CN117836456A - 热轧钢板 - Google Patents

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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％计马氏体及回火马氏体合计超过92.0％且为100.0％以下，残余奥氏体低于3.0％，铁素体低于5.0％，通过利用灰度共生矩阵法对上述金属组织的SEM图像进行解析而得到的熵值为11.0以上，逆差归一化值低于1.020，集群阴影值为‑8.0×105～8.0×105，Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，该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。具体而言，涉及通过压制加工等而成形为各种形状来利用的热轧钢板、特别是具有高强度及极限断裂板厚减少率、并且具有优异的扩孔性及剪切加工性的热轧钢板。
本申请基于2021年10月11日在日本申请的特愿2021-166960号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，在诸多领域中致力于二氧化碳气体排放量的削减。在汽车制造商中也在积极地进行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，还将重点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进行薄壁化。因此，强烈期望兼具高强度和优异的成形性的钢板，为了应对这些要求，以往提出了几个技术。由于对汽车构件存在各种加工样式，因此所要求的成形性根据所应用的构件而异，但其中极限断裂板厚减少率及扩孔性被确定为成形性的重要指标。所谓极限断裂板厚减少率是指由断裂前的拉伸试验片的板厚和断裂后的拉伸试验片的板厚的最小值求出的值。在极限断裂板厚减少率低的情况下，在被赋予压制成形中的拉伸应变时变得容易在早期发生断裂，因此是不优选的。
汽车构件通过压制成形来被成形，但该压制成形的坯料板大多通过生产率高的剪切加工来制造。就通过剪切加工而制造的坯料板而言，需要剪切加工后的端面精度优异。
例如，如果剪切端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性低，则剪切端面的精度显著劣化。
例如，在专利文献1中公开了一种压制加工后的表面性状优异的成为冷轧钢板的原材料的热轧钢板，其控制了板厚中央部的Mn偏析度及P偏析度。
然而，在专利文献1中，对于热轧钢板的极限断裂板厚减少率及剪切加工性并没有进行考虑。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2020/044445号
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
本发明是鉴于上述的实情而进行的，目的是提供具有高强度及极限断裂板厚减少率、并且具有优异的扩孔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％计为：
C：0.040～0.250％、
Si：0.05～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
sol.Al：0.001～0.500％、
P：0.100％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.1000％以下、
O：0.0100％以下、
Ti：0～0.300％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.500％、
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：0～0.0200％、
As：0～0.100％、
Zr：0～1.00％、
Co：0～1.00％、
Zn：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Sn：0～0.05％、以及
剩余部分：Fe及杂质，
满足下述式(A)，
金属组织如下：以面积％计为：
马氏体及回火马氏体合计超过92.0％且为100.0％以下；
残余奥氏体低于3.0％；
铁素体低于5.0％；
通过利用灰度共生矩阵法对上述金属组织的SEM图像进行解析而得到的由下述式(1)所表示的熵(Entropy)值为11.0以上；
由下述式(2)所表示的逆差归一化(Inverse difference normalized)值低于1.020；
由下述式(3)所表示的集群阴影(Cluster Shade)值为-8.0×105～8.0×105；
Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，
上述热轧钢板的抗拉强度为980MPa以上。
Zr+Co+Zn+W≤1.00％ (A)
其中，上述式(A)中的各元素符号表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0％。
其中，下述式(1)～(5)中的P(i，j)为灰度共生矩阵，下述式(2)中的L为上述SEM图像可取得的灰度标度的等级数，下述式(2)及(3)中的i及j为1～上述L的自然数，下述式(3)中的μx及μy分别以下述式(4)及(5)表示。
熵＝-∑i∑jP(i，j).log(P(i，j)) (1)
集群阴影＝∑i∑j(i+j-μx-μy)3P(i，j) (3)
μx＝∑i∑ji(P(i，j)) (4)
μy＝∑i∑jj(P(i，j)) (5)
(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其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：
