1，在有关最终段的轧制的変量上附记2。例如，在包括全部7段轧制的多段精轧中，F1意味着从轧制入口侧计算第6段的轧制的压下率，F2意味着第7段的轧制的压下率。
关于基于析出物形成元素的再结晶抑制效果的换算值PE，由于钉扎及溶质拖曳的效果在Ti+1.3Nb的值为0.02以上时变得显著，所以在式2中，当满足Ti+1.3Nb＜0.02时，设定为PE＝0.01，当满足Ti+1.3Nb≥0.02时，设定为PE＝Ti+1.3Nb-0.01。
关于最终段的前1段的换算压下率F1 *，由于最终段的前1段的压下率F1对织构所产生的影响在F1的值为12以上时变得显著，所以在式3中，当满足F1＜12时，设定为F1 *＝1.0，当满足F1≥12时，设定为F1 *＝F1-11。
关于最终段的换算压下率F2 *，由于最终段的压下率F2对织构所产生的影响在F2的值为11.1以上时变得显著，所以在式4中，当满足F2＜11.1时，设定为F2 *＝0.1，当满足F2≥11.1时，设定为F2 *＝F2-11。
式1示出了最终段的轧制温度FT2为930℃以上的精轧中的优选的制造条件，当FT2低于930℃时，对织构形成参数ω的值没有意义。也就是说，FT2为930℃以上，且ω为110以下。
(精轧开始温度为1000℃以上且1150℃以下)
如果精轧开始温度低于1000℃，则不能充分产生通过除去最终两段的前段中的轧制所加工的组织的再结晶，不能通过使钢板表层区域的织构发达来使L轴及C轴的最小弯曲半径的平均值/板厚即R/t满足1.5以下。
因此，优选将精轧的开始温度设定为1000℃以上，更优选为1050℃以上。此外，当精轧开始温度低于1090℃时，有时奥氏体中的Ti粗大化，从而抗拉强度不会充分提高。因此，在将抗拉强度设定为1000MPa以上的情况下，优选将精轧开始温度设定为1090℃以上。
另一方面，如果将精轧的开始温度设定为超过1150℃，则奥氏体晶粒过度地粗大化，从而使韧性劣化。因此，优选将精轧开始温度设定为1150℃以下。
(对多段精轧中的最终两段的压下时的各条件进行控制，按通过式1计算的织构形成参数ω为110以下的条件实施精轧)
在本实施方式涉及的钢板的制造中，多段精轧中的最终两段的热轧条件是重要的。
按式1定义的ω的计算中所用的最终两段的轧制时的压下率F1及F2，是以百分数表示将各段中的轧制前后的板厚之差除以轧制前的板厚所得的值的数值。轧辊的直径D1及D2是室温下测定的，不需要考虑热轧中的扁平。此外，轧制入口侧的板厚t1及t2、以及精轧后的板厚tf可以采用放射线等当场测定，也可以考虑到变形阻力等，由轧制载荷通过计算来求出。精轧后的板厚tf可以作为热轧结束后的钢板的最终板厚。轧制开始温度FT1及FT2可以采用通过精轧机架间的放射温度计等温度计所测定的值。
织构形成参数ω是考虑了在精轧的最终两段导入给钢板全体的轧制应变、导入给钢板表层区域的剪切应变和轧制后的再结晶速度的指标，意味着织构形成的容易程度。如果按织构形成参数ω超过110的条件进行最终两段的精轧，则在表层区域，不能使由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和为6.0以下。所以，优选将织构形成参数ω控制在110以下，更优选织构形成参数ω为98以下。
(最终段的前1段的轧制温度FT1为960℃以上且1020℃以下)
如果最终段的前1段的轧制温度FT1低于960℃，则不能充分产生通过轧制所加工的组织的再结晶，不能将表层区域的织构控制在上述范围。所以，将轧制温度FT1设定为960℃以上。另一方面，如果轧制温度FT1超过1020℃，则起因于奥氏体晶粒的粗大化等，使加工组织的形成状态或再结晶行为发生变化，因而不能将表层区域的织构控制在上述范围。所以，将轧制温度FT1设定为1020℃以下。
(最终段的前1段的压下率F1为超过11％且23％以下)
如果最终段的前1段的压下率F1为11％以下，则通过轧制导入给钢板的应变量并不充分，从而不会充分产生再结晶，不能使表层区域的织构在上述范围内。所以，将压下率F1设定为超过11％。另一方面，如果压下率F1超过23％，尽管有时在钢板的中心部促进再结晶，但是在表层区域因过剩的剪切变形而使结晶中的晶格缺陷变得过剩，从而使再结晶行为发生变化，因此不能将表层区域的织构控制在上述的范围内。所以，将压下率F1设定为23％以下。
