CN116113508A - 热轧钢板 - Google Patents

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林宏太郎
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安藤洵
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Abstract

该热轧钢板具有规定的化学组成，金属组织如下：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值低于1.020；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，涉及通过压制加工等而成型为各种形状来利用的热轧钢板、特别是为高强度并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日在日本申请的特愿2020-143743号而主张优先权，但将其内容援引于此。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，在多个领域中致力于二氧化碳排放量的削减。在汽车制造商中也积极地进行了以低油耗化为目的的车身轻量化的技术开发。但是，为了确保乘客的安全，把重点还放在耐碰撞特性的提高上，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来将构件薄壁化。因此，强烈期望兼具高强度和优异的成型性的钢板，为了应对这些要求，以往提出了几种技术。由于对汽车构件有各种加工样式，因此所要求的成型性根据所应用的构件的不同而异，其中延展性被定位为成型性的重要指标。此外，汽车构件通过压制成型来被成型，但该压制成型的坯料板大多通过生产率高的剪切加工来制造。就通过剪切加工制造的坯料板而言，需要使剪切加工后的端面精度优异。例如，如果剪切面在剪切加工后的端面(剪切端面)中所占的比率(以下为剪切面比率)不稳定(剪切面比率的变化量大)，则剪切端面的精度显著恶化。
关于延展性提高的技术，例如在专利文献1中公开了一种耐碰撞安全性及成型性优异的汽车用高强度钢板，其在平均晶体粒径为10μm以下的铁素体中分散有平均晶体粒径为5μm以下的残余奥氏体。就在金属组织中包含残余奥氏体的钢板而言，虽然在加工中奥氏体发生马氏体相变，通过相变致塑性而显示出大的伸长率，但由于硬质的马氏体的生成而损害扩孔性。在专利文献1中公开了：通过将铁素体及残余奥氏体微细化，从而不仅延展性提高，扩孔性也提高。
在专利文献2中公开了一种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，其在晶体晶内微细地分散有由残余奥氏体和/或马氏体形成的第二相。
关于针对剪切加工性提高的技术，例如在专利文献3中公开了一种技术，其通过将表层的铁素体粒径ds与内部的铁素体晶体晶粒db之比ds/db控制为0.95以下，从而控制冲裁后的飞翅高度。
在专利文献4中公开了一种技术，其通过降低P的含量来改善板端面的剥落、翘尾。
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页
非专利文献2：D.L.Naik，H.U.Sajid，R.Kiran，Metals 2019，9，546页
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页
发明内容
发明所要解决的课题
专利文献1～4中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某一者的技术。但是，在专利文献1～3中关于兼顾这些特性的技术并未被提及。在专利文献4中，关于剪切加工性与压制成型性的兼顾有被提及。但是，专利文献4中公开的钢板的强度低于850MPa，因此有可能难以应用于980MPa以上的高强度的构件。
本发明是鉴于以往技术的上述课题而进行的，目的是提供具有高强度、并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
本发明的发明者们鉴于上述的课题，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深入研究，结果得到以下的见识(a)～(i)，从而完成了本发明。需要说明的是，所谓具有优异的剪切加工性是表示剪切端面中所占的剪切面比率稳定、即剪切面比率的变化量小。此外，所谓具有优异的强度或高强度是表示抗拉强度为980MPa以上。
(a)为了得到优异的抗拉(最大)强度，优选利用硬质的组织。即，优选在金属组织中包含马氏体、贝氏体。
(b)但是，硬质的组织由于为延展性不足的组织，因此仅仅单纯地制成以它们作为主体的金属组织时，无法确保优异的延展性。
(c)为了使高强度的热轧钢板还兼具优异的延展性，含有适量延展性高的铁素体是有效的。
(d)铁素体一般为软质，因此为了得到所期望的强度，需要利用Ti、Nb、V等作为析出强化元素。因此，在热轧工艺中实施中间空气冷却、得到适宜量的析出强化铁素体是有效的。
(e)为了使剪切端面中所占的剪切面比率稳定化，制成下述金属组织是重要的：Mn偏析少、组织形态没有周期性而为不规则、并且为不均匀(均匀性低)。
(f)具体而言，下述事项对于剪切端面中所占的剪切面比率的稳定化是有效的：将Mn浓度的标准偏差设定为一定值以下；以及控制金属组织的周期性及金属组织的均匀性。
(g)为了将Mn浓度的标准偏差设定为一定值以下，板坯加热工序及之后的热轧工序是重要的。例如下述事项是有效的：在700～850℃的温度区域中保持900秒以上，然后进一步进行加热，在1100℃以上的温度区域中保持6000秒以上；及在850℃～1100℃的温度区域中进行合计成为90％以上的板厚减少那样的热轧。
(h)为了降低组织形态的周期性，控制热轧中的奥氏体的再结晶行为是重要的。例如，下述事项是有效的：将热轧的最终段的压下率及轧制温度控制在规定的范围内，将对热轧的最终段的前1段的轧制后且最终段的轧制前的钢板施以负荷的应力设定为170kPa以上，将对热轧的最终段后且钢板被冷却至800℃之前的钢板施以负荷的应力设定为低于200kPa。通过这样的热轧条件，能够制成微细且等轴的再结晶奥氏体晶粒，通过与之后的冷却条件的组合，能够降低组织形态的周期性。
(i)为了降低金属组织的均匀性，下述事项是有效的：在实施中间空气冷却来得到期望量的铁素体之后，冷却至400℃以上且低于650℃的温度区域来抑制铁碳化物的析出。