Ti：0.001～0.300％、
Nb：0.001～0.100％、
V：0.001～0.500％、
Cu：0.01～2.00％、
Cr：0.01～2.00％、
Mo：0.01～1.00％、
Ni：0.01～2.00％、
B：0.0001～0.0100％、
Ca：0.0001～0.0200％、
Mg：0.0001～0.0200％、
REM：0.0001～0.1000％、
Bi：0.0001～0.0200％、
As：0.001～0.100％、
Zr：0.01～1.00％、
Co：0.01～1.00％、
Zn：0.01～1.00％、
W：0.01～1.00％、及
Sn：0.01～0.05％。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够得到具有高强度及极限断裂板厚减少率、并且具有优异的扩孔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是用于说明剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性的测定方法的图。
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，关于化学组成的“％”只要不特别指定则为“质量％”。
化学组成
以下，对本实施方式的热轧钢板的化学组成进行详细说明。
C：0.040～0.250％
C使硬质相的面积率上升。此外，C通过与Ti、Nb、V等析出强化元素结合而使马氏体的强度上升。C含量低于0.040％时，变得难以得到所期望的强度。此外，C含量低于0.040％时，铁素体分率增大，因平坦的铁素体组织的影响从而I值也增大。因此，C含量设定为0.040％以上。C含量优选为0.060％以上，更优选为0.070％以上或0.080％以上。
另一方面，C含量超过0.250％时，由于促进强度低的珠光体的生成，马氏体及回火马氏体的面积率降低，从而热轧钢板的强度降低。此外，C含量超过0.250％时，平坦的渗碳体组织增大，因生成亮度差小的碳化物的区域的影响从而E值降低。因此，C含量设定为0.250％以下或0.220％以下。C含量优选为0.200％以下、0.170％以下、0.150％以下或0.120％以下。
Si：0.05～3.00％
Si具有延迟渗碳体析出的作用。通过该作用，能够提高马氏体及回火马氏体的面积率，而且通过固溶强化能够提高热轧钢板的强度。此外，Si具有通过脱氧而将钢健全化(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。此外，Si含量低于0.05％时，平坦的渗碳体组织增大，因生成亮度差小的碳化物的区域的影响从而I值也增大。因此，Si含量设定为0.05％以上。Si含量优选为0.50％以上、0.80％以上或1.00％以上。
另一方面，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。此外，Si含量超过3.00％时，铁素体的面积率增大，因平坦的铁素体组织的影响从而E值减少。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、2.20％以下、2.00％以下、1.80％以下或1.50％以下。
Mn：1.00～4.00％
Mn具有抑制铁素体相变来提高热轧钢板的强度的作用。Mn含量低于1.00％时，无法得到所期望的强度。因此，Mn含量设定为1.00％以上。Mn含量优选为1.50％以上、2.00％以上或2.30％以上。
另一方面，Mn含量超过4.00％时，起因于Mn的偏析，硬质相中的晶粒的晶体取向差变得不均匀，剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性降低。此外，Mn含量超过4.00％时，残余奥氏体的面积率增大，因平坦的残余奥氏体组织的影响从而I值也增大。因此，Mn含量设定为4.00％以下。Mn含量优选为3.70％以下、3.50％以下、3.20％以下或2.90％以下。
sol.Al：0.001～0.500％
Al与Si同样地具有通过脱氧而将钢健全化的作用，并且具有通过抑制渗碳体从奥氏体中析出来增加马氏体及回火马氏体的面积率的作用。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、0.030％以上或0.050％以上，更优选为0.080％以上、0.100％以上或0.150％以上。
另一方面，sol.Al含量超过0.500％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0.500％以下。sol.Al含量优选为0.400％以下、更进一步优选为0.300％以下或0.250％以下。
需要说明的是，在本实施方式中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。
P：0.100％以下
P是一般作为杂质被含有的元素，但也是具有通过固溶强化来提高强度的作用的元素。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％，则因晶界偏析而引起的极限断裂板厚减少率的降低变得显著。因此，P含量设定为0.100％以下。P含量优选为0.050％以下、0.030％以下、0.020％以下或0.015％以下。P含量的下限没有必要特别规定，但P含量的下限为0％。从精炼成本的观点出发，也可以设定为0.001％、0.003％或0.005％。
S：0.0300％以下
S是作为杂质被含有的元素，在钢中形成硫化物系夹杂物而降低热轧钢板的扩孔性及极限断裂板厚减少率。如果S含量超过0.0300％，则热轧钢板的扩孔性及极限断裂板厚减少率显著降低。因此，S含量设定为0.0300％以下。S含量优选为0.0100％以下、0.0070％以下或0.0050％以下。S含量的下限没有必要特别规定，但S含量的下限为0％。从精炼成本的观点出发，也可以将S含量的下限设定为0.0001％、0.0005％、0.0010％或0.0020％。
