CN115087756A

CN115087756A - 热轧钢板

Info

Publication number: CN115087756A
Application number: CN202180014833.1A
Authority: CN
Inventors: 虻川玄纪; 东昌史; 薮翔平
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-02-20
Filing date: 2021-02-19
Publication date: 2022-09-20
Anticipated expiration: 2041-02-19
Also published as: US20230107809A1; EP4108792A4; EP4108792A1; WO2021167079A1; JPWO2021167079A1; KR20220130775A; MX2022010100A; CN115087756B

Abstract

该热轧钢板具有规定的化学组成，显微组织以体积率计含有合计为70％以上的马氏体、回火马氏体及贝氏体，含有5～20％的残留奥氏体，在从表面至板厚的1/10的位置为止的范围的表层区域中，由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{110}＜001＞的晶体取向的极密度之和为6.0以下，上述残留奥氏体中的固溶碳浓度为0.5质量％以上，上述热轧钢板的抗拉强度为980MPa以上。

Description

热轧钢板

技术领域

本发明涉及热轧钢板。

本申请基于2020年02月20日在日本申请的日本特愿2020-026996号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

近年来，从随着全球变暖对策而限制温室效应气体排出量的观点考虑，要求汽车燃油效率的进一步提高。于是，为了在将车身轻量化的同时确保碰撞安全性，汽车用部件中的高强度钢板的应用正在逐渐扩大。

然而，就供于汽车用部件的钢板而言，不仅要求强度，还要求压制加工性、焊接性等在部件成形时所要求的各种施工性。具体而言，从压制加工性、成形性的观点考虑，大多对钢板要求弯曲加工性及伸长率。钢板的成形性存在随着材料的高强度化而降低的倾向，因此难以兼顾高强度和良好的成形性。

因此，对于汽车用部件中的高强度钢板的应用，在实现抗拉强度为980MPa以上的高强度的同时实现优异的弯曲加工性及伸长率成为重要的课题。

在非专利文献1中报道了：通过组织控制来控制为铁素体、贝氏体、马氏体等单一组织，从而弯曲加工性改善。

在专利文献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％，控制为以面积率计为95％以上的由铁素体形成的组织，并控制为仅分散析出有铁素体晶粒内的包含Ti的碳化物粒径、和作为包含Ti的硫化物的平均粒径为0.5μm以下的TiS的组织，从而实现590MPa～750MPa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、或控制为将贝氏体设定为以分率计超过95％的组织，并且使钢板表层部的组织设定为贝氏体相的分率小于80％、并且将富有加工性的铁素体的分率设定为10％以上，从而在将抗拉强度维持在780MPa以上的状态下提高弯曲加工性。

此外，专利文献3中公开了一种具有屈服强度为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，其通过下述方式获得：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％，将回火马氏体相设定为以体积率计为90％以上的主相，并控制为下述组织：与轧制方向平行的截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截面中的原奥氏体晶粒的平均粒径为15μm以下的降低了原γ晶粒的各向异性的组织。

专利文献4中公开了一种局部变形能力优异、且弯曲加工性的各向异性小的热轧钢板，其通过下述方式获得：控制距离钢板表面为5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部的特定的晶体取向群的各取向的极密度，将与轧制方向成直角的方向的兰克福特值即rC设定为0.70～1.10，并且将与上述轧制方向成30°的方向的兰克福特值r30设定为0.70～1.10。

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

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

发明所要解决的课题

如上所述，近年来，要求在提高钢板强度的基础上，进一步改善弯曲加工性及伸长率。然而，就上述的专利文献1～专利文献4的技术而言，不能说强度与弯曲加工性及伸长率的兼顾是充分的。

本发明所要解决的课题在于，提供弯曲加工性和伸长率优异、且抗拉强度为980MPa以上的高强度热轧钢板。

上述的所谓弯曲加工性是表示进行弯曲加工时在加工部不易产生龟裂的指标，或者是表示其龟裂不易生长的指标。然而，在本发明中，与以往不同，将在进行弯曲加工时从弯曲加工部的内侧产生的龟裂(弯曲内开裂)作为对象。

用于解决课题的手段

本发明的发明者们对上述的课题进行了研究。其结果发现：通过使显微组织以体积率计含有合计为70％以上的马氏体、回火马氏体及贝氏体、并且含有5～20％的残留奥氏体，从而能够制造确保加工性、并且抗拉强度为980MPa以上的钢板。

另外，本发明的发明者们对高强度钢板的弯曲加工性进行了深入调查。其结果弄清楚了：钢板强度变得越高，则在弯曲加工时越变得容易产生龟裂。另外，获知：以往以来，钢板的弯曲加工中的开裂一般从弯曲外侧的钢板表面或端面附近产生龟裂，但随着钢板的高强度化，有时会在弯曲内侧产生微小的龟裂。这样的在弯曲内侧产生的微小的龟裂(以下称为弯曲内开裂)的抑制方法在现有的认知中尚未有示出。

根据本发明的发明者们的研究获知：弯曲内开裂在抗拉强度为780MPa级以上的钢板中变得容易产生，在980MPa级以上的钢板中变得显著，在1180MPa级以上的钢板中成为更显著的课题。

本发明的发明者们推测产生上述的弯曲内开裂的机理是基于变形不均，并着眼于织构及硬度的均匀性，对抑制弯曲内开裂的方法进行了探索。

其结果发现下述事项：如果织构比较无规，则变形阻力也均匀，因此变形容易均匀地产生，但如果特定的织构发达，则在具有变形阻力大的取向的晶体与除此以外的取向的晶体之间产生变形不均，变得容易产生剪切变形带，相反，如果减少变形阻力大的取向的晶体，则变形均匀地产生，剪切变形带变得不易产生。即，本发明的发明者们发现：通过控制特别是产生龟裂的板厚方向的表层区域中的织构，能够抑制弯曲内开裂。