基于上述见识而进行的本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一个方案的热轧钢板的化学组成以质量％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2种以上：合计为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中的1种或2种以上：合计为0～1.00％、以及
Sn：0～0.05％，
剩余部分包含Fe及杂质，
金属组织如下：
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值低于1.020；
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，表层的平均晶体粒径也可以低于3.0μm。
(3)根据上述(1)或(2)所述的热轧钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有选自下述元素中的1种或2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，能够得到在具有上述诸特性的基础上还抑制了弯曲内开裂的产生、即耐弯曲内开裂性优异的热轧钢板。
本发明的上述方案的热轧钢板适宜作为汽车构件、机械结构构件、甚至建筑构件中使用的工业用原材料。
附图说明
图1是用于说明剪切面在剪切加工后的端面中所占的比率的测定方法的图。
具体实施方式
对于本实施方式的热轧钢板(以下，有时简记为钢板)的化学组成及金属组织，以下更具体地进行说明。但是，本发明并不仅限于本实施方式中公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种变更。
关于以下夹着“～”所记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在其范围内。关于表示为“低于”或“超过”的数值，该值不包含在数值范围内。在以下的说明中，关于钢板的化学组成的“％”只要不特别指定则为“质量％”。
1.化学组成
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中的1种或2种以上：合计为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。以下对各元素进行详细说明。
(1-1)C：0.050～0.250％
C通过使硬质相的分率上升、并且与Ti、Nb、V等析出强化元素结合而使铁素体的强度上升。C含量低于0.050％时，变得难以得到所期望的强度。因此，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，更进一步优选为0.080％以上。
另一方面，C含量超过0.250％时，由于铁素体的分率降低，导致热轧钢板的延展性降低。因此，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具有下述作用：促进铁素体的生成来提高热轧钢板的延展性的作用；和将铁素体固溶强化来使热轧钢板的强度上升的作用。此外，Si具有通过脱氧来使钢健全化(抑制在钢中产生气孔等缺陷)的作用。Si含量低于0.05％时，无法得到由上述作用带来的效果。因此，Si含量设定为0.05％以上。Si含量优选为0.50％以上，更优选为0.80％以上。
但是，Si含量超过3.00％时，钢板的表面性状及化学转化处理性、进而延展性及焊接性显著劣化，并且A3相变点显著上升。由此，变得难以稳定地进行热轧。因此，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具有抑制铁素体相变而将热轧钢板高强度化的作用。Mn含量低于1.00％时，无法得到980MPa以上的抗拉强度。因此，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，Mn含量超过4.00％时，起因于Mn的偏析，硬质相的形态成为周期性的带状，变得难以得到所期望的剪切加工性。因此，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2种以上：合计为0.060～0.500％
Ti、Nb及V是作为碳化物及氮化物在钢中微细析出、通过析出强化来提高钢的强度的元素。此外，是通过形成上述碳化物来将C固定、抑制对剪切加工性有害的渗碳体的生成的元素。如果Ti、Nb及V的合计的含量低于0.060％，则无法得到这些效果。因此，将Ti、Nb及V的合计的含量设定为0.060％以上。需要说明的是，不需要Ti、Nb及V都被含有，只要含有任一种即可，其合计的含量为0.060％以上即可。Ti、Nb及V的合计的含量优选为0.080％以上，更优选为0.100％以上。
另一方面，如果Ti、Nb及V的合计的含量超过0.500％，则加工性劣化。因此，将Ti、Nb及V的合计的含量设定为0.500％以下。优选为0.300％以下，更优选为0.250％以下，更进一步优选为0.200％以下。
(1-5)sol.Al：0.001～2.000％
Al与Si同样地具有将钢脱氧来使钢健全化的作用，并且具有促进铁素体的生成以提高热轧钢板的延展性的作用。sol.Al含量低于0.001％时，无法得到由上述作用带来的效果。因此，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，sol.Al含量超过2.000％时，上述效果饱和，并且在经济上是不优选的，因此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，更进一步优选为1.000％以下。