N：0.1000％以下
N是作为杂质而被含有于钢中的元素，具有降低热轧钢板的扩孔性及极限断裂板厚减少率的作用。N含量超过0.1000％时，热轧钢板的扩孔性及极限断裂板厚减少率显著降低。因此，N含量设定为0.1000％以下。N含量优选为0.0800％以下，进一步优选为0.0700％以下或0.0500％以下。
N含量的下限没有必要特别规定，但N含量的下限为0％。也可以将N含量的下限设定为0.0001％。如下文所述的那样，在含有Ti、Nb及V中的1种或2种以上来谋求金属组织的微细化的情况下，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、0.0080％以上或0.0150％以上。
O：0.0100％以下
O如果大量包含于钢中，则形成成为断裂起点的粗大氧化物，引起脆性断裂、氢致开裂。因此，O含量设定为0.0100％以下。O含量优选设定为0.0080％以下、0.0050％以下或0.0030％以下。O含量的下限为0％，但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、0.0010％以上。
本实施方式的热轧钢板除了含有上述元素以外，还可以含有下述元素作为任选元素。在不含有任选元素的情况下的含量的下限为0％。以下，对任选元素进行详细说明。
Ti：0.001～0.300％
Nb：0.001～0.100％
V：0.001～0.500％
Ti、Nb及V都具有在钢中作为碳化物或氮化物析出、通过钉扎效应来将金属组织微细化的作用，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Ti含量设定为0.001％以上、将Nb含量设定为0.001％以上或将V含量设定为0.001％以上。即，即使是Ti、Nb及V中的1种，也优选将其含量设定为0.001％以上。
但是，即使过量含有这些元素，由上述作用带来的效果也饱和，在经济上是不优选的。因此，Ti含量设定为0.300％以下，Nb含量设定为0.100％以下，V含量设定为0.500％以下。
Cu：0.01～2.00％
Cr：0.01～2.00％
Mo：0.01～1.00％
Ni：0.01～2.00％
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具有在低温下在钢中作为碳化物析出来提高强度的作用。进而，Ni在含有Cu的情况下具有有效地抑制因Cu而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。
如上述那样Cu具有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、0.70％以下或0.50％以下。
如上述那样Cr具有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。Cr含量优选为1.50％以下，更优选为1.00％以下、0.70％以下或0.50％以下。
如上述那样Mo具有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％以下或0.10％以下。
如上述那样Ni具有提高热轧钢板的淬透性的作用。此外，Ni在含有Cu的情况下，具有有效地抑制因Cu而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，优选将Ni含量设定为0.01％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。Ni含量优选为1.50％以下，更优选为1.00％以下、0.70％以下或0.50％以下。
如上述那样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，热轧钢板的扩孔性显著降低，因此B含量设定为0.0100％以下。B含量优选设定为0.0050％以下或0.0025％以下。
Ca：0.0001～0.0200％
Mg：0.0001～0.0200％
REM：0.0001～0.1000％
Bi：0.0001～0.0200％
As：0.001～0.100％
Ca、Mg及REM都具有通过将夹杂物的形状调整为优选的形状来提高热轧钢板的扩孔性的作用。此外，Bi具有通过将凝固组织微细化来提高热轧钢板的成形性的作用。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种以上的含量设定为0.0001％以上。但是，如果Ca含量或Mg含量超过0.0200％或REM含量超过0.1000％，则在钢中过量地生成夹杂物，反而有可能使热轧钢板的扩孔性降低。此外，即使将Bi含量设定为超过0.0200％，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0.0200％以下。Ca含量、Mg含量及Bi含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0070％以下或0.0040％以下。REM含量优选为0.0070％以下或0.0040％以下。As通过降低奥氏体单相化温度，从而使原奥氏体晶粒发生细粒化，有助于热轧钢板的延展性的提高。为了可靠地得到该效果，优选将As含量设定为0.001％以上。另一方面，即使大量含有As，上述效果也饱和，因此As含量设定为0.100％以下。
其中，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。
Zr：0.01～1.00％、Co：0.01～1.00％、Zn：0.01～1.00％、W：0.01～1.00％
Zr+Co+Zn+W≤1.00％(A)
其中，上述式(A)中的各元素符号表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0％。