本发明是基于上述的见解而成的，其主旨如下。

(1)本发明的一个方案的热轧钢板，其具有下述化学组成：以质量％计含有C：0.02～0.30％、Si：0.01～2.50％、Mn：1.00～3.00％、P：0.100％以下、S：0.0001～0.0100％、Al：0.005～1.000％、N：0.010％以下、Ti：0～0.20％、Nb：0～0.20％、V：0～0.200％、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，上述化学组成满足Si+Al≥1.00％，显微组织以体积率计含有合计为70％以上的马氏体、回火马氏体及贝氏体，含有5～20％的残留奥氏体，在从表面至板厚的1/10的位置为止的范围的表层区域中，由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{110}＜001＞的晶体取向的极密度之和为6.0以下，上述残留奥氏体中的固溶碳浓度为0.5质量％以上，上述热轧钢板的抗拉强度为980MPa以上。

(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有选自下述元素中的一种或两种以上：Ti：0.001～0.20％、Nb：0.001～0.20％、V：0.001～0.200％、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)根据上述(1)或(2)所述的热轧钢板，其也可以在上述表面具备热浸镀锌层。

(4)根据上述(3)所述的热轧钢板，其中，上述热浸镀锌层也可以是合金化热浸镀锌层。

发明效果

根据本发明的上述方式，可以得到具有980MPa以上的抗拉强度、能够抑制弯曲内开裂的产生、且弯曲加工性及伸长率优异的热轧钢板。

附图说明

图1是示出了φ2＝45°截面的晶体取向分布函数(ODF)和由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群及{110}＜001＞取向的图。

具体实施方式

以下，对本发明的一个实施方式的热轧钢板(本实施方式的钢板)进行说明。

1.显微组织

＜以体积率计含有合计为70％以上的马氏体、回火马氏体及贝氏体，并且含有5～20％的残留奥氏体＞

首先，关于显微组织的限定理由进行叙述。

在本实施方式的钢板中，显微组织的主相是以体积率计为70％以上的选自马氏体、回火马氏体及贝氏体中的一种以上。显微组织还含有5～20％的残留奥氏体。

为了兼顾980MPa以上的抗拉强度(TS)和弯曲加工性，本实施方式的钢板将选自低温相变形成相即马氏体、回火马氏体及贝氏体中的一种以上作为主相。如果想要在马氏体、回火马氏体和/或贝氏体的合计体积率低的组织构成中提高强度，则会在硬质的上述的组织与软质的上述以外的组织之间产生变形不均，弯曲加工性劣化。马氏体、回火马氏体和/或贝氏体的合计体积率小于70％时，无法得到充分的强度，或者无法得到充分的弯曲加工性。

另外，在本实施方式的钢板中，为了得到优异的伸长率，以体积率计含有5％以上的残留奥氏体。残留奥氏体的体积率小于5％时，无法得到充分的伸长率。另一方面，如果选择使残留奥氏体残存超过20％的制造条件，则变得无法得到其它所期望的组织、强度。因此，实质上的残留奥氏体的体积率的上限为20％。

上述以外的剩余部分也可以为铁素体、珠光体中的一种以上。

在本实施方式中，关于珠光体、贝氏体、回火马氏体及铁素体的体积率，将与热轧钢板的轧制方向平行的板厚方向的截面作为观察面来采集试样，对观察面进行研磨，进行硝酸乙醇蚀刻，使用场发射型扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission ScanningElectron Microscope)以5000倍的倍率对以距表面为板厚的1/4的深度(1/4厚)位置作为中心的距离表面为板厚的1/8～3/8(1/8厚～3/8厚)的范围进行观察，对各组织的面积率进行测定，以此作为体积率。此时，对10个视场进行测定，将其平均值作为体积率。

各组织具有以下的特征。因此，在面积率的测定中，基于以下的特征对各组织进行鉴定，求出其面积率。

铁素体是不含铁系碳化物的形成等轴形状的晶粒，珠光体是铁素体及渗碳体的层状组织。

贝氏体包含上贝氏体和下贝氏体，上贝氏体是板条状的晶粒的集合，是在板条间包含碳化物的板条的集合体。下贝氏体是板条状的晶粒的集合，在内部包含长径为5nm以上的铁系碳化物，进而，该碳化物属于单一的变体(variant)、即沿同一方向伸展的铁系碳化物群。这里，沿同一方向伸长的铁系碳化物群是指铁系碳化物群的伸长方向的差异为5°以内者。

回火马氏体是板条状的晶粒的集合，在内部包含长径5nm以上的铁系碳化物，进而，该碳化物属于多个变体、即沿两个方向以上伸展的铁系碳化物群。一般而言，回火马氏体大多是指包含渗碳体等铁系碳化物的马氏体，但在本实施方式中，将包含含Ti微细析出物的马氏体也定义为回火马氏体。

马氏体(初生马氏体)及残留奥氏体在硝酸乙醇蚀刻中不会被充分地腐蚀，因此在利用FE-SEM进行的观察中，无法与上述的组织(铁素体、珠光体、贝氏体、回火马氏体)明确地区分开。因此，马氏体的体积率能够以下述体积率之差的形式来求出：作为通过FE-SEM观察到的未被腐蚀的区域的面积率而求出的体积率、和通过后述的X射线所测定的残留奥氏体的体积率。

残留奥氏体的体积率通过X射线衍射法来求出。具体而言，在钢板的板厚的1/4深度位置处的与轧制方向平行的板厚方向的截面中，使用Co-Kα射线求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)的共计6个峰的积分强度，通过使用强度平均法进行计算，从而得到残留奥氏体的体积率。

但是，在本实施方式的钢板中，只要规定马氏体、回火马氏体及贝氏体的合计体积率即可，对这些组织进行区分不是必需的。

＜残留奥氏体中的固溶碳浓度为0.5质量％以上＞

通过使残留奥氏体中的固溶碳浓度为0.5质量％以上，从而残留奥氏体适度地稳定化，在变形后期的高应变区域，相变诱发塑性(TRIP)变得大量产生，钢板的伸长率及弯曲加工性提高。因此，将残留奥氏体中的固溶碳浓度设定为0.5质量％以上。残留奥氏体中的固溶碳浓度优选为0.7质量％以上。

