CN116096514A - 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，金属组织以面积％计，残余奥氏体低于3.0％，铁素体为15.0％以上且低于60.0％，珠光体低于5.0％，表示所述金属组织的周期性的E值为10.7以上，表示所述金属组织的均匀性的I值为1.020以上，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。具体地讲，涉及可通过压力加工等成形为各种形状而加以利用的热轧钢板，尤其涉及高强度的、且延展性及剪切加工性优异的热轧钢板。
本申请基于2020年8月27日提出的日本专利申请特愿2020-143742号主张优先权，在此引用其内容。
背景技术
近年来，从地球环境保护的观点出发，许多领域正在尝试削减二氧化碳气体排放量。即使在汽车生产厂家也在积极进行以低燃料消费为目的的车体轻量化的技术开发。可是，为了确保乘务员的安全，也将重点放置在提高耐碰撞特性上，因此车体轻量化并非易事。
为了兼顾车体轻量化和耐碰撞特性，正在研究采用高强度钢板使构件薄壁化。因此，迫切期待着兼备较高的强度和优异的成形性的钢板，为了满足这些要求，以往提出了几项技术。由于汽车构件具有多种加工方式，所以所要求的成形性因所用的构件而不同，但其中把延展性列为成形性的重要指标。此外，汽车构件通过压力成形来进行成形，但压力成形的板坯大多通过生产率高的剪切加工来制造。通过剪切加工制造的板坯需要剪切加工后的端面精度优异。例如，如果剪切加工后的端面(剪切端面)的样子发生剪切面－断裂面－剪切面这样的二次剪切面，则剪切端面的精度显著恶化。
关于提高延展性的技术，例如专利文献1中，公开了在平均结晶粒径为10μm以下的铁素体中分散了平均结晶粒径为5μm以下的残余奥氏体的、耐碰撞安全性及成形性优异的汽车用高强度钢板。在金属组织含有残余奥氏体的钢板中，虽然在加工中奥氏体产生马氏体相变，通过相变诱导塑性而显示出大的拉伸率，但是因生成硬质的马氏体而损害扩孔性。专利文献1中，还公开通过使铁素体及残余奥氏体微细化，不仅提高延展性而且还提高扩孔性。
专利文献2中，公开了使晶粒内微细分散有由残余奥氏体及/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。
有关提高剪切加工性的技术，例如专利文献3中，公开了一种通过将表层的铁素体粒径d s和内部的铁素体晶粒d b之比d s/d b控制在0.95以下，来控制冲裁后的毛刺高度的技术。
专利文献4中，公开了一种通过降低P含量来改善板端面的剥落及卷边的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平11-61326号公报
专利文献2：日本特开2005-179703号公报
专利文献3：日本特开平10-168544号公报
专利文献4：日本特开2005-298924号公报
非专利文献
非专利文献1：J.Webel，J.Gola，D.Britz，F.Mucklich，MaterialsCharacterization 144(2018)584-596
非专利文献2：D.L.Naik，H.U.Sajid，R.Kiran，Metals 2019，9，546
非专利文献3：K.Zuiderveld，Contrast Limited Adaptive HistogramEqualization，Chapter VIII.5，Graphics Gems IV.P.S.Heckbert(Eds.)，Cambridge，MA，Academic Press，1994，pp.474-485
发明内容
发明所要解决的课题
专利文献1～4所公开的技术都是提高延展性或剪切加工后的端面性状中的任一方的技术。可是，专利文献1～3中没有言及兼顾这些特性的技术。专利文献4中，没有言及兼顾剪切加工性和压力成形性。可是，专利文献4中公开的钢板由于强度低于850MPa，因而有时难以用于980MPa以上的高强度的构件。
本发明是鉴于现有技术的上述课题而完成的，目的是提供一种具有较高的强度、而且具有优异的延展性及剪切加工性的热轧钢板。
用于解决课题的手段
本发明人等鉴于上述课题，对热轧钢板的化学组成及金属组织与机械特性的关系反复进行了锐意研究，结果得到以下的见解(a)～(i)，由此完成了本发明。再者，所谓具有优异的剪切加工性，表示在剪切加工时，可抑制二次剪切面的发生。此外，所谓具有优异的强度或较高的强度，表示抗拉强度为980MPa以上。
(a)为了得到优异的抗拉(最大)强度，优选应用硬质的组织。也就是说，优选在金属组织中含有马氏体或贝氏体。
(b)可是，由于硬质的组织是缺乏延展性的组织，所以仅形成以这些为主体的金属组织，不能确保优异的延展性。
(c)为了使高强度的热轧钢板兼备优异的延展性，适量含有延展性高的铁素体是有效的。
(d)由于铁素体一般为软质，所以为了得到所希望的强度，作为析出强化元素应用Ti、Nb、V等是必要的。因此，在热轧工艺中通过实施中间空冷，得到适当量的析出强化铁素体是有效的。
(e)要抑制二次剪切面的发生，重要的是在充分形成剪切面后形成断裂面。为此，需要在剪切加工时抑制从工具刀尖早期发生裂纹。因此，重要的是Mn偏析少、组织形态无周期性而随机、且金属组织的均匀性高。
(f)具体地讲，使Mn浓度的标准偏差在一定值以下以及控制金属组织的周期性及均匀性，对于抑制二次剪切面是有效的。
(g)为了使Mn浓度的标准偏差在一定值以下，板坯加热工序及其后的热轧工序是重要的。例如以在700～850℃的温度区域保持900秒以上后再进行加热，在1100℃以上的温度区域保持6000秒以上及在850℃～1100℃的温度区域进行合计90％以上的板材减厚的方式进行热轧是有效的。
(h)对于降低组织形态的周期性，重要的是控制热轧中的奥氏体的再结晶行为。例如，将热轧最终阶段的压下率及轧制温度控制在规定的范围内，将对热轧最终阶段的前1个阶段的轧制后且最终阶段的轧制前的钢板所施加的应力设定为170kPa以上，将对热轧的最终阶段后且直至钢板被冷却至800℃为止的钢板所施加的应力设定为低于200kPa是有效的。根据这样的热轧条件，能够植入微细且等轴的再结晶奥氏体晶粒，通过与其后的冷却条件组合，能够降低组织形态的周期性。
(i)对于提高金属组织的均匀性，有效的方法是在通过实施中间空冷得到了所希望量的铁素体后，通过冷却到350℃以下抑制铁碳化物的析出。