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。即，可以将上述式(A)的左边的值设定为1.00％以下，也可以设定为0.50％以下、0.10％以下或0.05％以下。Zr、Co、Zn、W及Sn的各含量也可以分别设定为0.50％以下、0.10％以下或0.05％以下。Zr、Co、Zn及W也可以不含有，因此各自的含量也可以为0％。为了使钢板固溶强化来提高强度，Zr、Co、Zn及W的含量也可以分别为0.01％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。Sn也可以不含有，因此Sn含量也可以为0％。为了提高热轧钢板的耐蚀性，Sn含量也可以设定为0.01％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包含Fe及杂质。在本实施方式中，所谓杂质是从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质，是指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。
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。需要说明的是，sol.Al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使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活泼气体熔融-热导率法进行测定即可，O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。
在热轧钢板在表面具备镀层的情况下，也可以根据需要通过机械磨削等将镀层除去后进行化学组成的分析。
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如下：以面积％计马氏体及回火马氏体合计超过92.0％且为100.0％以下，残余奥氏体低于3.0％，铁素体低于5.0％，通过利用灰度共生矩阵法对上述金属组织的SEM图像进行解析而得到的由下述式(1)所表示的熵值为11.0以上，由下述式(2)所表示的逆差归一化值低于1.020，由下述式(3)所表示的集群阴影值为-8.0×105～8.0×105，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具有高强度及极限断裂板厚减少率，并且能够得到优异的扩孔性及剪切加工性。需要说明的是，在本实施方式中，对与轧制方向平行的截面的距离表面为板厚的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处的金属组织进行规定。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。
需要说明的是，这里所谓的表面，在热轧钢板具备镀层的情况下是指镀层与钢板的界面。
残余奥氏体的面积率：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)来提高热轧钢板的扩孔性的作用。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，因此阻碍稳定的龟裂产生，成为降低剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性的原因。残余奥氏体的面积率为3.0％以上时，上述作用明显化，剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性降低。因此，残余奥氏体的面积率设定为低于3.0％。残余奥氏体的面积率优选为1.5％以下，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率也可以为0％。然而，将残余奥氏体的面积率设定为0％并不容易，也可以将其下限设定为0.5％或1.0％。
铁素体的面积率：低于5.0％
铁素体一般是软质的金属组织。如果含有规定量以上的铁素体，则有可能得不到所期望的强度以及有可能剪切加工后的端面处的剪切面的区域增大。如果剪切加工后的端面处的剪切面的区域增大，则剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性降低，因此是不优选的。铁素体的面积率为5.0％以上时，上述作用明显化。因此，铁素体的面积率设定为低于5.0％。铁素体的面积率优选为3.0％以下，更优选为2.0％以下，更进一步优选为低于1.0％。铁素体越少越优选，因此铁素体的面积率也可以为0％。然而，将铁素体的面积率设定为0％并不容易，也可以将其下限设定为0.5％、1.0％或1.5％。
对于残余奥氏体的面积率的测定方法，已知有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。在本实施方式中，通过不易受到研磨的影响(如果受到研磨的影响，则残余奥氏体有可能变化为马氏体等其他的相，因此有可能变得无法测定真实的面积率)、可比较简便地得到准确的测定结果、不易受到研磨的影响的X射线衍射来测定残余奥氏体的面积率。
在本实施方式中的利用X射线衍射而进行的残余奥氏体面积率的测定中，首先，在热轧钢板的板厚的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处的与轧制方向平行的板厚截面中，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残余奥氏体的体积率。将所得到的残余奥氏体的体积率视为残余奥氏体的面积率。
铁素体的面积率的测定通过以下的方法来进行。