通过将残留奥氏体中的固溶碳浓度设定为2.0质量％以下，能够抑制残留奥氏体的过度稳定化，更可靠地表现出相变诱发塑性(TRIP)。因此，残留奥氏体中的固溶碳浓度优选设定为2.0质量％以下。

残留奥氏体中的固溶碳浓度通过X射线衍射来求出。具体而言，在板宽度方向中央位置的与轧制方向平行的板厚方向的截面中的距离钢板表面为板厚的1/4深度处的金属组织中，进行利用Cu-Kα射线的X射线解析，根据残留奥氏体的(200)面、(220)面及(311)面的反射角求出晶格常数a(单位为埃)，按照下式(A)计算出残留奥氏体中的固溶碳浓度(Cγ)。

Cγ＝(a-3.572)/0.033 (A)

＜在从表面至板厚的1/10的位置为止的范围的表层区域中，由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{110}＜001＞的晶体取向的极密度之和为6.0以下＞

本发明的发明者们对高强度钢板的弯曲加工性进行深入调查。其结果获知：随着钢板的高强度化，有时会在弯曲内侧产生微小的龟裂。进一步进行了研究的结果是，这样的弯曲内开裂的机理如以下那样推定。

在弯曲加工时在弯曲内侧产生压缩的应力。最初，弯曲内侧整体一边均匀地变形一边进行加工，但如果加工量变大，则导致仅通过均匀的变形无法承担变形，产生微观的变形不均(剪切变形带的产生)。通过该剪切变形带进一步生长，从而从弯曲内侧表面产生并生长沿着剪切带的龟裂。伴随着高强度化而变得容易产生弯曲内开裂的理由据推定是由于：通过伴随着高强度化的加工硬化能的降低，均匀的变形变得难以进展，变得容易产生变形不均，从而在加工早期(或在缓和的加工条件下)产生剪切变形带。

在钢板发生弯曲变形时，以板厚中心为边界，应变朝向表面变大，在最表面处应变变得最大。因此，弯曲内开裂的龟裂在钢板的表面生成。有助于这样的龟裂的生成的是，从钢板表面至板厚方向上的板厚的1/10为止的范围的表层区域的组织，因此对表层区域的组织进行控制。

本发明的发明者们为了控制成为弯曲加工时的弯曲内开裂的原因的变形不均，着眼于织构。

具体而言，在对钢板施加变形时，在各晶体取向上，滑移系对变形的作用容易度不同(施密得因子；Schmid factor)。据认为这是由于变形阻力在每个晶体取向上不同。即，如果织构比较无规，则变形阻力也均匀，因此变形容易均匀地产生，但如果特定的织构发达，则在具有变形阻力大的取向的晶体与除此以外的取向的晶体之间产生变形不均，变得容易产生剪切变形带。相反，据认为：如果减少变形阻力大的取向的晶体，则变形均匀地产生，剪切变形带变得不易产生。

出于上述的构想，就本实施方式的钢板而言，在从表面至板厚的1/10的位置为止的范围的表层区域中，将由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{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开裂。

当在表背面中织构的发达不同的钢板的情况下，只要仅从一侧的表面至板厚的1/10的位置为止的范围满足本实施方式中规定的织构，就能够在将该面作为弯曲内侧时的弯曲加工中得到弯曲内开裂抑制的效果。

由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群和{110}＜001＞的晶体取向是在通过常规方法制作的高强度热轧钢板中容易在表层区域发达的取向。另外，它们是在弯曲加工时变形阻力在弯曲内侧特别大的取向群，因此起因于与其它的取向群的变形阻力的差异，使得容易产生剪切变形带。因此，通过减小这些取向群的极密度，能够抑制弯曲内开裂。但是，即使仅减小由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度和{110}＜001＞的晶体取向的极密度中的某一者，也无法得到本实施方式的效果，减小其总和是重要的。

如果在从钢板表面至板厚的1/10为止的范围的表层区域中的由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{110}＜001＞的晶体取向的极密度之和超过6.0，则变得容易显著地产生剪切变形带，成为弯曲内开裂的产生的主要原因。在该情况下，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，将它们之和设定为6.0以下。从该观点考虑，优选由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{110}＜001＞的晶体取向的极密度之和为5.0以下，进一步优选为4.0以下。

由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{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，设定为小于0.5是困难的，因此0.5为实质上的下限。

极密度可以通过EBSP(背散射电子衍射；Electron Back Scatter DiffractionPattern)法来测定。关于供于基于EBSP法进行的解析的试样，对与轧制方向平行并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、电解研磨等将应变除去。使用该试样，在从钢板的表面至板厚的1/10位置为止的范围中，将测定间隔设定为4.0μm，以测定面积成为150000μm²以上的方式基于EBSP法进行解析。

图1中示出了φ2＝45°截面的晶体取向分布函数(ODF)、和由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群及{110}＜001＞取向。由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群是指下述范围：将织构解析进行邦厄(BUNGE)表示，在φ2＝45°截面的晶体取向分布函数(ODF)中，φ1＝85～90°、φ＝30～60°、φ2＝45°的范围。在图1所示的上述范围中对该取向群的平均极密度进行计算。{211}＜111＞～{111}＜112＞取向群严格来说在ODF上是φ1＝90°、φ＝30～60°、φ2＝45°的范围，但由于存在起因于试验片加工、试样的设置的测定误差，因此就本实施方式的钢板而言，在φ1＝85～90°、φ＝30～60°、φ2＝45°的范围中对平均极密度进行计算。在以下的平均极密度解析中也同样地考虑起因于试验片加工、试样的设置的测定误差来决定取平均值的角度的范围。