基于上述见解而完成的本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一个方案涉及一种热轧钢板，其特征在于，
化学组成以质量％计含有：
C：0.050～0.250％、
Si：0.05～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
Ti、Nb及V中的1种或两种以上：合计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中的1种或两种以上：合计0～1.00％、以及
Sn：0～0.05％，
剩余部分包括Fe及杂质；
金属组织以面积％计为：
残余奥氏体低于3.0％，铁素体为15.0％以上且低于60.0％，珠光体低于5.0％；
表示所述金属组织的周期性的E值为10.7以上，表示所述金属组织的均匀性的I值为1.020以上；
Mn浓度的标准偏差为0.60质量％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，表层的平均结晶粒径也可以低于3.0μm。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热轧钢板，其中，所述化学组成以质量％计，也可以含有选自以下元素中的1种或两种以上：
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％。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够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，根据本发明的上述的优选方案，能够得到具有上述诸特性、而且进一步抑制了弯曲内裂纹发生即耐弯曲内裂纹性优异的热轧钢板。
本发明的上述方案涉及的热轧钢板适合作为汽车构件、机械结构件以及建筑构件所用的工业用原材料。
附图说明
图1是本发明例涉及的热轧钢板的剪切端面的一个例子。
图2是比较例涉及的热轧钢板的剪切端面的一个例子。
具体实施方式
以下，对本实施方式涉及的热轧钢板(以下有时只记载为钢板)的化学组成及金属组织具体地进行说明。但是，本发明并不只限定于本实施方式所公开的构成，可在不脱离本发明的宗旨的范围内进行各种变更。
以下在夹着“～”记载的数值限定范围中，下限值及上限值包含在其范围内。在表示为“低于”或“超过”的数值中，其值不包含在数值范围内。在以下的说明中，有关钢板的化学组成的％只要不特别指定，就为质量％。
1.化学组成
本实施方式涉及的热轧钢板以质量％计，含有C：0.050～0.250％、Si：0.05～3.00％、Mn：1.00～4.00％、Ti、Nb及V中的1种或两种以上：合计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。以下对各元素详细地进行说明。
(1-1)C：0.050～0.250％
C可提高硬质相的分数，而且通过与Ti、Nb、V等析出强化元素结合可提高铁素体的强度。若C含量低于0.050％，则难以得到所希望的强度。所以，将C含量设定为0.050％以上。C含量优选为0.060％以上，更优选为0.070％以上，进一步优选为0.080％以上。
另一方面，若C含量超过0.250％，则因铁素体的分数降低而使热轧钢板的延展性下降。所以，将C含量设定为0.250％以下。C含量优选为0.150％以下。
(1-2)Si：0.05～3.00％
Si具有通过促进铁素体的生成而提高热轧钢板延展性的作用和通过使铁素体固溶强化而提高热轧钢板强度的作用。此外，Si具有通过脱氧使钢健全化(抑制钢产生气孔等缺陷)的作用。若Si含量低于0.05％，则不能得到上述作用的效果。所以，将Si含量设定为0.05％以上。Si含量优选为0.50％以上，更优选为0.80％以上。
可是，若Si含量超过3.00％，则钢板的表面性状及化学转化处理性以及延展性及焊接性显著劣化，而且A3相变点显著上升。由此，难以稳定地进行热轧。所以，将Si含量设定为3.00％以下。Si含量优选为2.70％以下，更优选为2.50％以下。
(1-3)Mn：1.00～4.00％
Mn具有通过抑制铁素体相变使热轧钢板高强度化的作用。若Mn含量低于1.00％，则不能得到980MPa以上的抗拉强度。所以，将Mn含量设定为1.00％以上。Mn含量优选为1.30％以上，更优选为1.50％以上。
另一方面，若Mn含量超过4.00％，则起因于Mn的偏析，硬质相的形态成为周期性的带状，难以得到所希望的剪切加工性。所以，将Mn含量设定为4.00％以下。Mn含量优选为3.70％以下，更优选为3.50％以下。
(1-4)Ti、Nb及V中的1种或两种以上：合计0.060～0.500％
Ti、Nb及V是以碳化物及氮化物在钢中微细析出，通过析出强化提高钢强度的元素。如果Ti、Nb及V的合计含量低于0.060％，则不能得到这些效果。因此，将Ti、Nb及V的合计含量设定为0.060％以上。再者，不需要含有Ti、Nb及V的全部，也可以含有其中的任1种，其合计含量可以为0.060％以上。Ti、Nb及V的合计含量优选为0.080％以上，更优选为0.100％以上。
另一方面，如果Ti、Nb及V的合计含量超过0.500％，则加工性劣化。因此，将Ti、Nb及V的合计含量设定为0.500％以下。优选为0.300％以下，更优选为0.250％以下，进一步优选为0.200％以下。
(1-5)sol.Al：0.001～2.000％
Al与Si同样，具有通过对钢进行脱氧使钢健全化的作用，而且具有促进铁素体的生成，提高热轧钢板延展性的作用。若sol.Al含量低于0.001％，则不能得到上述作用的效果。所以，将sol.Al含量设定为0.001％以上。sol.Al含量优选为0.010％以上。
另一方面，若sol.Al含量超过2.000％，则上述效果饱和，而且在经济上也是不优选的，所以将sol.Al含量设定为2.000％以下。sol.Al含量优选为1.500％以下，更优选为1.300％以下，进一步优选为1.000％以下。