将与轧制方向平行的板厚截面精加工成镜面，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，将被导入到样品的表层中的应变除去。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1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域以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。观察面积设定为40000μm2。
接着，在同一视场中拍摄反射电子图像。由反射电子图像确定铁素体和渗碳体以层状析出的晶粒，算出该晶粒的面积率，由此能够获得珠光体的面积率。
之后，对于除被判别为珠光体的晶粒以外的晶粒中的被判定为体心立方结构的晶粒，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 Average Misorientation(晶粒平均取向差)”功能，将Grain AverageMisorientation值为1.0°以下的区域判定为铁素体。此时，Grain Tolerance Angle(晶粒公差角度)设定为15°，通过求出被判定为铁素体的区域的面积率，得到铁素体的面积率。
接着，在将除被判别为珠光体或铁素体的区域以外的区域中的铁素体区域的“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(判定)。通过算出被抽出(判定)为贝氏体的区域的面积率，得到贝氏体的面积率。
马氏体及回火马氏体的面积率的合计：超过92.0％且100.0％以下
如果马氏体及回火马氏体的面积率的合计为92.0％以下，则无法得到所期望的强度。因此，马氏体及回火马氏体的面积率的合计设定为超过92.0％。优选为93.0％以上、95.0％以上、97.0％以上或99.0％以上。马氏体及回火马氏体的面积率的合计越多越优选，因此也可以设定为100.0％。
对于马氏体及回火马氏体的面积率的测定方法，进行以下说明。
首先，为了用SEM对与测定了铁素体的面积率的EBSD测定区域相同区域进行观察，在观察位置附近打刻维氏压痕。之后，留下观察面的组织，将表层的污染研磨除去，进行硝酸乙醇蚀刻。接着，利用SEM以倍率为3000倍对与EBSD观察面相同的视场进行观察。
在EBSD测定中，将被判别为铁素体以外的组织的区域中的在晶内具有下部组织、并且渗碳体以多个变体析出的区域判断为回火马氏体。将亮度大、并且通过蚀刻没有出现下部组织的区域判断为“马氏体及残余奥氏体”。通过算出各自的面积率，得到回火马氏体的面积率以及“马氏体及残余奥氏体”的面积率。通过从所得到的“马氏体及残余奥氏体”的面积率中减去通过上述的X射线衍射而得到的残余奥氏体的面积率，得到马氏体的面积率。通过算出马氏体的面积率及回火马氏体的面积率的合计，得到马氏体及回火马氏体的面积率的合计。
需要说明的是，对于观察面表层的污染除去，只要采用使用了粒径为0.1μm以下的氧化铝粒子的抛光或Ar离子溅射等方法即可。
在本实施方式的热轧钢板中，作为剩余组织，也可以包含合计的面积率为0％以上且低于8.0％的贝氏体及珠光体中的1种或2种。也可以将剩余组织的面积率的上限设定为6.0％、5.0％、4.0％、3.0％或2.5％。
在本实施方式中，由于通过X射线衍射、EBSD解析及SEM观察来进行各组织的面积率的测定，因此有可能测定得到的各组织的面积率的合计不会成为100.0％。在通过上述的方法而得到的各组织的面积率的合计不成为100.0％的情况下，按照各组织的面积率的合计成为100.0％的方式来换算各组织的面积率。例如，在各组织的面积率的合计为103.0％的情况下，将各组织的面积率乘以“100.0/103.0”，得到各组织的面积率。
熵值：11.0以上、逆差归一化值：低于1.020
为了提高剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性，降低金属组织的周期性、并且降低金属组织的均匀性是重要的。在本实施方式中，通过控制表示金属组织的周期性的熵值(E值)及表示金属组织的均匀性的逆差归一化值(I值)，从而提高剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性。
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11.0，则剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性变得容易降低。在周期性高即E值低的金属组织中，以周期性排列的组织作为起点，沿着存在于起点附近的多个带状的组织产生龟裂而形成断裂面。由此，据推定：剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性变得容易降低。因而，E值设定为11.0以上。优选为11.1以上，更优选为11.2以上。E值越高越优选，上限没有特别规定，但也可以设定为13.5以下、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阔则越上升。I值高意味着金属组织的均匀性高。就作为本实施方式的具有马氏体及回火马氏体的面积率的合计为92.0％以下的金属组织的热轧钢板而言，需要制成以亮度的均匀性低的马氏体作为主体的金属组织。因此，在本实施方式中，需要减少I值。如果金属组织的均匀性高即I值高，则由于晶粒内的析出物及元素浓度差以及因软质的铁素体相而引起的硬度差的影响，导致容易从剪切工具的前端产生龟裂。其结果是，剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性变得容易降低。即，据推定：如果I值为1.020以上，则无法提高剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性。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。