压下率F1(％)可按以下进行计算。
F1＝(t1-t2)/t1×100
(最终段的轧制温度FT2为930℃以上且995℃以下)
如果将最终段的轧制温度FT2设定为低于930℃，则奥氏体的再结晶速度显著降低，不能在表层区域使由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和在6.0以下。所以，将轧制温度FT2设定为930℃以上。另一方面，如果轧制温度FT2超过995℃，则加工组织的形成状态及再结晶行为发生变化，因而不能将表层区域的织构控制在上述的范围内。所以，将轧制温度FT2设定为995℃以下。
(最终段的压下率F2为超过11％且22％以下)
如果最终段的压下率F2为11％以下，则通过轧制导入给钢板的应变量并不充分，不会充分产生再结晶，不能将表层区域的织构控制在上述范围内。所以，将压下率F2设定为超过11％。另一方面，如果压下率F2超过22％，则结晶中的晶格缺陷过剩，再结晶行为发生变化，因此不能将表层区域的织构控制在上述范围内。所以，将压下率F2设定为22％以下。
压下率F2(％)可按以下进行计算。
F2＝(t2-tf)/t2×100
(最终3段的总压下率Ft为35％以上)
最终3段的总压下率Ft为了促进奥氏体的再结晶而以较大为宜。如果最终3段的总压下率Ft低于35％，则奥氏体的再结晶速度显著降低，在表层区域中，不能使由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和在6.0以下。
最终3段的总压下率Ft可按下式进行计算。
Ft＝(t0-tf)/t0×100
这里，t0为最终段的前两段的轧制开始时的板厚(单位：mm)。
在精轧工序中，同时且不可分割地控制上述的各条件。上述的各条件并非只满足某一个条件就可以，而是在同时满足上述全部各条件时，才能够将表层区域的织构控制在上述范围内。
接续精轧，实施冷却工序及卷取工序。控制精轧后的冷却速度、另外按所控制的条件进行热处理，有助于控制硬度的均匀性。
<冷却工序>
(从800℃至450℃以80℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却)
(从450℃至卷取温度以60℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却)
冷却工序中，以从800℃至450℃的平均冷却速度达到80℃/秒以上的方式对精轧后的热轧钢板进行冷却。由于一般的热轧设备中，从精轧结束在几秒以内就到达冷却带，所以现实的800℃以上的保持时间在精轧结束后为5秒以内。若平均冷却速度低于80℃/秒，则在冷却过程中产生析出，成为最终组织的硬度不均匀的原因。
即使在450℃以下的温度中，如果冷却速度慢，则在初期相变的部分和后期相变的部分中自回火(冷却中的位错的回复)的程度不同，位错密度变得不均匀。如果位错密度变得不均匀，则成为最终组织的硬度的不均匀化的原因。
因此，当将1/4厚的位置的纳米硬度的标准偏差设定为0.8GPa以下时，优选从800℃至450℃以80℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，从450℃至卷取温度以60℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。
<卷取工序>
(卷取温度：300℃以下)
为了在最终组织中将回火马氏体设定为80％以上，需要在热处理前得到合计80％以上的回火马氏体及初生马氏体。为了在热处理前得到80％以上的回火马氏体及初生马氏体，需要将卷取温度设定为300℃以下。若卷取温度超过300℃，则最终组织中回火马氏体低于80％。
<酸洗工序>
也可以对卷取工序后的热轧钢板进行酸洗。通过实施酸洗，能够改善后面的制造工序中的镀覆性，或提高汽车制造工序中的化学转化处理性。
此外，如果对带有氧化皮的热轧钢板进行轻压下，则氧化皮剥离，有时因压入氧化皮而成为缺陷。因此，在进行后述的轻压下之前，首先，对热轧钢板实施酸洗。酸洗条件没有特别的限定，一般用放入缓蚀剂的盐酸、硫酸等进行酸洗。
<轻压下工序>