再者，所谓sol.Al，意味着酸可溶性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是通常以杂质含有的元素，但也是具有通过固溶强化提高热轧钢板强度的作用的元素。所以也可以主动地含有P，但P是容易偏析的元素，如果P含量超过0.100％，则起因于晶界偏析的延展性下降显著。所以，将P含量限制在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的规定，但从精炼成本的观点出发，优选设定为0.001％。
(1-7)S：0.0300％以下
S是以杂质含有的元素，通过在钢中形成硫化物系夹杂物而使热轧钢板延展性降低。如果S含量超过0.0300％，则热轧钢板的延展性显著降低。所以，将S含量限制在0.0300％以下。S含量优选为0.0050％以下。S含量的下限不需要特别的规定，但从精炼成本的观点出发，优选设定为0.0001％。
(1-8)N：0.1000％以下
N是作为杂质含在钢中的元素，具有降低钢板延展性的作用。若N含量超过0.1000％，则热轧钢板的延展性显著下降。所以，将N含量设定为0.1000％以下。N含量优选为0.0800％以下，更优选为0.0700％以下，进一步优选为0.0100％以下。N含量的下限不需要特别的规定，但在通过含有Ti、Nb及V中的1种或两种以上来使金属组织进一步微细化的情况下，为了促进碳氮化物的析出而优选将N含量设定为0.0010％以上，更优选设定为0.0020％以上。
(1-9)O：0.0100％以下
O如果较多地含在钢中，则形成成为断裂起点的粗大的氧化物，引起脆性断裂或氢致开裂。因此，将O含量设定为0.0100％以下。O含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0050％以下。为了在钢水脱氧时使微细的氧化物较多地分散，也可以将O含量设定为0.0005％以上或0.0010％以上。
本实施方式涉及的热轧钢板的化学组成的剩余部分也可以为Fe及杂质。在本实施方式中，所谓杂质，意味着从作为原料的矿石及废钢材或制造环境等中混入的杂质及/或在不对本实施方式涉及的热轧钢板产生不良影响的范围内允许的杂质。
本实施方式涉及的热轧钢板也可以替代Fe的一部分，作为任意元素含有Cu、Cr、Mo、Ni、B、Ca、Mg、REM、Bi、Zr、Co、Zn、W及Sn。不含上述任意元素时的含量的下限为0％。以下，对上述任意元素详细地进行说明。
(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都具有提高热轧钢板淬透性的作用。此外，Cu及Mo具有通过在钢中以碳化物析出而提高热轧钢板强度的作用。另外，Ni具有在含有Cu时，有效地抑制起因于Cu的板坯晶界裂纹的作用。所以，也可以含有这些元素中的1种或两种以上。
Cu具有提高热轧钢板淬透性的作用及通过在低温下于钢中以碳化物析出而提高热轧钢板强度的作用。为了更确实得到上述作用的效果，优选将Cu含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.05％以上。可是，若Cu含量超过2.00％，则板坯有时产生晶界裂纹。所以，将Cu含量设定为2.00％以下。Cu含量优选为1.50％以下，更优选为1.00％以下。
如上所述，Cr具有提高热轧钢板淬透性的作用。为了更确实得到上述作用的效果，优选将Cr含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.05％以上。可是，若Cr含量超过2.00％，则热轧钢板的化学转化处理性显著降低。所以，将Cr含量设定为2.00％以下。
如上所述，Mo具有提高热轧钢板淬透性的作用及通过在钢中以碳化物析出而提高热轧钢板强度的作用。为了更确实得到上述作用的效果，优选将Mo含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.02％以上。可是，即使将Mo含量设定为超过1.00％，上述作用的效果也饱和，在经济上是不优选的。所以，将Mo含量设定为1.00％以下。Mo含量优选为0.50％以下，更优选为0.20％以下。
如上所述，Ni具有提高热轧钢板淬透性的作用。此外，Ni具有在含有Cu时，有效地抑制起因于Cu的板坯晶界裂纹的作用。为了更确实得到上述作用的效果，优选将Ni含量设定为0.02％以上。Ni由于是高价元素，因此大量含有在经济上是不优选的。所以，将Ni含量设定为2.00％以下。
如上所述，B具有提高热轧钢板淬透性的作用。为了更确实得到该作用的效果，优选将B含量设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0002％以上。可是，若B含量超过0.0100％，则热轧钢板成形性显著降低，因此将B含量设定为0.0100％以下。优选将B含量设定为0.0050％以下。
(1-11)Ca：0.0005～0.0200％、Mg：0.0005～0.0200％、REM：0.0005～0.1000％及Bi：0.0005～0.020％
Ca、Mg及REM都具有通过将钢中夹杂物的形状调整至优选的形状而提高热轧钢板延展性的作用。此外，Bi具有通过使凝固组织微细化而提高热轧钢板延展性的作用。所以，也可以含有这些元素中的1种或两种以上。为了更确实得到上述作用的效果，优选将Ca、Mg、REM及Bi中的任1种以上设定为0.0005％以上。可是，如果Ca含量或Mg含量超过0.0200％，或者REM含量超过0.1000％，则钢中过剩地生成夹杂物，有时反而使热轧钢板延展性降低。此外，即使Bi含量超过0.020％，上述作用的效果也饱和，在经济上是不优选的。所以，将Ca含量及Mg含量设定为0.0200％以下，将REM含量设定为0.1000％以下以及将Bi含量设定为0.020％以下。Bi含量优选为0.010％以下。
这里，REM指的是包括Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，上述REM的含量指的是这些元素的合计含量。在为镧系元素时，工业上以混合稀土的形式添加。
(1-12)Zr、Co、Zn及W中的1种或两种以上：合计0～1.00％以及Sn：0～0.05％
关于Zr、Co、Zn及W，本发明人等确认，即使合计含有1.00％以下的这些元素，也不损害本实施方式涉及的热轧钢板的效果。因此，也可以合计含有1.00％以下的Zr、Co、Zn及W中的1种或两种以上。
此外，本发明人等还确认，即使少量含有Sn，也不损害本实施方式涉及的热轧钢板的效果。可是，如果大量含有Sn，则热轧时有时发生缺陷，所以将Sn含量设定为0.05％以下。