集群阴影值：-8.0×105～8.0×105
集群阴影值(CS值)表示金属组织的应变度。关于CS值，相对于拍摄金属组织而得到的图像中的亮度的平均值，如果具有超过平均值的亮度的点多则成为正的值，如果具有低于平均值的亮度的点多则成为负的值。
在扫描型电子显微镜的2次电子图像中，在观察对象物的表面凹凸大的部位亮度变大，在凹凸小的部位亮度变小。观察对象物的表面的凹凸受到金属组织内的粒径、强度分布的较大影响。关于本实施方式中的CS值，如果金属组织的强度的不均大或组织单元小则变大，如果强度的不均小或组织单元大则变小。
在本实施方式中，将CS值保持在接近0的所期望的范围是重要的。如果CS值低于-8.0×105，则热轧钢板的极限断裂板厚减少率降低。据推定这是由于：在金属组织中存在粒径大的晶粒，在极限变形中该晶粒优先断裂。因此，CS值设定为-8.0×105以上。优选为-7.5×105以上，更进一步优选为-7.0×105以上。
另一方面，如果CS值超过8.0×105，则热轧钢板的极限断裂板厚减少率降低。据推定这是由于：金属组织中的微观强度的不均大，极限变形中的应变集中在局部而变得容易断裂。因此，CS值设定为8.0×105以下。优选为7.5×105以下，更进一步优选为7.0×105以下。
E值、I值及CS值可以通过以下的方法来获得。
在本实施方式中，为了算出E值、I值及CS值而拍摄的SEM图像(扫描型电子显微镜的2次电子图像)的拍摄区域设定为与轧制方向平行的板厚截面中的距离表面为板厚的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。对于SEM图像的拍摄，使用Hitachi High-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，以倍率为1000倍、以256灰度等级的灰度标度输出SEM图像。
接着，对将所得到的SEM图像切取成880×880像素的区域(观察区域以实际尺寸计为160μm×160μm)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)～(5)，分别算出E值、I值及CS值。
下述式(1)～式(5)中的P(i，j)为灰度共生矩阵，将行列P的第i行j列的值记载为P(i，j)。需要说明的是，由于如上所述使用256×256的行列P来算出，因此在想要强调该点的情况下，可以将下述式(1)～(5)修正为下述式(1’)～(5’)。
这里，下述式(2)中的L为上述SEM图像可取得的灰度标度的等级数(灰度量化等级；Quantization levels of grayscale)，本实施方式中由于如上所述以256灰度等级的灰度标度来输出SEM图像，因此L为256。下述式(2)及(3)中的i及j为1～上述L的自然数，下述式(3)中的μx及μy分别以下述式(4)及(5)表示。
在下述式(1’)～(5’)中，将行列P的第i行j列的值记载为Pij。
熵＝-∑i∑jP(i，j).log(P(i，j)) (1)
集群阴影＝∑i∑j(i+j-μx-μy)3P(i，j) (3)
μx＝∑i∑ji(P(i，j)) (4)
μy＝∑i∑jj(P(i，j)) (5)
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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，能够防止剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性的降低。Mn浓度的标准偏差优选为0.55质量％以下或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％。根据需要，也可以将其下限设定为0.20质量％或0.28质量％。
将热轧钢板的与轧制方向平行的板厚截面进行镜面研磨后，对距离表面为板厚的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。
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。热轧钢板的强度变得越高，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，因应变集中在局部而使变形进展(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。更优选为2.7μm以下或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或1.0μm。
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。如上所述，这里所谓的表面，在热轧钢板具备镀层的情况下是指镀层与钢板的界面。
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。
需要说明的是，残余奥氏体不是通过600℃以下的相变而生成的组织，不具有位错蓄积的效果，因此在本测定方法(表层的平均晶体粒径的测定方法)中，残余奥氏体不作为解析的对象。在残余奥氏体的面积率为0％的情况等中没有必要从解析的对象中除外，但在有可能对表层的平均晶体粒径的测定造成影响的情况等中，在EBSP-OIM法中，将晶体结构为fcc的残余奥氏体从解析对象中除外来进行测定。
拉伸特性
本实施方式的热轧钢板的抗拉强度(TS)为980MPa以上。如果抗拉强度低于980MPa，则适用部件受到限定，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。
抗拉强度使用JIS Z 2241：2011的5号试验片，依据JIS Z 2241：2011进行测定。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，将与轧制方向成直角的方向作为长度方向即可。