在要得到980MPa以上的抗拉强度时，轻压下工序不是必须的，但在将当量圆直径为5nm以下的含Ti析出物设定为5×1011个/mm3以上、将抗拉强度设定为1180MPa以上时，优选按1～30％的压下率对酸洗工序后的热轧钢板施加压下。
通过对热轧钢板施加压下，能够进一步导入用于使后续工序的热处理中的析出物析出的析出位点。通过导入析出位点，采用热处理可使当量圆直径为5nm以下的含Ti析出物达到5×1011个/mm3以上，可得到1180MPa以上的抗拉强度。
另一方面，如果压下率超过30％，则不仅效果饱和，而且导入的位错的回复并不充分，拉伸率显著劣化。因此，在进行压下时，优选将压下率设定为30％以下。只要能够导入成为析出物的核生成位点的位错，压下既可以通过1道次实施30％以下的压下，也可以以分多次实施使累积压下率达到30％以下的方式进行。
<热处理工序>
(在450℃～700℃的温度区域保持10～1500秒钟)
将轻压下工序后的热轧钢板再加热至450～700℃的温度区域，进行在该温度区域停留保持10～1500秒钟的热处理。在卷取工序后，或者在进行了轻压下的情况下，通过对轻压下工序后的热轧钢板进行再加热而实施热处理，能够使当量圆直径为5nm以下的含Ti析出物析出。通过上述热处理，即使在不进行轻压下时也能够使5×109个/mm3以上的析出物析出，但在进行了轻压下时，能够使5×1011个/mm3以上的析出物析出。
若热处理温度(再加热温度)低于450℃，则原子的扩散并不充分，不能得到足够量的析出物。如果考虑进行短时间的热处理，则优选热处理温度为500℃以上。若热处理温度超过700℃，则析出物粗大化，不能以5×109个/mm3以上使析出物析出。在此种情况下，难以确保980MPa以上的抗拉强度。若热处理工序中的保持时间低于10秒，则原子的扩散并不充分，不能以5×109个/mm3以上使当量圆直径5nm以下的含Ti析出物析出。若保持时间超过1500秒，则析出物粗大化，当量圆直径5nm以下的含Ti析出物低于5×109个/mm3。因此，需要使保持时间在10～1500秒之间。当使当量圆直径5nm以下的含Ti析出物充分析出时，优选根据热处理温度设定为一定的热处理时间，优选表示析出程度的析出参数P(℃·s)满足P≥10000的范围。
其中，用下式表示P。
P＝(273+T)·(log10(t)+10)
此外，式中，T表示热处理温度(℃)，t表示热处理时间(秒)。
450～700℃温度下的热处理还包含该温度区域中的加热及缓冷。也就是说，保持时间意味着再加热后钢板在450～700℃温度区域中的时间，只要在该温度区域停留规定的时间，中途温度也可以变化。
(200℃～450℃的温度区域的平均升温速度：3℃/秒以上)
从200℃至450℃的温度区域是不发生析出物的析出，只产生位错的回复的温度区域。本实施方式中通过控制热轧后的冷却使位错均匀地分散，但如果该温度区域中的保持时间延长，则一部分晶粒中产生位错的回复，与最终组织的硬度的不均匀性相联系。因此，当将1/4厚的位置中的纳米硬度的标准偏差设定为0.8GPa以下时，在向上述的450℃～750℃的温度区域进行再加热时，优选将从200℃至450℃的平均升温速度设定为3℃/秒以上。在200℃以下的温度区域，由于大体上不产生位错的回复，所以不规定升温速度。若超过450℃，由于是析出物的析出开始的温度区域，所以只要450℃～700℃中的合计时间在10～1500秒钟的范围，就不规定450℃以上的升温速度。
<镀覆工序>
通过包含上述工序的制造方法可得到本实施方式涉及的钢板。但是，在将本实施方式涉及的钢板以提高耐蚀性为目的而制成热浸镀锌钢板或合金化热浸镀锌的情况下，优选对热处理工序后的热轧钢板实施热浸镀锌。由于镀锌有助于提高耐蚀性，所以在用于期待耐蚀性的用途的情况下优选实施镀锌。优选镀锌为热浸镀锌。热浸镀锌的条件没有特别的限定，可按公知的条件进行。
此外，通过将热浸镀锌后的热轧钢板(热浸镀锌钢板)加热至460～600℃，使镀层合金化，能够制造合金化热浸镀锌钢板。合金化热浸镀锌钢板除提高耐蚀性以外，还能够赋予提高点焊性及提高拉深成形时的滑动性等的效果，因此也可以根据用途而实施合金化。
上述的热浸镀锌处理及合金化热浸镀锌处理既可以在上述的450～700℃中的热处理后一度冷却到室温后进行，也可以在450℃～700℃的温度区域保持后连续地进行。无论在哪种情况下，只要450～700℃中的保持合计时间不超过1500秒就可以。