上述的热轧钢板的化学组成可以采用普通的分析方法进行测定。例如，可以采用ICP-AES(电感耦合等离子体原子发射光谱法：Inductively Coupled Plasma-AtomicEmission Spectrometry)进行测定。再者，sol.Al可以采用用酸将试样加热分解后的滤液而通过ICP-AES进行测定。C及S可以采用燃烧-红外吸收法，N可以采用不活泼气体熔融-热导率法，O可以采用不活泼气体熔融-非分散型红外线吸收法进行测定。
2.热轧钢板的金属组织
接着，对本实施方式涉及的热轧钢板的金属组织进行说明。
在本实施方式涉及的热轧钢板中，金属组织以面积％计为：残余奥氏体低于3.0％，铁素体为15.0％以上且低于60.0％，珠光体低于5.0％。表示上述金属组织的周期性的E值为10.7以上，表示上述金属组织的均匀性的I值为1.020以上，Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下。因此，本实施方式涉及的热轧钢板能够得到高强度、优异的延展性及剪切加工性。再者，本实施方式中，在与轧制方向平行的断面，对距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置中的金属组织中的组织分数、E值、I值及Mn浓度的标准偏差进行规定。其原因在于此位置中的金属组织可表示钢板的代表性的金属组织。
(2-1)残余奥氏体的面积分数：低于3.0％
残余奥氏体是即使在室温也以面心立方晶格存在的金属组织。残余奥氏体具有通过相变诱导塑性(TRIP)而提高热轧钢板延展性的作用。另一方面，残余奥氏体由于在剪切加工中相变为高碳的马氏体，所以阻碍稳定的裂纹发生，成为形成二次剪切面的原因。若残余奥氏体的面积分数为3.0％以上，则上述作用明显化，热轧钢板的剪切加工性劣化。所以，将残余奥氏体的面积分数设定为低于3.0％。残余奥氏体的面积分数优选低于1.5％，更优选低于1.0％。由于残余奥氏体越少越优选，所以残余奥氏体的面积分数也可以为0％。
残余奥氏体的面积分数的测定方法有X射线衍射、EBSP(电子背散射衍射图谱：Electron Back Scattering Diffraction Pattern)分析、基于磁测定的方法等，有时因测定方法而使测定值不同。本实施方式中，残余奥氏体的面积分数通过X射线衍射进行测定。
在本实施方式中的基于X射线衍射的残余奥氏体面积分数的测定中，首先，对热轧钢板的板厚的1/4深度(距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域)、且板宽方向中央位置中的与轧制方向平行的断面，采用Co-Kα射线，求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)的合计6个峰的累积强度，通过采用强度平均法进行计算而得到残余奥氏体的面积分数。
(2-2)铁素体的面积分数：15.0％以上且低于60.0％
铁素体是在相对的高温下fcc相变为bcc时生成的组织。铁素体由于加工硬化率高，所以具有提高热轧钢板的强度-延展性平衡的作用。为了得到上述作用，将铁素体的面积分数设定为15.0％以上，优选为20.0％以上，更优选为25.0％以上，进一步优选为30.0％以上。
另一方面，铁素体由于强度低，所以如果其面积分数过剩，则不能得到所希望的抗拉强度。因此，将铁素体面积分数设定为低于60.0％，优选为50.0％以下，更优选为45.0％以下。
(2-3)珠光体的面积分数：低于5.0％
珠光体是在铁素体相互间渗碳体以层状析出的薄片状金属组织，而且与贝氏体及马氏体相比为软质的金属组织。如果珠光体的面积分数为5.0％以上，则珠光体所含的渗碳体消耗碳，使剩余部分组织即马氏体及贝氏体的强度降低，不能得到980MPa以上的抗拉强度。所以，将珠光体的面积分数设定为低于5.0％。珠光体的面积分数优选为3.0％以下。为了提高钢板的拉伸凸缘性，优选尽量减低珠光体的面积分数，更优选珠光体的面积分数为0％。
再者，在本实施方式涉及的钢板中，作为残余奥氏体、铁素体及珠光体以外的剩余部分组织包含硬质组织，该硬质组织由合计面积分数超过32.0％且85.0％以下的贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种或两种以上构成。
金属组织的面积分数的测定按以下的方法进行。将与轧制方向平行的断面精加工成镜面，室温下采用不含碱性溶液的胶态二氧化硅研磨8分钟，除去导入试样表层中的应变。在试样断面的长度方向的任意位置上，按0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法测定长度50μm、距表面为板厚的1/4深度的位置(距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域)，且板宽方向中央位置的区域，从而得到晶体取向信息。测定中，采用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制造的JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制造的DVC5型检测器)构成的EBSD分析装置。此时，将EBSD分析装置内的真空度设定为9.6×10-5Pa以下，将加速电压设定为15kV，将照射电流水平设定为13，将电子束的照射水平设定为62。
另外，在同一视场中拍摄背散射电子图像。首先，从背散射电子图像特定铁素体和渗碳体以层状析出的晶粒，算出该晶粒的面积分数，由此得到珠光体的面积分数。然后，对判别为珠光体的晶粒以外的晶粒，采用附属于EBSD分析装置的软件“OIM Analysis(注册商标)”所搭载的“Grain Average Misorientation：晶粒平均取向差”功能，对所得到的晶体取向信息进行分析，将Grain Average Misorientation值为1.0°以下的区域判定为铁素体。通过求出判定为铁素体的区域的面积分数，从而得到铁素体的面积分数。