需要说明的是，sol.Al是指酸可溶性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是一般作为杂质而被含有的元素，但也是具有通过固溶强化来提高热轧钢板的强度的作用的元素。因此，也可以积极地含有P，但P是容易偏析的元素，如果P含量超过0.100％，则因晶界偏析引起的延展性的降低变得显著。因此，P含量限制为0.100％以下。P含量优选为0.030％以下。P含量的下限没有必要特别规定，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是作为杂质而被含有的元素，在钢中形成硫化物系夹杂物而使热轧钢板的延展性降低。如果S含量超过0.0300％，则热轧钢板的延展性显著降低。因此，S含量限制为0.0300％以下。S含量优选为0.0050％以下。S含量的下限没有必要特别规定，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是作为杂质而被含有于钢中的元素，具有使热轧钢板的延展性降低的作用。N含量超过0.1000％时，热轧钢板的延展性显著降低。因此，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，更进一步优选为0.0100％以下。N含量的下限没有必要特别规定，但在含有Ti、Nb及V中的1种或2种以上而使金属组织更加微细化的情况下，为了促进碳氮化物的析出，N含量优选设定为0.0010％以上，更优选设定为0.0020％以上。
(1-9)O：0.0100％以下
O如果大量被包含于钢中，则会形成成为断裂的起点的粗大的氧化物，引起脆性断裂、氢致开裂。因此，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。为了在钢液的脱氧时使微细的氧化物大量分散，O含量也可以设定为0.0005％以上、或0.0010％以上。
本实施方式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，所谓杂质是指从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质、和/或在不对本实施方式的热轧钢板造成不良影响的范围内被容许的物质。
本实施方式的热轧钢板也可以含有Cu、Cr、Mo、Ni、B、Ca、Mg、REM、Bi、Zr、Co、Zn、W及Sn作为任选元素来代替Fe的一部分。不含有上述任选元素的情况下的含量的下限为0％。以下，对上述任选元素进行详细说明。
(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的淬透性的作用。此外，Cu及Mo具有在钢中作为碳化物析出来提高热轧钢板的强度的作用。进而，在含有Cu的情况下，Ni具有有效地抑制因Cu引起的板坯的晶界开裂的作用。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。
Cu具有下述作用：提高热轧钢板的淬透性的作用；及在低温下在钢中作为碳化物析出来提高热轧钢板的强度的作用。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，Cu含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.05％以上。但是，Cu含量超过2.00％时，有可能产生板坯的晶界开裂。因此，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具有提高热轧钢板的淬透性的作用。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将Cr含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.05％以上。但是，Cr含量超过2.00％时，热轧钢板的化学转化处理性显著降低。因此，Cr含量设定为2.00％以下。
如上所述，Mo具有下述作用：提高热轧钢板的淬透性的作用；及在钢中作为碳化物析出来提高热轧钢板的强度的作用。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将Mo含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.02％以上。但是，即使将Mo含量设定为超过1.00％，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上是不优选的。因此，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具有提高热轧钢板的淬透性的作用。此外，在含有Cu的情况下，Ni具有有效地抑制因Cu引起的板坯的晶界开裂的作用。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，Ni含量优选设定为0.02％以上。Ni为昂贵的元素，因此大量地含有在经济上是不优选的。因此，Ni含量设定为2.00％以下。
如上所述，B具有提高热轧钢板的淬透性的作用。为了更可靠地得到由该作用带来的效果，优选将B含量设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0002％以上。但是，B含量超过0.0100％时，热轧钢板的成型性显著降低，因此B含量设定为0.0100％以下。B含量优选设定为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都具有通过将钢中的夹杂物的形状调整为优选的形状来提高热轧钢板的延展性的作用。此外，Bi具有通过将凝固组织微细化来提高热轧钢板的延展性的作用。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。为了更可靠地得到由上述作用带来的效果，优选将Ca、Mg、REM及Bi中的任1种以上设定为0.0005％以上。但是，如果Ca含量或Mg含量超过0.0200％、或者REM含量超过0.1000％，则有可能在钢中过量生成夹杂物，反而使热轧钢板的延展性降低。此外，即使将Bi含量设定为超过0.020％，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上是不优选的。因此，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是指包含Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，上述REM的含量是指这些元素的合计含量。在镧系元素的情况下，在工业上以混合稀土合金的形式添加。
(1-12)Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上：合计为0～1.00％、以及Sn：0～0.05％
关于Zr、Co、Zn及W，本发明的发明者们确认了：即使含有合计为1.00％以下的这些元素，也不会损害本实施方式的热轧钢板的效果。因此，也可以含有合计为1.00％以下的Zr、Co、Zn及W中的1种或2种以上。