除镀锌以外，即使通过实施镀Al、含Mg的镀覆、电镀也能够制造本实施方式涉及的钢板。
实施例
以下，参照实施例对本发明涉及的热轧钢板更具体地进行说明。但是，以下的实施例是本发明的热轧钢板的例子，本发明的热轧钢板并不限定于以下的方式。以下记载的实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不受这些一条件例的限制。本发明只要不脱离本发明的主旨、达到本发明的目的，就可采用多种条件。
对表1所示的化学成分的钢进行铸造，铸造后，直接或者在暂且冷却到室温后经过再加热，加热至表2的温度范围，然后在1100℃以上的温度下，将板坯粗轧到表2中记载的粗轧板板厚，从而制造出粗轧板。
对粗轧板实施了包括全部7段的多段精轧。在多段精轧工序中，从表2中记载的轧制开始温度开始精轧，从轧制开始通过除去最终3段轧制的合计4段轧制，轧制到表3中记载的第5段轧制时板厚：t0的厚度。
然后，在按表3～表4中记载的各条件实施了热轧后，按表5中记载的各条件进行了冷却、卷取。将热轧结束后的钢板的最终板厚作为精轧后的板厚tf(表2的值)。
在对通过上述所得到的热轧钢板进行了酸洗后，对其一部分按表6中记载的条件进行了轻压下，按表6中记载的条件进行了热处理。
另外然后，如表7中记载的那样对其一部分进行了热浸镀锌(GI)或合金化热浸镀锌(GA)。
表2
表3
表4
表5
表6
通过显微组织观察，对所得到的热轧钢板求出了回火马氏体及其它相的体积率。
关于珠光体、贝氏体、回火马氏体及铁素体的体积率，通过以与热轧钢板的轧制方向平行的板厚断面作为观察面而采集试样，研磨观察面，用硝酸乙醇进行侵蚀，采用场致发射型扫描电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)，以5000倍的倍数在10个视场观察以距表面为板厚的1/4深度(1/4厚)位置为中心的距表面为板厚的1/8～3/8(1/8厚～3/8厚)的范围，并将在各视场所得到的各组织的面积率平均，将其作为各自的体积率。
此外，初生马氏体的体积率是以作为采用FE-SEM观察的未被腐蚀的区域的面积率而求出的体积率与通过X射线测得的残余奥氏体的体积率之差的形式来求出的。
残余奥氏体的体积率是通过在钢板板厚的1/4深度位置中的与轧制方向平行的断面中，采用Co-Kα射线求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)合计6个峰的积分强度，采用强度平均法进行计算而求出的。
此外，对于所得到的热轧钢板，求出了当量圆直径5nm以下的含Ti析出物的每单位体积的个数密度。此时，从距表面为板厚的1/4的位置(1/4厚)附近采集试验片，采用电解提取残渣法，求出钢板的每单位体积中所含的析出物的1.0nm间距中的每当量圆直径的个数密度，求出当量圆直径5nm以下的含Ti析出物的个数密度。测定时，通过透射式电子显微镜(TEM)及EDS进行析出物的组成分析，确认微细的析出物为含Ti析出物。
此外，采用从所得到的热轧钢板的宽度方向1/4的位置上，以与轧制方向垂直的方向(C方向)为长度方向的方式采集的JIS5号试验片，按照JIS Z2241：2011的规定实施拉伸试验，求出0.2％屈服强度YS(MPa)、抗拉强度TS(MPa)、总拉伸率EL(％)。
此外，从所得到的热轧钢板的宽度方向1/2位置，切下100mm×30mm的长条形状的试验片，进行弯曲试验。就弯曲棱线与轧制方向(L方向)平行的弯曲(L轴弯曲)和弯曲棱线在与轧制方向垂直的方向(C方向)平行的弯曲(C轴弯曲)这两者，按照Z 2248：2006(V形块90゜弯曲试验)调查弯曲加工性，求出没有发生龟裂的最小弯曲半径，将L轴和C轴的最小弯曲半径的平均值除以板厚，将所得的值设定为极限弯曲R/t，作为弯曲加工性的指标值。
但是，关于龟裂的有无，将V形块90゜弯曲试验后的试验片在与弯曲方向平行且与板面垂直的面切断，在将其断面镜面研磨后，通过光学显微镜观察龟裂，当在试验片的弯曲内侧观察的龟裂长度超过30μm时判断为有龟裂。
此外，对于所得到的热轧钢板，按照JIS Z2256：2010从钢板的宽度方向1/4宽度位置上切下试验片，用直径10mm的冲头、内径10.6mm的冲模进行冲裁后，采用60°圆锥冲头，将冲裁部的毛刺设置成与冲头处于相反侧而实施扩孔，当冲裁部中发生的龟裂贯通板厚的时候中止试验，测定扩孔试验后的孔径，从而求出扩孔率λ。