同样地，{110}＜001＞的晶体取向的极密度是指在φ2＝45°截面的晶体取向分布函数(ODF)中φ1＝85～90°、φ＝85～90°、φ2＝45°的范围。在图1所示的上述范围中对该晶体取向的极密度进行计算。

这里，关于轧制板的晶体取向，通常以(hkl)或{hkl}来表示与板面平行的晶面，以[uvw]或＜uvw＞来表示与轧制方向平行的取向。{hkl}及＜uvw＞是等价的晶面及方向的总称，(uvw)及[hkl]是指各个晶面及方向。即，在本实施方式的钢板中，将bcc结构作为对象，因此例如(110)、(-110)、(1-10)、(-1-10)、(101)、(-101)、(10-1)、(-10-1)、(011)、(0-11)、(01-1)、(0-1-1)是等价的晶面，无法区分。在这样的情况下，将这些晶面统称为{110}。

2.化学组成

以下，对本实施方式的钢板的化学组成详细地进行说明。

在下述的夹有“～”的数值限定范围中，其两端的值作为下限值及上限值被包含在该范围中。但是，关于表示为“超过”或“小于”的数值，其值不包含在数值范围中。只要没有特别说明，则与各元素的含量相关的“％”是指“质量％”。

(C：0.02～0.30％)

C是用于提高钢板的强度而有效的元素。C含量小于0.02％时，难以确保980MPa以上的强度。因此，将C含量设定为0.02％以上。C含量优选为0.13％以上，更优选为0.15％以上。

另一方面，C含量超过0.30％时，不仅其效果饱和，而且珠光体优先地生成，贝氏体及残留奥氏体的生成变得不充分，变得难以得到所期望的贝氏体的体积率及残留奥氏体的体积率。因此，C含量为0.30％以下。C含量优选为0.25％以下。

(Si：0.01～2.50％)

Si是能够通过固溶强化来提高材料强度的重要元素。Si含量小于0.01％时，强度降低。因此，Si含量设定为0.01％以上。Si含量优选为0.10％以上，进一步优选为0.30％以上。

另一方面，Si含量超过2.50％时，表面性状劣化。因此，Si含量设定为2.50％以下。Si含量优选为2.00％以下。

(Mn：1.00％～3.00％)

Mn是用于提高钢板的显微组织中的贝氏体、马氏体的体积率来提高钢板的强度而有效的元素。为了将贝氏体、马氏体、回火马氏体的体积率合计设定为70％以上，将Mn含量设定为1.00％以上。Mn含量小于1.00％时，这些组织的体积率降低，无法得到充分的强度。

另一方面，Mn含量超过3.00％时，其效果饱和，并且经济性降低。因此，将Mn含量设定为3.00％以下。

(P：0.100％以下)

P是在钢板的板厚中央部偏析的元素，另外，也是使焊接部脆化的元素。P含量优选较低，但如果P含量变得超过0.100％，则特性的劣化变得显著，因此将P含量限制在0.100％以下。P含量优选为0.050％以下。

另一方面，下限没有特别限定，虽然能发挥效果(也可以为0％)，但将P含量降低至小于0.001％在经济上是不利的。因此，也可以将P含量设定为0.001％以上。

(S：0.0001～0.0100％)

S是通过以硫化物的形式存在而导致板坯脆化的元素。另外，S是使钢板的成形性劣化的元素。因此，限制S含量。S含量超过0.010％时，特性的劣化变得显著，因此将S含量设定为0.010％以下。

另一方面，下限没有特别限定，虽然能发挥效果(也可以为0％)，但将S含量降低至小于0.0001％在经济上是不利的，因此将S含量设定为0.0001％以上。

(N：0.010％以下)

N是形成粗大的氮化物而使弯曲加工性、伸长率劣化的元素。N含量超过0.010％时，弯曲加工性、伸长率显著地劣化。因此，将N含量设定为0.010％以下。

另一方面，N含量的下限不需要特别规定(也可以为0％)，但如果将N含量降低至小于0.0001％，则制造成本大幅增加。因此，从制造成本的观点考虑，可以将N含量设定为0.0001％以上，也可以设定为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含量设定为0.005％以上。Al含量小于0.005％时，无法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、拉伸凸缘加工时的开裂的起点，使加工性劣化。

另一方面，Al含量超过1.000％时，板坯脆化，因此是不优选的。因此，将Al含量设定为1.000％以下。

在本实施方式中，Al含量是指sol.Al(酸可溶性Al)含量。

另外，为了确保残留奥氏体的面积率，将Si与Al的合计含量(Si+Al)设定为1.00％以上。

以上是本实施方式的钢板的基本化学成分，本实施方式的钢板的化学组成可以含有上述的元素、剩余部分包含Fe及杂质。在本实施方式中，杂质是指从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质，是在不对本实施方式的钢板带来不良影响的范围内被允许的物质。

出于提高各种特性的目的，本实施方式的钢板还可以含有下述那样的成分。以下的元素并非必须被含有，因此含量的下限为0％。

(Ti：0～0.20％)

(Nb：0～0.20％)

(V：0～0.200％)

Ti(钛)、Nb(铌)、V(钒)是有助于强度的提高的元素。因此，可以含有Ti、Nb和/或V。为了优选地得到上述的效果，含量分别优选为0.001％以上。Ti含量更优选为0.02％以上，Nb含量更优选为0.01％以上。

另一方面，即使含有Ti、Nb超过0.20％、含有V超过0.200％，不仅由上述作用带来的效果饱和，而且也会存在经济上变得不利的情况。因此，在含有这些元素的情况下，Ti含量设定为0.20％以下，Nb含量设定为0.20％以下，V含量设定为0.200％以下。Ti含量、Nb含量优选为0.15％以下、更优选为0.10％以下，V含量优选为0.150％以下、更优选为0.100％以下。

(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。该效果通过分别含有0.01％以上的Ni、Cu、Cr、Mo中的一种或两种以上而变得显著。因此，在要得到效果的情况下，优选将含量分别设定为0.01％以上。