接着，在剩余部分区域(Grain Average Misorientation值超过1.0°的区域)内，在将5°晶界作为晶界定义的条件下，将铁素体区域的“Grain Average IQ”的最大值设定为Iα时，作为贝氏体提取超过Iα/2的区域，作为“珠光体、马氏体及回火马氏体”提取成为Iα/2以下的区域。通过算出提取的贝氏体的面积率而得到贝氏体的面积分数。此外，通过算出提取的“珠光体、马氏体及回火马氏体”的面积分数，减去通过上述的EBSD分析所得到的珠光体的面积分数，从而得到马氏体及回火马氏体的面积率的合计。
(2-4)E值：10.7以上、I值：1.020以上
要抑制二次剪切面的发生，重要的是在充分形成剪切面后形成断裂面，需要在剪切加工时抑制早期从工具刀尖发生裂纹。为此，金属组织的周期性低、且金属组织的均匀性高是重要的。本实施方式中，通过控制表示金属组织的周期性的E(Entropy)值及表示金属组织的均匀性的I(Inverce differenced moment norm)值，可抑制二次剪切面的发生。
E值表示金属组织的周期性。在因形成带状组织等的影响而使亮度按周期性排列、即金属组织的周期性高的情况下，E值降低。本实施方式中，由于需要形成周期性低的金属组织，所以需要提高E值。如果E值低于10.7，则容易发生二次剪切面。以周期性排列的组织为起点，在剪切加工的最早期从剪切工具的刀尖发生裂纹，形成断裂面，然后再次形成剪切面。由此，推断容易发生二次剪切面。因此，将E值设定为10.7以上，优选为10.8以上，更优选为11.0以上。E值越高越优选，上限没有特别规定，也可以设定为13.0以下、12.5以下或12.0以下。
I值表示金属组织的均匀性，具有一定亮度的区域的面积越大则I值越上升。所谓I值高，意味着金属组织的均匀性高。本实施方式中，由于需要形成均匀性高的金属组织，所以需要提高I值。如果I值低于1.020，则因起因于晶粒内的析出物及元素浓度差的硬度分布的影响，在剪切加工的最早期从剪切工具的刀尖发生裂纹，形成断裂面，然后再次形成剪切面。由此，推断容易发生二次剪切面。因此，将I值设定为1.020以上，优选为1.025以上，更优选为1.030以上。I值越高越优选，上限没有特别规定，也可以设定为1.200以下、1.150以下或1.100以下。
E值及I值可通过以下方法得到。
本实施方式中，将为了算出E值及I值而拍摄的SEM图像的拍摄区域，设定为与轧制方向平行的断面中的、距钢板表面为板厚的1/4深度位置(距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域)、且板宽方向中央位置。在SEM图像的拍摄中，使用日立高新技术株式会社制造的SU-6600肖特基电子枪，将发射极设定为钨，将加速电压设定为1.5kV。基于以上设定，以1000倍的放大倍数，按256级的灰度输出SEM图像。
接着，将所得到的SEM图像切成880×880像素的区域，对切出的图像实施非专利文献3中记载的将对比度增强的极限放大倍数设定为2.0、分块大小为8×8的平滑化处理。除90度以外，从0度到179度按每度以逆时针旋转使平滑化处理后的SEM图像旋转，按每度制成图像，由此得到合计179张图像。接着，分别对这179张图像，采用非专利文献1中记载的GLCM法，以行列形式采集邻接的像素间的亮度的频率值。
将k作为从原图像的旋转角度，将通过以上方法采集的179个频度值的行列表现为pk(k＝0～89、91～179)。对各图像，在就全部的k(k＝0～89、91～179)将生成的pk合计后，算出以各成分的总和达到1的方式标准化的256×256的行列P。另外，采用非专利文献2中记载的下述式(1)及式(2)，分别算出E值及I值。在下述式(1)及式(2)中，将行列P的第i行j列的值表记为Pij。
[数式1]
Figure BDA0004089674520000151
[数式2]
Figure BDA0004089674520000152
(2-5)Mn浓度的标准偏差：0.60质量％以下
本实施方式涉及的热轧钢板的距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置中的Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下。由此，能够使硬质相均匀地分散，能够防止在剪切加工的最早期从剪切工具的刀尖发生裂纹。其结果是，能够抑制二次剪切面的发生。Mn浓度的标准偏差优选为0.50质量％以下，更优选为0.47质量％以下。Mn浓度的标准偏差的下限从抑制毛刺过大的观点出发，其值越小越优选，但因制造工艺的制约，实质的下限为0.10质量％。
在将热轧钢板的与轧制方向平行的断面(L断面)镜面研磨后，通过电子探针显微分析仪(EPMA)对钢板的距表面为板厚的1/4深度(距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域)、且板宽方向中央位置进行测定，测定Mn浓度的标准偏差。测定条件将加速电压设定为15kV，将放大倍数设定为5000倍，测定在试样轧制方向为20μm及在试样板厚方向为20μm的范围的分布像。更具体地讲，将测定间隔设定为0.1μm，测定40000处以上的Mn浓度。接着，基于从总测定点所得到的Mn浓度算出标准偏差，由此得到Mn浓度的标准偏差。
(2-6)表层的平均结晶粒径：低于3.0μm
通过细化表层的结晶粒径，能够抑制热轧钢板的弯曲内裂纹。钢板强度越高，则在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)。推断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变形一边推进加工，但如果加工量增大，则只通过均匀的变形不能承担变形，因应变集中于局部而使变形继续推进(发生剪切变形带)。通过该剪切变形带进一步生长而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，推断是因为通过伴随着高强度化的加工硬化能的下降，而使均匀变形难以推进，容易产生变形的偏移，所以在加工早期(或在宽松的加工条件下)产生剪切变形带。
根据本发明人等的研究，得知在抗拉强度980MPa级以上的钢板中弯曲内裂纹变得显着。此外，本发明人等还发现，热轧钢板表层的结晶粒径越细，则越抑制局部的应变集中，越难发生弯曲内裂纹。为了得到上述作用，优选将热轧钢板表层的平均结晶粒径设定为低于3.0μm。因此，本实施方式中，也可以将表层的平均结晶粒径设定为低于3.0μm。表层的平均结晶粒径更优选为2.5μm以下。表层区域的平均结晶粒径的下限没有特别规定，也可以设定为0.5μm。