此外，本发明的发明者们确认了：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。但是，如果大量地含有Sn，则有可能在热轧时产生瑕疵，因此Sn含量设定为0.05％以下。
上述的热轧钢板的化学组成通过一般的分析方法进行测定即可。例如，使用ICP-AES(电感耦合等离子体-原子发射光谱法；Inductively Coupled Plasma-AtomicEmission Spectrometry)进行测定即可。此外，sol.Al只要使用将试样用酸进行加热分解后的滤液通过ICP-AES进行测定即可。C及S只要使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N只要使用不活泼气体熔融-热导率法进行测定即可，O只要使用不活泼气体熔融-非分散型红外线吸收法进行测定即可。
2.热轧钢板的金属组织
接下来，对本实施方式的热轧钢板的金属组织进行说明。
本实施方式的热轧钢板的金属组织以面积％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值低于1.020，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能够得到高强度、优异的延展性及剪切加工性。需要说明的是，在本实施方式中，在与轧制方向平行的截面中，对距离表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置处的金属组织中的组织分率、E值、I值及Mn浓度的标准偏差进行规定。其理由是由于该位置处的金属组织表示钢板的代表性的金属组织。
(2-1)残余奥氏体的面积分率：低于3.0％
残余奥氏体是即使在室温下也以面心立方晶格的形式存在的金属组织。残余奥氏体具有通过相变致塑性(TRIP)来提高热轧钢板的延展性的作用。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，因此会阻碍稳定的龟裂产生，成为剪切端面中所占的剪切面比率不稳定化的原因。残余奥氏体的面积分率为3.0％以上时，上述作用明显化，热轧钢板的剪切加工性发生劣化。因此，残余奥氏体的面积分率设定为低于3.0％。残余奥氏体的面积分率优选为低于1.5％，更优选为低于1.0％。残余奥氏体越少越优选，因此残余奥氏体的面积分率也可以为0％。
对于残余奥氏体的面积分率的测定方法，有X射线衍射、EBSP(电子背散射衍射图像；Electron Back Scattering Diffraction Pattern)解析、利用磁测定的方法等，根据测定方法的不同，有可能测定值不同。本实施方式中，残余奥氏体的面积分率通过X射线衍射进行测定。
在本实施方式中的利用X射线衍射进行的残余奥氏体面积分率的测定中，首先，在热轧钢板的板厚的1/4深度(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)、且板宽方向中央位置处的与轧制方向平行的截面中，使用Co-Kα射线，求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)的合计6个峰的积分强度，使用强度平均法来算出，由此得到残余奥氏体的面积分率。
(2-2)铁素体的面积分率：15.0％以上且低于60.0％
铁素体是在比较高的温度下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，铁素体的面积分率设定为15.0％以上。优选为20.0％以上，更优选为25.0％以上，更进一步优选为30.0％以上。
另一方面，铁素体由于强度低，因此如果面积分率过量，则无法得到所期望的抗拉强度。因此，铁素体面积分率设定为低于60.0％。优选为50.0％以下，更优选为45.0％以下。
(2-3)珠光体的面积分率：低于5.0％
珠光体是在铁素体彼此之间渗碳体以层状析出的片层状的金属组织，此外是与贝氏体、马氏体相比为软质的金属组织。如果珠光体的面积分率为5.0％以上，则碳被珠光体中所含的渗碳体消耗，作为剩余组织的马氏体及贝氏体的强度降低，无法得到980MPa以上的抗拉强度。因此，珠光体的面积分率设定为低于5.0％。珠光体的面积分率优选为3.0％以下。为了提高钢板的拉伸凸缘性，珠光体的面积分率优选尽可能降低，珠光体的面积分率更进一步优选为0％。
需要说明的是，在本实施方式的钢板中，作为残余奥氏体、铁素体及珠光体以外的剩余组织，包含含有合计的面积分率为超过32.0％且为85.0％以下的贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种或2种以上的硬质组织。
金属组织的面积分率的测定通过以下的方法来进行。将与轧制方向平行的截面精加工成镜面，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅进行8分钟研磨，将导入到样品表层中的应变除去。在样品截面的长度方向的任意位置处，对长度为50μm、距离表面为板厚的1/4深度位置(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)、且板宽方向中央位置的区域以0.1μm的测定间隔通过电子背散射衍射法进行测定来得到晶体取向信息。对于测定，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD解析装置。此时，EBSD解析装置内的真空度设定为9.6×10-5Pa以下，加速电压设定为15kV，照射电流水平设定为13，电子射线的照射水平设定为62。
进而，在同一视场中拍摄反射电子图像。首先，由反射电子图像确定铁素体和渗碳体以层状析出的晶体晶粒，通过算出该晶体晶粒的面积分率，得到珠光体的面积分率。之后，对于除判别为珠光体的晶体晶粒以外的晶体晶粒，对所得到的晶体取向信息使用EBSD解析装置中附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Grain AverageMisorientation(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。通过求出判定为铁素体的区域的面积分率，得到铁素体的面积分率。