另一方面，各元素的含量分别超过2.00％时，焊接性、热轧加工性等劣化。因此，在含有这些元素的情况下，Ni、Cu、Cr、Mo的含量分别设定为2.00％以下。

(W：0～0.100％)

W是通过析出强化而有助于钢板强度提高的元素。在要得到该效果的情况下，优选将W含量设定为0.005％以上。

另一方面，W含量超过0.100％时，不仅效果饱和，而且热轧加工性降低。因此，在含有W的情况下，将W含量设定为0.100％以下。

(B：0～0.0100％)

B是用于控制热轧中的相变、通过组织强化来提高钢板的强度而有效的元素。在要得到该效果的情况下，优选将B含量设定为0.0005％以上。

另一方面，B含量超过0.0100％时，不仅效果饱和，而且铁系的硼化物析出，由固溶B带来的淬透性提高的效果消失。因此，在含有B的情况下，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是有助于钢板的强度提高的元素。REM、Ca、Mg中的一种或两种以上的合计小于0.0003％时，无法得到充分的效果，因此在要得到效果的情况下，优选将REM、Ca、Mg的合计含量设定为0.0003％以上。

另一方面，REM、Ca、Mg分别超过0.0300％时，铸造性、热加工性劣化。因此，在含有这些元素的情况下，将各自含量设定为0.0300％以下。

在本实施方式中，REM是指由Sc、Y及镧系元素构成的合计17种元素，上述REM的含量是指这些元素的含量的合计。在镧系元素的情况下，在工业上以混合稀土金属的形式添加。

上述的钢成分通过钢的一般的分析方法进行测定即可。例如，钢成分使用ICP-AES(电感耦合等离子体-原子发射光谱法；Inductively Coupled Plasma-Atomic EmissionSpectrometry)来测定即可。C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活泼性气体熔融-热导法进行测定即可，O使用不活泼性气体熔融-非分散型红外线吸收法进行测定即可。

在本实施方式的钢板中，也可以在表面进一步具备热浸镀锌层。另外，热浸镀锌也可以是实施了合金化处理的合金化热浸镀锌层。

镀锌有助于耐腐蚀性提高，因此在应用于期待耐腐蚀性的用途中的情况下，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。

汽车的行走部件存在由腐蚀导致穿孔的顾虑，因此有时即使进行高强度化也无法薄壁化至某个一定板厚以下。钢板的高强度化的目的之一是通过薄壁化带来轻量化，因此即使开发高强度钢板，但如果耐腐蚀性低，则应用部位受限。作为解决这些课题的方法，考虑对钢板实施耐腐蚀性高的热浸镀锌等镀覆。本实施方式的钢板如上所述地对钢板成分进行了控制，因此能够进行热浸镀锌。

镀覆可以是电镀锌，也可以是除Zn以外还包含Si、Al和/或Mg的镀覆。

4.机械特性

就本实施方式的钢板而言，作为有助于汽车的轻量化的充分强度，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规定，但在本实施方式中，也可以将实质上的抗拉强度的上限设定为1370MPa。

另外，本实施方式的钢板以成为弯曲内开裂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的值例如可以如下所述地求出：从热轧钢板的宽度方向1/2位置切取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，依据JIS Z2248：2006(V形块90°弯曲试验)进行弯曲加工，调查在弯曲内侧产生的龟裂。求出不产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，可以将由此得到的值设定为极限弯曲R/t来作为弯曲加工性的指标值。

另外，作为具有高伸长率的指标，本实施方式的钢板以抗拉强度TS(MPa)与EL(％)之积为19000(MPa·％)以上作为目标。TS与EL之积优选为19120(MPa·％)以上，更优选为19600(MPa·％)以上。就本实施方式的钢板而言，进一步优选总伸长率EL为16.0％以上。

拉伸试验是依据JIS Z2241：2011，按照使与轧制方向成直角的方向成为拉伸方向的方式采集SJIS5号拉伸试验片，对抗拉强度(TS)及总伸长率(EL)进行测定。

5.制造方法

接下来，对本实施方式的钢板的优选制造方法进行说明。

为了将钢板的表层区域的显微组织、织构控制在上述的范围，优选在下述条件下制造热轧钢板：包括以下那样的热轧工序(包括加热工序、粗轧工序、精轧工序)、冷却工序、热处理工序，根据需要在冷却工序与热处理工序之间包括卷取工序、酸洗工序及轻压下工序，根据需要在热处理工序之后包括镀覆工序。

以下，对各工序中优选的条件进行说明。

在热轧之前的制造工序没有特别限定。即，在利用高炉或电炉等进行的熔炼之后，接着进行各种二次精炼，接着通过通常的连续铸造、利用铸锭法的铸造等方法来进行铸造即可。在连续铸造的情况下，可以将铸造板坯暂且冷却至低温后，再度加热后进行热轧，也可以将铸造板坯在不冷却至低温的情况下在铸造后直接进行热轧。原料也可以使用废料。

＜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1200℃以上。在板坯内析出的粗大的析出物(铁系碳化物、合金元素的碳氮化物等)有可能会阻碍材质稳定性。因此，出于使这样的析出物溶解的目的，将板坯加热至1200℃以上。

＜粗轧工序＞

接着，对加热后的板坯进行粗轧来制成粗轧板。

在该粗轧工序中，将粗轧后的粗轧板的厚度控制在超过35mm且为45mm以下。粗轧板的厚度对精轧工序中的从轧制开始时至轧制完成时为止所产生的从轧制板的前端至尾端为止的温度降低量造成影响。另外，粗轧板的厚度为35mm以下或超过45mm时，在下一工序即精轧中，向钢板中导入的应变量变化，在精轧中形成的加工组织变化。其结果是，再结晶行为发生变化，变得难以得到所期望的织构。特别是，在钢板表层区域变得难以得到上述的织构。