再者，本实施方式中所谓表层，为热轧钢板表面～距表面为50μm深度的位置的区域。
表层的结晶粒径可采用EBSP-OIM(电子背散射衍射图-取向成像电子显微术：Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)法进行测定。EBSP-OIM法采用组合了扫描式电子显微镜和EBSP分析装置的装置及AMETEK公司制造的OIM Analysis(注册商标)进行。EBSP-OIM法的可分析面积为可用SEM观察的区域。虽然也取决于SEM的分辨率，但是采用EBSP-OIM法，能够以最小20nm的分辨率进行分析。
在热轧钢板的与轧制方向平行的断面中的、热轧钢板表面～距表面为50μm深度的位置且板宽方向中央位置的区域中，以1200倍的放大倍数，在40μm×30μm的区域，至少在5个视场进行分析，将邻接的测定点的角度差为5°以上的地方定义为晶界，算出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结晶粒径。
3.抗拉强度特性
热轧钢板的机械性能中的抗拉强度特性(抗拉强度、总拉伸率)按照JIS Z2241：2011进行评价。试验片为JIS Z2241：2011的5号试验片。拉伸试验片的采集位置规定为距板宽方向的端部为1/4的部分，可将与轧制方向垂直的方向作为长度方向。
本实施方式涉及的热轧钢板的抗拉(最大)强度为980MPa以上。优选为1000MPa以上。如果抗拉强度低于980MPa，则适用部件受到限定，对车体轻量化的贡献小。上限没有必要做特别的限定，但从抑制模具磨损的观点出发，也可以设定为1780MPa。
此外，优选将总拉伸率设定为10.0％以上，优选将抗拉强度和总拉伸率之积(TS×El)设定为13000MPa·％以上。总拉伸率更优选设定为11.0％以上，进一步优选设定为13.0％以上。此外，抗拉强度和总拉伸率之积更优选设定为14000MPa·％以上，进一步优选设定为15000MPa·％MPa以上。通过将总拉伸率设定为10.0％以上且将抗拉强度和总拉伸率之积设定为13000MPa·％以上，适用部件不受限定，能够非常有助于车体轻量化。
4.板厚
本实施方式涉及的热轧钢板的板厚没有特别的限定，但也可以设定为1.2～8.0mm。若热轧钢板的板厚低于1.2mm，则难以确保轧制结束温度，而且轧制载荷过大，有时热轧困难。所以，也可以将本实施方式涉及的热轧钢板的板厚设定为1.2mm以上。优选为1.4mm以上。另一方面，若板厚超过8.0mm，则金属组织难以微细化，有时难以得到上述金属组织。所以，也可以将板厚设定为8.0mm以下，优选为6.0mm以下。
5.其它
(5-1)镀层
本实施方式涉及的具有上述化学组成及金属组织的热轧钢板以提高耐蚀性等为目的，也可以在表面具有镀层而形成表面处理钢板。镀层可以是电镀层，也可以是热浸镀层。作为电镀层，可例示电镀锌、电镀Zn-Ni合金等。作为热浸镀层，可例示热浸镀锌、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。镀层附着量没有特别的限制，也可以与以往相同。此外，通过在镀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布和干燥)，还可进一步提高耐蚀性。
6.制造条件
具有上述化学组成及金属组织的本实施方式涉及的热轧钢板的适合的制造方法如下所述。
为了得到本实施方式涉及的热轧钢板，有效的方法是在按规定的条件进行了板坯加热后进行热轧，加速冷却到规定的温度区域，然后进行缓冷，对直到卷取的冷却过程进行控制。
在本实施方式涉及的热轧钢板的适合的制造方法中，依次进行以下的工序(1)～(9)。再者，本实施方式中的板坯温度及钢板温度指的是板坯表面温度及钢板表面温度。此外，应力指的是施加给钢板的轧制方向的应力。
(1)在将板坯于700～850℃的温度区域保持900秒以上后，再次进行加热，在1100℃以上的温度区域保持6000秒以上。
(2)以在850～1100℃的温度区域达到合计90％以上的板厚减薄的方式进行热轧。
(3)在热轧的最终阶段的前1个阶段的轧制后、且在最终阶段的轧制前，对钢板施加170kPa以上的应力。
(4)以将热轧的最终阶段中的压下率设定为8％以上，轧制结束温度Tf为900℃以上且低于1010℃的方式结束热轧。
(5)在热轧最终阶段的轧制后、且在钢板被冷却到800℃之前将对钢板所施加的应力设定为低于200kPa。
(6)在热轧结束后在1秒以内，冷却到热轧结束温度Tf-50℃以下的温度区域后，以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却到600～730℃的温度区域。但是，在热轧结束后在1秒以内，冷却到热轧结束温度Tf-50℃以下的温度区域为更优选的冷却条件。
(7)在600～730℃的温度区域，进行2.0秒以上的平均冷却速度低于5℃/s的缓冷。
(8)以50℃/s以上的平均冷却速度冷却到350℃以下的温度区域。
(9)在350℃以下的温度区域进行卷取。
通过采用上述制造方法，能够稳定地制造具有强度、延展性及剪切加工性优异的金属组织的热轧钢板。也就是说，通过适当地控制板坯加热条件和热延条件，谋求Mn偏析的减低和相变前奥氏体的等轴化，通过与后述的热轧后的冷却条件相结合，能够稳定地制造具有所希望的金属组织的热轧钢板。
(6-1)板坯、供于热轧时的板坯温度及保持时间
供于热轧的板坯能够采用通过连续铸造所得到的板坯及通过铸造、开坯所得到的板坯等，能够根据需要采用对上述板坯进行了热加工或冷加工的板坯。供于热轧的板坯优选在板坯加热时，在700～850℃的温度区域保持900秒以上后，再次进行加热，在1100℃以上的温度区域保持6000秒以上。再者，当在700～850℃的温度区域保持时，也可以在该温度区域内使钢板温度变动，也可以设定为固定。此外，在1100℃以上的保持时，也可以在1100℃以上的温度区域使钢板温度变动，也可以设定为固定。在700～850℃的温度区域中的奥氏体相变中，通过在铁素体与奥氏体之间分配Mn，延长其相变时间，Mn能够沿着铁素体区域内扩散。由此，能够消除板坯中不均匀存在的Mn微观偏析，显著降低Mn浓度的标准偏差。此外，通过在1100℃以上的温度区域保持6000秒以上，能够使板坯加热时的奥氏体晶粒均匀。