此外，在所得到的热轧钢板的1/4厚的位置，在与板厚方向垂直、且与轧制方向平行的线上，采用Hysitron公司制造的tribo-900，通过Berkovich形状的金刚石压头，按照80nm的压入深度的条件，相隔3μm的间隔，测定合计100处的纳米硬度，从所得到的纳米硬度的直方图求出标准偏差。
表7～表9中示出各自的结果。关于表7～表8的组织分数，t-M表示回火马氏体、α表示铁素体、P表示珠光体、B表示贝氏体、FM表示初生马氏体、γ表示残余奥氏体。
表7
表8
表9
由表1～表9得知，在为本发明例的No.1～4、8～18、21、23、29～32、34～38、43、44、48中，具有980MPa以上的抗拉强度，弯曲加工性及拉伸凸缘性优异，而且具有高屈服强度。
与此相对照，在化学组成、显微组织、析出物的存在状态、表层部的织构中的1种以上在本发明的范围外的比较例No.5～7、19、20、22、24～28、33、39～42、45～47中，抗拉强度、弯曲加工性及拉伸凸缘性、屈服强度中的任一项未达到目标值。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到具有980MPa以上的抗拉强度、可抑制弯曲内裂纹的发生、弯曲加工性及拉伸凸缘性优异、而且具有高屈服强度(屈服强度相对于抗拉强度的比例高)的热轧钢板。

Claims (6)

1.一种热轧钢板，其特征在于，作为化学组成，以质量％计含有：
C：0.02～0.12％、
Si：0.01～2.00％、
Mn：1.00～3.00％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
N：0.010％以下、
Al：0.005～1.000％、
Ti：0.01～0.20％、
Nb：0～0.10％、
V：0～0.100％、
Ni：0～2.00％、
Cu：0～2.00％、
Cr：0～2.00％、
Mo：0～2.00％、
W：0～0.100％、
B：0～0.0100％、
REM：0～0.0300％、
Ca：0～0.0300％、
Mg：0～0.0300％，
剩余部分包含Fe及杂质；
所述化学组成满足0.10≤Ti+Nb+V≤0.45，
显微组织以体积率计含有80％以上的回火马氏体，剩余部分包含铁素体、珠光体、贝氏体、初生马氏体、残余奥氏体中的1种以上，
所述回火马氏体含有每单位体积为5×109个/mm3以上的当量圆直径为5nm以下的含Ti析出物，
在从表面到板厚的1/10的位置的范围即表层区域中，由{211}<111>～{111}<112>构成的取向组的平均极密度与{110}<001>的晶体取向的极密度之和为6.0以下，
抗拉强度为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自以下元素中的1种或2种以上：
Nb：0.01～0.10％、
V：0.010～0.100％、
Ni：0.01～2.00％、
Cu：0.01～2.00％、
Cr：0.01～2.00％、
Mo：0.01～2.00％、
W：0.005～0.100％、
B：0.0005～0.0100％、
REM：0.0003～0.0300％、
Ca：0.0003～0.0300％、
Mg：0.0003～0.0300％。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，
所述回火马氏体含有每单位体积为5×1011个/mm3以上的所述析出物，
所述抗拉强度为1180MPa以上。
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，在距所述表面为所述板厚的1/4的位置的纳米硬度的标准偏差为0.8GPa以下。
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，在所述表面具备热浸镀锌层。
6.根据权利要求5所述的热轧钢板，其特征在于，所述热浸镀锌层为合金化热浸镀锌层。
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