一般而言，关于粗轧后的粗轧板的厚度，从生产率等观点考虑会进行适当设定，为了控制钢板的特性而进行设定的情况较少。与此相对，本发明的发明者们为了控制钢板表层区域的织构，严格地控制了粗轧板的厚度。

＜精轧工序＞

接着粗轧来实施多段精轧。本发明的发明者们发现下述事项在控制织构的方面是重要的：将通常没有积极地进行控制的热轧的精轧工序的最终两段轧制中的轧制时的板厚、辊形状比、温度、钢中的Nb及Ti的含量控制在由某个计算式导出的适当的范围内。

因此，在该多段精轧中，精轧的开始温度为1000℃～1150℃，精轧的开始前的钢板的厚度(粗轧板的厚度)超过35mm且为45mm以下。另外，多段精轧的最终段的前一段的轧制的轧制温度为960℃～1020℃，压下率超过11.0％且为23.0％以下。另外，优选的是，多段精轧的最终段的轧制温度为930℃～995℃，压下率超过11.0％且为22.0％以下。另外，优选的是，控制最终两段的压下时的各条件，由以下的式1计算的织构形成参数ω满足110以下。此外，优选在多段精轧的最终三段的总压下率为35％以上的条件下来实施精轧。

在这些数学式中，分别表示如下：

PE：由析出物形成元素带来的再结晶抑制效果的换算值(单位：质量％)

Ti：钢中所含的Ti含量(单位：质量％)

Nb：钢中所含的Nb含量(单位：质量％)

F₁ ^＊：最终段的前一段的换算压下率(单位：％)

F₂ ^＊：最终段的换算压下率(单位：％)

F₁：最终段的前一段的压下率(单位：％)

F₂：最终段的压下率(单位：％)

Sr₁：最终段的前一段的轧制形状比(无单位)

Sr₂：最终段中的轧制形状比(无单位)

D₁：最终段的前一段的辊直径(单位：mm)

D₂：最终段的辊直径(单位：mm)

t₁：最终段的前一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)

t_f：精轧后的板厚(单位：mm)

FT₁ ^＊：最终段的前一段的换算轧制温度(单位：℃)

FT₂ ^＊：最终段的换算轧制温度(单位：℃)

FT₁：最终段的前一段的轧制温度(单位：℃)

FT₂：最终段的轧制温度(单位：℃)。

其中，在式1～式8中，如F₁、F₂这样对变量附注的数字的1及2是下述含义：关于多段精轧中的最终两段轧制，对与最终段的前一段的轧制相关的变量附注1，对与最终段的轧制相关的变量附注2。例如，在由全部为七段的轧制构成的多段精轧中，F₁是指从轧制入口侧数第六段轧制的压下率，F₂是指第七段轧制的压下率。

关于由析出物形成元素带来的再结晶抑制效果的换算值PE，钉扎效应及溶质拖曳效应在Ti+1.3Nb的值为0.02以上时变得明显，因此当在式2中满足Ti+1.3Nb＜0.02的情况下，设定为PE＝0.01，在满足Ti+1.3Nb≥0.02的情况下，设定为PE＝Ti+1.3Nb-0.01。

关于最终段的前一段的换算压下率F₁ ^＊，最终段的前一段的压下率F₁对织构造成的影响在F₁的值为12以上时变得明显，因此当在式3中满足F₁＜12的情况下，设定为F₁ ^＊＝1.0，在满足F1≥12的情况下，设定为F₁ ^＊＝F₁-11。

关于最终段的换算压下率F₂ ^＊，最终段的压下率F₂对织构造成的影响在F₂的值为11.1以上时变得明显，当在式4中满足F₂＜11.1的情况下，设定为F₂ ^＊＝0.1，在满足F₂≥11.1的情况下，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制造条件，在FT₂小于930℃的情况下，织构形成参数ω的值没有意义。即，FT₂为930℃以上，并且ω为110以下。

(精轧的开始温度为1000℃～1150℃)

精轧的开始温度小于1000℃时，除最终两段以外的通过前段的轧制进行了加工的组织的再结晶不会充分地产生，钢板表层区域的织构会发达，L轴及C轴的最小弯曲半径的平均值/板厚即R/t无法满足1.5以下。

因此，精轧的开始温度优选设定为1000℃以上。更优选为1050℃以上。

另一方面，将精轧的开始温度设定为超过1150℃时，奥氏体晶粒过度粗大化，韧性劣化。因此，优选将精轧的开始温度设定为1150℃以下。

(控制多段精轧中的最终两段的压下时的各条件，在由式1计算的织构形成参数ω成为110以下的条件下实施精轧)

在本实施方式的钢板的制造中，多段精轧中的最终两段的热轧条件变得重要。

在于式1中定义的ω的计算中使用的最终两段的轧制时的压下率F₁及F₂是以百分率表示将各段中的轧制前后的板厚之差除以轧制前的板厚而得到的值的数值。轧辊的直径D₁及D₂在室温下进行测定，不需要考虑热轧中的扁平。另外，轧制入口侧的板厚t₁及t₂以及精轧后的板厚t_f可以使用放射线等直接测定，也可以根据轧制负载考虑变形阻力等进行计算来求出。精轧后的板厚t_f可以设定为热轧完成后的钢板的最终板厚。轧制开始温度FT₁及FT₂使用通过精轧机架间的辐射温度计等温度计测定得到的值即可。

织构形成参数ω是考虑了在精轧的最终两段中被导入至整个钢板中的轧制应变、被导入至钢板的表层区域中的剪切应变、以及轧制后的再结晶速度的指标，是指织构的形成容易度。如果在织构形成参数ω超过110的条件下进行最终两段的精轧，则在表层区域中无法使由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{110}＜001＞的晶体取向的极密度之和成为6.0以下。因此，织构形成参数ω优选控制在110以下。更优选织构形成参数ω为98以下。

(最终段的前一段的轧制温度FT₁为960℃～1020℃)