热轧作为多道次轧制优选采用可逆式轧机或串列式轧机。特别是从工业生产率的观点及轧制中对钢板的应力负载的观点出发，更优选热轧至少在最终的两阶段采用串列式轧机。
(6-2)热轧压下率：在850～1100℃的温度区域合计板厚减薄90％以上
通过以在850～1100℃的温度区域达到合计90％以上的板厚减薄的方式进行热轧，主要可谋求再结晶奥氏体晶粒的微细化，同时促进应变能在未再结晶奥氏体晶粒内的蓄积。而且，在促进奥氏体再结晶的同时，还能够促进Mn的原子扩散，减小Mn浓度的标准偏差。所以，优选以在850～1100℃的温度区域达到合计90％以上的板厚减薄的方式进行热轧。
再者，所谓850～1100℃的温度区域的板厚减薄，在将该温度区域的轧制中的最初的轧制前的入口板厚设定为t 0、将该温度区域的轧制中的最终阶段的轧制后的出口板厚设定为t 1时，可用{(t 0-t 1)/t 0}×100(％)表示。
(6-3)热轧的最终阶段的前1个阶段的轧制后、且最终阶段的轧制前的应力：170kPa以上
优选将对热轧的最终阶段的前1个阶段的轧制后、且最终阶段的轧制前的钢板所施加的应力设定为170kPa以上。由此，在最终阶段的前1个阶段的轧制后的再结晶奥氏体中，能够降低具有{110}<001>的晶体取向的晶粒数。由于{110}<001>是难再结晶的晶体取向，所以通过抑制该晶体取向的形成，能够有效地促进基于最终阶段的压下的再结晶。结果，可改善热轧钢板的带状组织，降低金属组织的周期性，使E值上升。当对钢板所施加的应力低于170kPa时，有时不能实现10.7以上的E值。对钢板所施加的应力更优选为190kPa以上。对钢板所施加的应力可通过调整串列式轧制中的辊转速来进行控制。
(6-4)热轧的最终阶段中的压下率：8％以上、热轧结束温度Tf：900℃以上且低于1010℃
优选将热轧的最终阶段中的压下率设定为8％以上，将热轧结束温度Tf设定为900℃以上。通过将热轧的最终阶段中的压下率设定为8％以上，能够利用最终阶段的压下促进再结晶。结果可改善热轧钢板的带状组织，减低金属组织的周期性，使E值上升。通过将热轧结束温度Tf设定为900℃以上，能够抑制奥氏体中的铁素体核生成部位数的过剩增大。其结果是，可抑制最终组织(制造后的热轧钢板的金属组织)中的铁素体的生成，能够得到高强度的热轧钢板。此外，通过将Tf设定为低于1010℃，能够抑制奥氏体粒径的粗大化，通过减低金属组织的周期性可将E值设定为10.7以上。
(6-5)热轧最终阶段的轧制后、且到钢板被冷却至800℃的应力：低于200kPa
优选将对热轧最终阶段的轧制后、且到钢板被冷却至800℃的钢板所施加的应力设定为低于200kPa。通过将对钢板所施加的应力设定为低于200kPa，可使奥氏体的再结晶优先向轧制方向发展，能够抑制金属组织的周期性的增大。其结果是，能够将E值设定为10.7以上。对钢板所施加的应力更优选为180MPa以下。
(6-6)在热轧结束后在1秒以内，冷却到热轧结束温度Tf-50℃以下的温度区域后，以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却到600～730℃的温度区域
为了抑制通过热轧而晶粒细化的奥氏体晶粒的生长，更优选在热轧结束后在1秒以内冷却50℃以上。为了在热轧结束后在1秒以内冷却到热轧结束温度Tf-50℃以下的温度区域，只要在热轧结束后立即进行平均冷却速度快的冷却即可，例如向钢板表面喷射冷却水。通过在热轧结束后在1秒以内冷却到Tf-50℃以下的温度区域，能够使表层的粒径微细化，能够提高耐弯曲内裂纹性。
此外，通过在所述冷却后以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却到730℃以下的温度区域，能够抑制析出强化量少的铁素体及珠光体的生成。由此，提高热轧钢板的强度。再者，这里所说的平均冷却速度，指的是将从加速冷却开始时(向冷却设备导入钢板时)到加速冷却结束时(从冷却设备导出钢板时)的钢板温度下降幅度除以从加速冷却开始时到加速冷却结束时的所需时间而得的值。
冷却速度的上限值没有特别的规定，但如果提高冷却速度，则冷却设备大型化，使设备成本增高。因此，考虑到设备成本，优选冷却速度为300℃/秒以下。此外，最好将加速冷却的冷却停止温度设定为600℃以上。
(6-7)在600～730℃的温度区域，进行2.0秒以上的平均冷却速度低于5℃/s的缓冷
通过在600～730℃的温度区域，进行2.0秒以上的平均冷却速度低于5℃/s的缓冷，能够使析出强化了的铁素体充分析出。由此，能够兼顾热轧钢板的强度和延展性。再者，这里所说的平均冷却速度，指的是将从加速冷却的冷却停止温度到缓冷的停止温度的钢板温度下降幅度除以从加速冷却的停止时到缓冷的停止时的所需时间而得的值。
进行缓冷的时间优选为3.0秒以上。进行缓冷的时间的上限由设备布置决定，但只要设定为大致低于10.0秒即可。此外，缓冷的平均冷却速度的下限没有特别的设定，但由于在不使其冷却的情况下使其升温在设备上需要大的投资，所以也可以设定为0℃/s以上。
(6-8)到卷取温度的平均冷却速度：50℃/秒以上
为了抑制珠光体的面积分数，得到980MPa以上的抗拉强度，优选将从缓冷的冷却停止温度到卷取温度的平均冷却速度设定为50℃/秒以上。由此，能够使母相组织变为硬质。再者，这里所说的平均冷却速度，指的是将从平均冷却速度低于5℃/s的缓冷的冷却停止温度到卷取温度的钢板温度下降幅度，除以从平均冷却速度低于5℃/s的缓冷的停止时到卷取的所需时间而得到的值。
(6-9)卷取温度：350℃以下
将卷取温度设定为350℃以下。通过将卷取温度设定为350℃以下，能够减少铁碳化物的析出量，且能够降低硬质相内的硬度分布的波动。其结果是，能够增加I值，能够得到优异的剪切加工性。
实施例
接着，通过实施例对本发明的一个方案的效果更具体地进行说明，但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子，本发明并不限定于该一个条件例子。本发明可在不脱离本发明的主旨、达到本发明的目的的范围内，采用多种条件。
熔炼具有表1及表2所示的化学组成的钢，通过连续铸造制造厚度为240～300mm的板坯。采用所得到的板坯，按照表3A～表4B所示的制造条件，得到表5A～表6B所示的热轧钢板。再者，将缓冷的平均冷却速度设定为低于5℃/s。此外，表4A及表4B中记载的卷取温度由于50℃为测定下限，所以记载为50℃的钢的实际的卷取温度为50℃以下。