接着，在将剩余区域(Grain Average Misorientation值超过1.0°的区域)中的5°晶界作为晶体晶界的定义的条件下，将铁素体区域的“Grain Average IQ”的最大值设定为Iα时，将成为超过Iα/2的区域作为贝氏体抽出，将成为Iα/2以下的区域作为“珠光体、马氏体及回火马氏体”抽出。通过算出所抽出的贝氏体的面积率，得到贝氏体的面积分率。此外，通过算出所抽出的“珠光体、马氏体及回火马氏体”的面积分率，并减去由上述的EBSD解析得到的珠光体的面积分率，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：低于1.020
为了使剪切端面中所占的剪切面比率稳定化，金属组织的周期性低、降低金属组织的均匀性是重要的。本实施方式中，通过控制表示金属组织的周期性的E(熵；Entropy)值及表示金属组织的均匀性的I(逆差距范数；Inverce differenced moment norm)值，从而使剪切端面中所占的剪切面比率稳定化。
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，由于需要制成周期性低的金属组织，因此需要提高E值。如果E值低于10.7，则剪切端面中所占的剪切面比率变得容易不稳定化。以周期性排列的组织作为起点，在剪切加工的极早期从剪切工具的刃尖产生龟裂而形成断裂面，之后再形成剪切面。由此，据推定：剪切端面中所占的剪切面比率变得容易不稳定化。因而，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，但也可以设定为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宽则越上升。I值高意味着金属组织的均匀性高。在本实施方式中，由于需要制成金属组织的均匀性低的金属组织，因此需要降低I值。如果I值低而金属组织的均匀性低，则由于晶体晶内的析出物、起因于元素浓度差的硬度差的影响，变得容易从剪切工具的前端产生龟裂，能够使剪切面比率稳定。据推定：如果I值为1.020以上，则无法使剪切端面中所占的剪切面比率稳定化。因而，I值设定为低于1.020。优选为1.015以下，更优选为1.010以下。I值的下限没有特别规定，但也可以设定为0.900以上、0.950以上或1.000以上。
E值及I值可以通过以下的方法来得到。
在本实施方式中，为了算出E值及I值而拍摄的SEM图像的拍摄区域设定为：与轧制方向平行的截面中的距离钢板表面为板厚的1/4深度位置(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)、且板宽方向中央位置。对于SEM图像的拍摄，使用HitachiHigh-Technologies Corporation制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。基于以上的设定，以1000倍倍率、以256灰度等级的灰色标度输出SEM图像。
接着，对将所得到的SEM图像切取成880×880像素的区域而得到的图像实施非专利文献3中记载的将对比度增强的限制倍率设定为2.0的图块网格尺寸为8×8的平滑化处理。除了90度以外，从0度至179度为止以每1度逆时针地使平滑化处理后的SEM图像旋转，通过以每1度制作图像，得到合计179张图像。接着，对于这些179张图像，分别使用非专利文献1中记载的GLCM法，以行列的形式采集相邻的像素间的亮度的频率值。
对于通过以上的方法采集的179个频率值的行列，将k设定为与原图像的旋转角度，表述为pk(k＝0……89、91、……179)。对于各图像，将所生成的pk对于全部的k(k＝0……89、91……179)进行合计之后，算出按照使各成分的总和成为1的方式进行归一化的256×256的行列P。进而，使用非专利文献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列的值记载为Pij。
Figure BDA0004113322710000151
Figure BDA0004113322710000152
(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距离表面为板厚的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，能够使硬质相均匀地分散，能够防止在剪切加工的极早期从剪切工具的刃尖产生龟裂。其结果是，能够将剪切端面中所占的剪切面比率稳定化。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过大飞翅的观点出发，其值越小越优选，但由于制造工艺的制约，实质性的下限为0.10质量％。
将热轧钢板的与轧制方向平行的截面(L截面)进行镜面研磨后，对钢板的距离表面为板厚的1/4深度(距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域)、且板宽方向中央位置用电子探针显微分析仪(EPMA)进行测定，测定Mn浓度的标准偏差。测定条件是将加速电压设定为15kV，将倍率设定为5000倍，对在试样轧制方向上为20μm及在试样板厚方向上为20μm的范围的分布图像进行测定。更具体而言，将测定间隔设定为0.1μm，测定40000处以上的Mn浓度。接着，通过基于由全部测定点得到的Mn浓度来算出标准偏差，从而得到Mn浓度的标准偏差。
(2-6)表层的平均晶体粒径：低于3.0μm
通过使表层的晶体粒径微细，能够抑制热轧钢板的弯曲内开裂。钢板强度变得越高，则在弯曲加工时变得越容易从弯曲内侧产生龟裂(以下称为弯曲内开裂)。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。最初在弯曲内侧整体均匀地发生变形的同时加工进展，但如果加工量变大，则仅通过均匀的变形变得无法承担变形，因应变局部地集中而使变形进展(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沿着剪切带的龟裂，并生长。据推定伴随着高强度化而变得容易产生弯曲内开裂的理由是由于：通过伴随高强度化带来的加工硬化能力的降低，均匀的变形变得难以进行，变得容易产生变形的不均匀，从而在加工早期(或在松缓的加工条件下)产生剪切变形带。
通过本发明的发明者们的研究，获知弯曲内开裂在抗拉强度为980MPa级以上的钢板中变得显著。此外，本发明的发明者们发现：热轧钢板的表层的晶体粒径越微细，则局部的应变集中越被抑制，变得越难以产生弯曲内开裂。为了得到上述作用，热轧钢板的表层的平均晶体粒径优选设定为低于3.0μm。因此，在本实施方式中，也可以将表层的平均晶体粒径设定为低于3.0μm。表层的平均晶体粒径更优选为2.5μm以下。表层区域的平均晶体粒径的下限没有特别规定，但也可以设定为0.5μm。