最终段的前一段的轧制温度FT₁小于960℃时，通过轧制进行了加工的组织的再结晶不会充分地产生，无法将表层区域的织构控制在上述范围内。因此，轧制温度FT₁设定为960℃以上。另一方面，轧制温度FT₁超过1020℃时，起因于奥氏体晶粒的粗大化等，导致加工组织的形成状态、再结晶行为发生变化，因此无法将表层区域的织构控制在上述范围内。因此，轧制温度FT₁设定为1020℃以下。

(最终段的前一段的压下率F₁超过11.0％且为23.0％以下)

最终段的前一段的压下率F₁为11.0％以下时，通过轧制被导入至钢板中的应变量变得不充分，再结晶不会充分地产生，无法将表层区域的织构控制在上述范围内。因此，压下率F₁设定为超过11.0％。另一方面，压下率F₁超过23.0％时，晶体中的晶格缺陷变得过剩，再结晶行为发生变化，因此无法将表层区域的织构控制在上述范围内。因此，压下率F₁设定为23.0％以下。

压下率F₁(％)按照以下那样进行计算。

F₁＝(t₁-t₂)/t₁×100

(最终段的轧制温度FT₂为930℃～995℃)

将最终段的轧制温度FT₂设定为小于930℃时，奥氏体的再结晶速度显著降低，在表层区域中无法使由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{110}＜001＞的晶体取向的极密度之和成为6.0以下。因此，轧制温度FT₂设定为930℃以上。另一方面，轧制温度FT₂超过995℃时，加工组织的形成状态、再结晶行为发生变化，因此无法将表层区域的织构控制在上述范围内。因此，轧制温度FT₂设定为995℃以下。

(最终段的压下率F₂超过11.0％且为22.0％以下)

最终段的压下率F₂为11.0％以下时，通过轧制被导入至钢板中的应变量变得不充分，再结晶不会充分地产生，无法将表层区域的织构控制在上述范围内。因此，压下率F₂设定为超过11.0％。另一方面，压下率F₂超过22.0％时，晶体中的晶格缺陷变得过剩，再结晶行为发生变化，因此无法将表层区域的织构控制在上述范围内。因此，压下率F₂设定为22.0％以下。

压下率F₂(％)按照以下那样进行计算。

F₂＝(t₂-t_f)/t₂×100

(最终三段的总压下率F_t为35％以上)

为了促进奥氏体的再结晶，最终三段的总压下率F_t优选较大。最终三段的总压下率F_t小于35％时，奥氏体的再结晶速度显著降低，在表层区域中无法使由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{110}＜001＞的晶体取向的极密度之和成为6.0以下。

最终三段的总压下率F_t通过以下的式子进行计算。

F_t＝(t₀-t_f)/t₀×100

式中，t₀是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，将上述的各条件以同时且以不可分割的方式进行控制。上述的各条件并非只满足某一个条件即可，而是在同时满足所有上述的各条件时，才能够将表层区域的织构控制在上述范围内。

在精轧之后，接着实施冷却工序及卷取工序。控制精轧后的冷却速度、进而在经控制的条件下进行热处理有助于硬度的均匀性的控制。

＜冷却工序＞

(在800℃～450℃以60℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却)

在冷却工序中，以800℃～450℃的平均冷却速度成为60℃/秒以上的方式将精轧后的热轧钢板冷却至后述的卷取温度。这是为了在800℃～450℃的温度范围中抑制铁素体、珠光体过量生成。在800℃以上的温度范围中不易产生相变，因此不规定冷却速度，但在一般的热轧设备中，在从精轧完成起数秒钟以内到达至冷却带，因此现实性的800℃以上的保持时间为精轧完成后5秒钟以内。另一方面，800℃～450℃之间是产生相变的温度范围，因此以60℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。冷却停止温度超过450℃或平均冷却速度小于60℃/秒钟时，在冷却过程中生成铁素体、珠光体等，有可能无法确保合计为70％以上的马氏体、回火马氏体及贝氏体，无法兼顾强度和弯曲加工性。在450℃以下的温度时，几乎没有生成铁素体、珠光体相变的顾虑，因此不需要规定冷却速度。

＜卷取工序＞

热轧后的热轧钢板可以卷取成卷材状。卷取温度超过450℃时，生成铁素体、珠光体等，有可能无法确保合计为70体积％以上的马氏体、回火马氏体及贝氏体。因此，将卷取温度设定为450℃以下。

＜酸洗工序＞

对冷却工序后或卷取工序后的热轧钢板可以进行酸洗。通过实施酸洗，能够改善之后的制造工序中的镀覆性，或者能够提高汽车制造工序中的化学转化处理性。

另外，如果对带有氧化皮的热轧钢板进行轻压下，则也有可能因氧化皮剥离、其被压入而成为瑕疵。因此，在进行后述的轻压下之前，首先对热轧钢板实施酸洗。酸洗条件没有特别限定，一般用加入有抑制剂的盐酸、硫酸等进行酸洗。

＜轻压下工序＞

轻压下工序不是必需的，但为了通过位错的导入来高强度化，也可以以20％以下的压下率来施加压下。

但是，压下率超过20％时，不仅效果饱和，而且被导入的位错的恢复变得不充分，导致伸长率的大幅劣化。因此，在进行压下的情况，压下率优选设定为20％以下。压下可以通过一个道次来实施20％以下的压下，也可以分成几次进行，按照使累积压下率成为20％以下的方式来进行。

＜热处理工序＞

(在200℃以上且小于450℃的温度范围中保持10秒以上)

进行下述热处理：将轻压下工序后的热轧钢板再加热至200以上且小于450℃的温度范围，并按照在该温度范围内停留10秒以上的方式进行保持。

通过该热处理，能够使显微组织中的残留奥氏体的体积率成为5％以上、并且使残留奥氏体中的固溶碳浓度成为0.5质量％以上。

热处理温度小于200℃或保持时间小于10秒钟时，无法确保充分的奥氏体体积率或固溶碳浓度。

另外，热处理温度成为450℃以上时，强度的降低变得显著，变得无法实现抗拉强度为980MPa以上。

保持时间的上限不需要规定，根据加热方法考虑均热性、经济合理性来决定即可。例如，在使用使钢板行进的热处理设备的情况下，出于缩短设备占有时间的目的，1000秒左右为现实中的上限，但在箱型的加热装置的情况下，作为使卷材内的温度均匀化的充分时间，也可以进行数小时～数十小时的加热。