对所得到的热轧钢板，按照上述方法，求出金属组织的面积分数、E值、I值、Mn浓度的标准偏差、表层的平均结晶粒径、抗拉强度TS及总拉伸率El。表5A～表6B中示出了所得到的测定结果。
再者，剩余部分组织为贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种或两种以上。
热轧钢板的特性的评价方法
(1)抗拉强度特性
当抗拉强度TS为980MPa以上、且总拉伸率El为10.0％以上、且抗拉强度TS×总拉伸率El为13000MPa·％以上时，作为强度及延展性优异的热轧钢板判定为合格。当其中任一项没有满足时，作为不是强度及延展性优异的热轧钢板判定为不合格。
(2)剪切加工性
热轧钢板的剪切加工性通过冲裁试验进行了评价。按孔直径10mm、余隙10％、冲裁速度3m/s对每个实施例分别制作3个冲孔。接着，将冲孔的与轧制方向成直角的断面及与轧制方向平行的断面分别埋入树脂中，用扫描式电子显微镜拍摄断面形状。在所得到的观察照片中，能够观察图1或图2所示那样的剪切端面。再者，图1是本发明例涉及的热轧钢板的剪切端面的一个例子，图2是比较例涉及的热轧钢板的剪切端面的一个例子。图1中，为塌边－剪切面－断裂面－毛刺的剪切端面。另一方面，图2中，为塌边－剪切面－断裂面－剪切面－断裂面－毛刺的剪切端面。这里，所谓塌边为R状的光滑面的区域，所谓剪切面为通过剪切变形而分离的冲裁端面的区域，所谓断裂面为通过从刀尖附近发生的裂纹而分离的冲裁端面的区域，所谓毛刺为具有从热轧钢板下面突出的凸起的面。
在所得到的剪切端面中，在与轧制方向垂直的2个面及与轧制方向平行的2个面中，例如在可以看到图2所示那样的剪切面-断裂面-剪切面的情况下，判断为形成二次剪切面。对各冲孔观察4面，合计观察12面，在露出二次剪切面的面一个也没有的情况下，作为剪切加工性优异的热轧钢板判定为合格，在表6A及表6B中记载为“无”。另一方面，在即使只有一个形成二次剪切面的情况下，作为剪切加工性较差的热轧钢板判定为不合格，在表6A及表6B中记载为“有”。
(3)耐弯曲内裂纹性
通过以下的弯曲试验，评价了耐弯曲内裂纹性。
从热轧钢板的宽度方向1/2位置，切出100mm×30mm的长方形状的试验片，得到弯曲试验片。对弯曲棱线与轧制方向(L方向)平行的弯曲(L轴弯曲)和弯曲棱线与和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IS Z2248：2014(V形块90°弯曲试验)调查耐弯曲内裂纹性，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，作为极限弯曲R/t将所得的值设定为耐弯曲内裂纹性的指标值。当R/t为2.5以下时，判断为耐弯曲内裂纹性优异的热轧钢板。
但是，关于龟裂的有无，将V形块90°弯曲试验后的试验片沿与弯曲方向平行且与板面垂直的面切断，在将切断面镜面研磨后，用光学显微镜观察龟裂，当在试验片的弯曲内侧观察到的龟裂长度超过30μm时，判断为有龟裂。
表6A及表6B中示出了所得到的结果。
Figure BDA0004089674520000251
Figure BDA0004089674520000261
表3A
Figure BDA0004089674520000271
下划线表示制造条件是不优选的。
表3B
Figure BDA0004089674520000281
下划线表示制造条件是不优选的。
表4A
Figure BDA0004089674520000291
下划线表示制造条件是不优选的。
表4B
Figure BDA0004089674520000301
下划线表示制造条件是不优选的。
表5A
Figure BDA0004089674520000311
下划线表示在本发明的范围外，或是不优选的特性。
表5B
Figure BDA0004089674520000321
下划线表示在本发明的范围外，或是不优选的特性。
表6A
Figure BDA0004089674520000331
下划线表示在本发明的范围外，或是不优选的特性。
表6B
Figure BDA0004089674520000341
下划线表示在本发明的范围外，或是不优选的特性。
由表5A～表6B得知，本发明例涉及的热轧钢板具有优异的强度、延展性及剪切加工性。此外，得知在本发明例中，表层的平均结晶粒径低于3.0μm的热轧钢板具有上述诸特性，而且还具有优异的耐弯曲内裂纹性。
另一方面，得知比较例涉及的热轧钢板不具有优异的强度、延展性及剪切加工性中的任一项以上。
产业上的可利用性
根据本发明涉及的上述实施方式，能够提供具有优异的强度、延展性及剪切加工性的热轧钢板。此外，根据本发明涉及的上述优选的实施方式，能够得到具有上述诸特性，而且还抑制了弯曲内裂纹发生即耐弯曲内裂纹性优异的热轧钢板。
本发明涉及的热轧钢板适合作为汽车构件、机械结构件以及建筑构件所用的工业用原材料。

Claims (3)

1.一种热轧钢板，其特征在于，
化学组成以质量％计含有：
C：0.050～0.250％、
Si：0.05～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
Ti、Nb及V中的1种或两种以上：合计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中的1种或两种以上：合计0～1.00％、以及
Sn：0～0.05％，
剩余部分包括Fe及杂质；
金属组织以面积％计为：
残余奥氏体低于3.0％，铁素体为15.0％以上且低于60.0％，珠光体低于5.0％；
表示所述金属组织的周期性的E值为10.7以上，表示所述金属组织的均匀性的I值为1.020以上；
Mn浓度的标准偏差为0.60质量％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，表层的平均结晶粒径低于3.0μm。
3.根据权利要求1或2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种或两种以上：
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％。
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