需要说明的是，本实施方式中所谓表层是指热轧钢板的表面～距离表面为深度50μm位置的区域。
表层的晶体粒径使用EBSP-OIM(电子背散射衍射图像-取向图像显微镜；ElectronBack Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)法进行测定。EBSP-OIM法使用将扫描型电子显微镜与EBSP解析装置组合而得到的装置及AMETEK公司制的OIM Analysis(注册商标)来进行。EBSP-OIM法的可分析区域是可通过SEM来观察的区域。虽然也因SEM的分辨率而异，但根据EBSP-OIM法，最小能够以20nm的分辨率进行分析。
在热轧钢板的与轧制方向平行的截面中的热轧钢板的表面～距离表面为深度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，在至少5个视场中进行解析，将相邻的测定点的角度差为5°以上的部位定义为晶体晶界，算出面积平均的晶体粒径。将所得到的面积平均的晶体粒径作为表层的平均晶体粒径。
3.抗拉强度特性
热轧钢板的机械性质中的抗拉强度特性(抗拉强度、总伸长率)依据JIS Z 2241：2011进行评价。试验片设定为JIS Z 2241：2011的5号试验片。拉伸试验片的采集位置设定为距离板宽方向的端部为1/4部分，将与轧制方向垂直的方向作为长度方向即可。
本实施方式的热轧钢板的抗拉(最大)强度为980MPa以上。优选为1000MPa以上。如果抗拉强度低于980MPa，则应用部件受到限定，车身轻量化的贡献小。上限没有必要特别限定，但从抑制模具磨损的观点出发，也可以设定为1780MPa。
此外，总伸长率优选设定为12.0％以上，抗拉强度与总伸长率之积(TS×El)优选设定为15000MPa·％以上。总伸长率更优选设定为13.0％以上，更进一步优选设定为14.0％以上。此外，抗拉强度与总伸长率之积更优选设定为15500MPa·％以上，更进一步优选设定为16000MPa·％MPa以上。通过将总伸长率设定为12.0％以上并且将抗拉强度与总伸长率之积设定为15000MPa·％以上，从而应用部件不受限定，能够大大有助于车身轻量化。
4.板厚
本实施方式的热轧钢板的板厚没有特别限定，但也可以设定为1.2～8.0mm。热轧钢板的板厚低于1.2mm时，有可能轧制完成温度的确保变得困难，并且轧制荷重变得过大，热轧变得困难。因此，本实施方式的热轧钢板的板厚也可以设定为1.2mm以上。优选为1.4mm以上。另一方面，板厚超过8.0mm时，有可能金属组织的微细化变得困难，变得难以得到上述的金属组织。因此，板厚也可以设定为8.0mm以下。优选为6.0mm以下。
5.其他
(5-1)镀层
具有上述的化学组成及金属组织的本实施方式的热轧钢板也可以出于提高耐蚀性等目的使表面具备镀层而制成表面处理钢板。镀层可以是电镀层，也可以是热浸镀层。作为电镀层，可例示出电镀锌层、电镀Zn-Ni合金层等。作为热浸镀层，可例示出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、热浸镀铝层、热浸镀Zn-Al合金层、热浸镀Zn-Al-Mg合金层、热浸镀Zn-Al-Mg-Si合金层等。镀覆附着量没有特别限制，可以设定为与以往相同。此外，通过在镀覆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)，还能够进一步提高耐蚀性。
6.制造条件
具有上述的化学组成及金属组织的本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法如下所述。
为了获得本实施方式的热轧钢板，下述步骤是有效的：在规定的条件下进行板坯的加热后进行热轧，加速冷却至规定的温度区域，之后进行慢冷却，控制直至卷取为止的冷却历程。
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)～(9)。需要说明的是，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。此外，应力是指沿钢板的轧制方向施以负荷的应力。
(1)将板坯在700～850℃的温度区域中保持900秒以上后，进一步进行加热，在1100℃以上的温度区域中保持6000秒以上。
(2)在850～1100℃的温度区域中进行合计成为90％以上的板厚减少那样的热轧。
(3)在热轧的自最终段起前1段的轧制后且最终段的轧制前，对钢板负荷170kPa以上的应力。
(4)将热轧的最终段中的压下率设定为8％以上，按照使轧制完成温度Tf成为900℃以上且低于1010℃的方式完成热轧。
(5)将在热轧的最终段的轧制后且钢板被冷却至800℃之前对钢板施以负荷的应力设定为低于200kPa。
(6)在热轧完成后1秒以内冷却至热轧完成温度Tf-50℃以下的温度区域之后，以50℃/秒以上的平均冷却速度加速冷却至600～730℃的温度区域。其中，“在热轧完成后1秒以内冷却至热轧完成温度Tf-50℃以下的温度区域”是更优选的冷却条件。
(7)在600～730℃的温度区域中进行2.0秒以上平均冷却速度低于5℃/秒的慢冷却。
(8)以50℃/秒以上的平均冷却速度冷却至低于600℃的温度区域。
(9)在400℃以上且低于600℃的温度区域中进行卷取。
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。即，通过恰当地控制板坯加热条件和热轧条件，可谋求Mn偏析的降低和相变前奥氏体的等轴化，与后述的热轧后的冷却条件相辅相成而能够稳定地制造具有所期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
供于热轧的板坯可以使用通过连续铸造得到的板坯、通过铸造及开坯得到的板坯等，可以使用根据需要对它们加以热加工或冷加工而得到的板坯。供于热轧的板坯优选的是，在板坯加热时在700～850℃的温度区域中保持900秒以上之后，进一步进行加热，在1100℃以上的温度区域中保持6000秒以上。此外，在700～850℃的温度区域中的保持时，可以使钢板温度在该温度区域中变动，也可以设定为恒定。此外，在1100℃以上的保持时，可以使钢板温度在1100℃以上的温度区域中发生变动，也可以设定为恒定。在700～850℃的温度区域中的奥氏体相变中，Mn在铁素体与奥氏体之间分配，通过延长其相变时间，从而Mn能够在铁素体区域内进行扩散。由此，能够消除在板坯中不均匀存在的Mn显微偏析，显著减少Mn浓度的标准偏差。此外，通过在1100℃以上的温度区域中保持6000秒以上，能够使板坯加热时的奥氏体晶粒变得均匀。