保持时间是指再加热后、钢板处于200℃以上且小于450℃的温度范围内的时间，如果在该温度范围内停留规定的时间，则也可以在中途存在温度变化。

热处理后(降低至小于200℃的温度之后)的冷却没有特别规定。

＜镀覆工序＞

通过包含上述工序的制造方法，可得到本实施方式的钢板。然而，在出于耐腐蚀性的提高的目的而将本实施方式的钢板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。镀锌有助于耐腐蚀性提高，因此在应用于期待耐腐蚀性的用途中的情况下，优选实施镀锌。镀锌优选为热浸镀锌。热浸镀锌的条件没有特别限定，通过公知的条件进行即可。

另外，通过将热浸镀锌后的热轧钢板(热浸镀锌钢板)进行合金化，能够制造合金化热浸镀锌钢板。合金化热浸镀锌钢板除了耐腐蚀性的提高以外，还能够赋予点焊性的提高、拉深成形时的滑动性提高等效果，因此可以根据用途实施合金化。

上述的热浸镀锌处理及合金化热浸镀锌处理可以在上述的200℃以上且小于450℃的热处理后暂时冷却至室温之后来进行，也可以不冷却地来进行。

除了镀锌以外，实施镀Al、包含Mg的镀覆、电镀也能够制造本实施方式的钢板。

实施例

以下，在参照例子的同时对本发明的热轧钢板更具体地进行说明。但是，以下的实施例为本发明的热轧钢板的例子，本发明的热轧钢板并不限于以下的方案。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个条件例，本发明并不限于它们的一个条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。

将表1中所示的化学成分的钢进行铸造，铸造后，直接进行再加热或暂且冷却至室温后进行再加热，加热至表2的温度范围，之后以1100℃以上的温度，将板坯粗轧至表2中记载的粗轧板板厚，制造了粗轧板。

接着，对所得到的粗轧板实施由全部为七段构成的多段精轧。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，通过从轧制开始后除最终三段的轧制以外的共计四段的轧制来进行了轧制直至表3中记载的第五段轧制时板厚：t₀的厚度为止。

然后，在表2～表4中记载的各条件下实施了最终两段的热轧之后，进行冷却、卷取。将热轧完成后的钢板的最终板厚设定为精轧后的板厚t_f。

对通过上述操作得到的热轧钢板进行了酸洗后，对一部分在表4中记载的条件下进行轻压下，并进行了热处理。

进一步，之后对一部分如表4中记载的那样进行了热浸镀锌(GI)或合金化热浸镀锌(GA)。镀浴温度设定为445℃，在合金化时，以445℃保持了10秒钟。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

对于所得到的热轧钢板，通过上述的方法对以距离表面为板厚的1/4的深度(1/4厚)位置作为中心的距离表面为板厚的1/8～3/8(1/8厚～3/8厚)的范围进行显微组织观察，求出了马氏体(FM)、回火马氏体(t-M)、贝氏体(B)、残留奥氏体(γ)、铁素体(α)、珠光体(P)的体积率。

另外，对于这些热轧钢板，通过上述的方法求出了在从表面至板厚的1/10的位置为止的范围的表层区域中的由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{110}＜001＞的晶体取向的极密度之和。

另外，对这些热轧钢板求出了残留奥氏体中的固溶碳浓度。

进而，对于这些热轧钢板，从热轧钢板的宽度方向1/2位置切取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，依据JIS Z2248：2006(V形块90°弯曲试验)进行弯曲加工，调查在弯曲内侧产生的龟裂，求出极限弯曲R/t。

如果R/t为1.5以下，则判断为弯曲加工性优异。

另外，按照使与轧制方向成直角的方向成为拉伸方向的方式采集SJIS5号拉伸试验片，依据JIS Z2241：2011进行拉伸试验，对抗拉强度(TS)及总伸长率(EL)进行了测定。在抗拉强度TS(MPa)与EL(％)之积为19000(MPa·％)以上、且总伸长率EL为16.0％以上的情况下，判断为伸长率优异。

将各个结果示于表5～表6中。

[表5]

[表6]

由表1～表6获知的那样，就作为本发明例的No.1～9、14、36、38而言，具有980MPa以上的抗拉强度，弯曲加工性及伸长率优异。

与此相对，就化学组成、显微组织、极密度之和、奥氏体中的固溶碳量中的1个以上为本发明的范围外的比较例No.10～12、15～35、37而言，抗拉强度、弯曲加工性、伸长率中的某一者以上未达到目标值。

Claims

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：0.02～0.30％、

Si：0.01～2.50％、

Mn：1.00～3.00％、

P：0.100％以下、

S：0.0001～0.0100％、

Al：0.005～1.000％、

N：0.010％以下、

Ti：0～0.20％、

Nb：0～0.20％、

V：0～0.200％、

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Si+Al≥1.00％，

显微组织以体积率计含有合计为70％以上的马氏体、回火马氏体及贝氏体，含有5～20％的残留奥氏体，

在从表面至板厚的1/10的位置为止的范围的表层区域中，由{211}＜111＞～{111}＜112＞形成的取向群的平均极密度与{110}＜001＞的晶体取向的极密度之和为6.0以下，

所述残留奥氏体中的固溶碳浓度为0.5质量％以上，

所述热轧钢板的抗拉强度为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％计含有选自下述元素中的一种或两种以上：

Ti：0.001～0.20％、

Nb：0.001～0.20％、

V：0.001～0.200％、

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，在所述表面具备热浸镀锌层。

4.根据权利要求3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。