热轧优选作为多道次轧制而使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荷的观点出发，更优选至少最终的2段设定为使用了串列式轧机的热轧。
(6-2)热轧的压下率：在850～1100℃的温度区域中合计为90％以上的板厚减少
通过在850～1100℃的温度区域中进行合计成为90％以上的板厚减少那样的热轧，可主要谋求再结晶奥氏体晶粒的微细化，并且可促进应变能向未再结晶奥氏体晶内的蓄积。而且，可促进奥氏体的再结晶，并且可促进Mn的原子扩散，能够减小Mn浓度的标准偏差。因此，优选在850～1100℃的温度区域中进行合计成为90％以上的板厚减少那样的热轧。
需要说明的是，所谓850～1100℃的温度区域的板厚减少，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t0、将该温度区域的轧制中的最终段的轧制后的出口板厚设定为t1时，可以以{(t0-t1)/t0}×100(％)来表示。
(6-3)在热轧的自最终段起前1段的轧制后且最终段的轧制前的应力：170kPa以上
优选将对热轧的自最终段起前1段的轧制后且最终段的轧制前的钢板施以负荷的应力设定为170kPa以上。由此，能够降低自最终段起前1段的轧制后的再结晶奥氏体中的具有{110}<001>的晶体取向的晶体晶粒的数目。{110}<001>由于为难以再结晶的晶体取向，因此通过抑制该晶体取向的形成，能够有效地促进通过最终段的压下带来的再结晶。其结果是，热轧钢板的带状组织改善，金属组织的周期性降低，E值上升。在对钢板施以负荷的应力低于170kPa的情况下，有可能无法达成10.7以上的E值。对钢板施以负荷的应力更优选为190kPa以上。对钢板施以负荷的应力可以通过调整串列式轧制中的辊旋转速度来进行控制。
(6-4)热轧的最终段中的压下率：8％以上、热轧完成温度Tf：900℃以上且低于1010℃
优选的是，热轧的最终段中的压下率设定为8％以上，热轧完成温度Tf设定为900℃以上。通过将热轧的最终段中的压下率设定为8％以上，能够促进通过最终段的压下带来的再结晶。其结果是，热轧钢板的带状组织改善，金属组织的周期性降低，E值上升。通过将热轧完成温度Tf设定为900℃以上，能够抑制奥氏体中的铁素体核生成位点数的过度增大。其结果是，能够抑制最终组织(制造后的热轧钢板的金属组织)中的铁素体的生成，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，能够降低金属组织的周期性而将E值设定为10.7以上。
(6-5)热轧的最终段的轧制后且钢板被冷却至800℃之前的应力：低于200kPa
对热轧的最终段的轧制后且钢板被冷却至800℃之前的钢板施以负荷的应力优选设定为低于200kPa。通过将对钢板施以负荷的应力设定为低于200kPa，从而奥氏体的再结晶沿轧制方向优先进展，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。对钢板施以负荷的应力更优选为180MPa以下。
(6-6)在热轧完成后1秒以内冷却至热轧完成温度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至600～730℃的温度区域
为了抑制通过热轧而发生细粒化的奥氏体晶体晶粒的生长，更优选在热轧完成后1秒以内冷却50℃以上。为了在热轧完成后1秒以内冷却至热轧完成温度Tf-50℃以下的温度区域，只要在热轧刚完成后进行平均冷却速度大的冷却、例如对钢板表面喷射冷却水即可。通过在热轧完成后1秒以内冷却至Tf-50℃以下的温度区域，能够将表层的晶体粒径微细化，能够提高耐弯曲内开裂性。
此外，通过在上述冷却后以50℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却至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，热轧钢板的强度提高。需要说明的是，这里所谓的平均冷却速度是指下述值：从加速冷却开始时(钢板导入冷却设备中时)至加速冷却完成时(钢板从冷却设备中导出时)为止的钢板的温度下降幅度除以从加速冷却开始时至加速冷却完成时为止的所需时间而得到的值。
冷却速度的上限值没有特别规定，但如果加快冷却速度，则冷却设备变成大规模，设备成本变高。因此，如果考虑设备成本，则优选300℃/秒以下。此外，加速冷却的冷却停止温度设定为600℃以上为宜。
(6-7)在600～730℃的温度区域中进行2.0秒以上平均冷却速度低于5℃/秒的慢冷却
通过在600～730℃的温度区域中进行2.0秒以上平均冷却速度低于5℃/秒的慢冷却，能够使析出强化的铁素体充分析出。由此，能够兼顾热轧钢板的强度与延展性。需要说明的是，这里所谓的平均冷却速度是指下述值：从加速冷却的冷却停止温度至慢冷却的停止温度为止的钢板的温度下降幅度除以从加速冷却的停止时至慢冷却的停止时为止的所需时间而得到的值。
进行慢冷却的时间优选为3.0秒以上。进行慢冷却的时间的上限由设备布局来决定，但设定为大概低于10.0秒即可。此外，慢冷却的平均冷却速度的下限没有特别设定，但由于在不进行冷却的情况下升温会伴随设备上大的投资，因此也可以设定为0℃/秒以上。
(6-8)直至卷取温度为止的平均冷却速度：50℃/秒以上
为了抑制珠光体的面积分率、得到980MPa以上的抗拉强度，优选将从慢冷却的冷却停止温度至卷取温度为止的平均冷却速度设定为50℃/秒以上。由此，能够使母相组织变得硬质。需要说明的是，这里所谓的平均冷却速度是指下述值：从平均冷却速度低于5℃/秒的慢冷却的冷却停止温度至卷取温度为止的钢板的温度下降幅度除以从平均冷却速度低于5℃/秒的慢冷却的停止时至卷取为止的所需时间而得到的值。
(6-9)卷取温度：400℃以上且低于600℃
卷取温度设定为400℃以上且低于600℃的温度区域。通过将卷取温度设定为该温度区域，能够增加铁碳化物的析出量，并且提高硬质相内的硬度分布的不均。其结果是，能够降低I值，能够得到优异的剪切加工性。
实施例
接下来，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，本发明并不限于这一个条件例。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。
将具有表1及表2中所示的化学组成的钢进行熔炼，通过连续铸造而制造厚度为240～300mm的板坯。使用所得到的板坯，通过表3A～表4B中所示的制造条件，得到表5A～表6B中所示的热轧钢板。需要说明的是，慢冷却的平均冷却速度设定为低于5℃/秒。
对于所得到的热轧钢板，通过上述的方法，求出金属组织的面积分率、E值、I值、Mn浓度的标准偏差、表层的平均晶体粒径、抗拉强度TS及总伸长率El。将所得到的测定结果示于表5A～表6B中。
需要说明的是，剩余组织为贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种或2种以上。
热轧钢板的特性的评价方法
(1)抗拉强度特性
在抗拉强度TS为980MPa以上、并且总伸长率El为12.0％以上、并且抗拉强度TS×总伸长率El为15000MPa·％以上的情况下，作为强度及延展性优异的热轧钢板而判定为合格。在任一者不被满足的情况下，作为不是强度及延展性优异的热轧钢板而判定为不合格。
(2)剪切加工性
热轧钢板的剪切加工性通过利用冲裁试验求出剪切面比率来评价。在板宽中央位置处，以孔直径为10mm、余隙为15％、冲裁速度为3m/秒制作了5个冲裁孔。接着，对于5个冲裁孔，用光学显微镜拍摄10个部位的与轧制方向平行的端面(每1个冲裁孔为2个部位的端面)的样子。在所得到的观察照片中，能够观察图1(a)中所示那样的端面。如图1(a)及(b)中所示的那样，在冲裁后的端面处观察到塌边、剪切面、断裂面及飞翅。需要说明的是，图1(a)是冲裁孔的与轧制方向平行的端面的概略图，图1(b)是冲裁孔的侧面的概略图。所谓塌边是R状的光滑的面，所谓剪切面是通过剪切变形而分离的冲裁端面，所谓断裂面是在剪切变形结束后通过从刃尖附近产生的龟裂而分离的冲裁端面，所谓飞翅是具有从热轧钢板的下表面伸出的突起的面。在由5个端面得到的10个端面的观察照片中，测定端面中所占的剪切面比率，算出所得到的剪切面比率(％)的最小值除以最大值而得到的值(剪切面比率的最小值/剪切面比率的最大值)。在该值为0.70以上的情况下，作为剪切加工性优异的热轧钢板，判定为合格。另一方面，在该值低于0.70的情况下，作为剪切加工性低劣的热轧钢板，判定为不合格。
需要说明的是，剪切面在端面中所占的比率(剪切面比率)通过下述方式来获得：如图1(a)中所示的那样，在端面的观察照片中画出与热轧钢板的上表面及下表面成直角的直线1，算出该直线1中的剪切面的长度d2相对于塌边的长度d1、剪切面的长度d2、断裂面的长度d3及飞翅的长度d4的合计的比率(＝d2/(d1+d2+d3+d4)×100)。
(3)耐弯曲内开裂性
通过以下的弯曲试验来评价耐弯曲内开裂性。
从热轧钢板的宽度方向1/2位置切取出100mm×30mm的长条形状的试验片而得到弯曲试验片。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，依据JIS Z 2248：2014(V形块90°弯曲试验)调查耐弯曲内开裂性，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而得到的值设定为极限弯曲R/t，作为耐弯曲内开裂性的指标值。在R/t为2.5以下的情况下，判断为耐弯曲内开裂性优异的热轧钢板。
其中，关于龟裂的有无，对将V形块90°弯曲试验后的试验片以与弯曲方向平行且与板面垂直的面进行切断而得到的截面进行镜面研磨后，用光学显微镜观察龟裂，在试验片的弯曲内侧观察到的龟裂长度超过30μm的情况下判断为有龟裂。
将所得到的结果示于表6A及表6B中。
[表1]
Figure BDA0004113322710000251
[表2]
Figure BDA0004113322710000261
[表3A]
Figure BDA0004113322710000271
下划线表示制造条件不优选。
[表3B]
Figure BDA0004113322710000281
下划线表示制造条件不优选。
[表4A]
Figure BDA0004113322710000291
下划线表示制造条件不优选。
[表4B]
Figure BDA0004113322710000301
下划线表示制造条件不优选。
[表5A]
Figure BDA0004113322710000311
下划线表示为本发明的范围外或不优选的特性。
[表5B]
Figure BDA0004113322710000321
下划线表示为本发明的范围外或不优选的特性。
[表6A]
Figure BDA0004113322710000331
下划线表示为本发明的范围外或不优选的特性。
[表6B]
Figure BDA0004113322710000341
下划线表示为本发明的范围外或不优选的特性。
如果观察表5A～表6B，则可知：本发明例的热轧钢板具有优异的强度、延展性及剪切加工性。此外，可知：本发明例之中的表层的平均晶体粒径低于3.0μm的热轧钢板在具有上述诸特性的基础上，还具有优异的耐弯曲内开裂性。
另一方面，可知：比较例的热轧钢板不具有优异的强度、延展性及剪切加工性中的某一者以上。
产业上的可利用性
根据本发明的上述方案，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，根据本发明的上述优选的方案，能够得到在具有上述诸特性的基础上还抑制了弯曲内开裂的产生、即耐弯曲内开裂性优异的热轧钢板。
本发明的热轧钢板适宜作为汽车构件、机械结构构件、甚至建筑构件中使用的工业用原材料。

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2种以上：合计为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中的1种或2种以上：合计为0～1.00％、以及
Sn：0～0.05％，
剩余部分包含Fe及杂质，
金属组织如下：
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值低于1.020；
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，表层的平均晶体粒径低于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％计含有选自下述元素中的1种或2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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