扩孔特性
本实施方式的热轧钢板的扩孔率(λ)优选为55％以上。如果扩孔率(λ)为55％以上，则适用部件不会受到限定，能够得到车身轻量化的贡献大的热轧钢板。上限没有必要特别限定。没有必要规定扩孔率λ的上限，但也可以设定为85％或80％。
扩孔率(λ)使用JIS Z 2241：2011的5号试验片并依据JIS Z 2256：2010进行测定。扩孔试验片的采集位置设定为热轧钢板的距离板宽方向的端部为1/4部分即可。
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0.5～8.0mm。通过将热轧钢板的板厚设定为0.5mm以上，从而轧制完成温度的确保变得容易，与此同时能够降低轧制载荷，能够容易地进行热轧。因此，本实施方式的热轧钢板的板厚也可以设定为0.5mm以上。优选为1.2mm以上、1.4mm以上或1.8mm以上。此外，通过将板厚设定为8.0mm以下，从而金属组织的微细化变得容易，能够容易地确保上述的金属组织。因此，板厚也可以设定为8.0mm以下。优选为6.0mm以下、5.0mm以下或4.0mm以下。
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以提高耐蚀性等为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。
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。
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张力。
(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960℃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，按照直至600℃为止的平均冷却速度成为50℃/秒以上的方式进行加速冷却。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)按照450～600℃的温度区域的平均冷却速度成为30℃/秒以上且低于50℃/秒的方式进行冷却。
(8)按照卷取温度～450℃的温度区域的平均冷却速度成为50℃/秒以上的方式进行冷却。
(9)在350℃以下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高强度及极限断裂板厚减少率、并且具有优异的扩孔性及剪切加工性的热轧钢板。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地能够稳定地制造具有所期望的金属组织的热轧钢板。
(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。此外，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℃以上的温度区域中的保持时，可以使钢板温度在1100℃以上的温度区域中变动，也可以设定为恒定。
在700℃～850℃的奥氏体相变中，Mn在铁素体与奥氏体间分配，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。通过减少Mn浓度的标准偏差，能够提高剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的直线性。此外，能够将I值设定为所期望的值。
此外，为了降低Mn浓度的标准偏差、将I值设定为所期望的值，在1100℃以上的温度区域中的保持时间优选设定为6000秒以上。为了得到期望量的马氏体及回火马氏体，保持6000秒以上的温度优选设定为1100℃以上。
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出发，更优选至少最终的几段设定为使用了串列式轧机的热轧。
(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，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。此外，能够将I值设定为所期望的值。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道次前的入口板厚设定为t0、将该温度区域的轧制中的最终道次后的出口板厚设定为t1时，可以以(t0-t1)/t0×100(％)来表示。
(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，有可能无法将E值设定为所期望的值。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，可以通过将轧制机架中测定的轧制方向的载荷除以进行通板的钢板的截面积来求出。
(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960℃
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，通过将热轧完成温度Tf设定为低于960℃，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，将E值设定为所期望的值。
(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。通过将沿钢板的轧制方向施以负荷的应力(张力)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值设定为所期望的值。对钢板施以负荷的应力更优选为180MPa以下。需要说明的是，沿钢板的轧制方向施以负荷的应力可以通过调整轧制机架和卷取装置的旋转速度来进行控制，可以通过将所测定的轧制方向的载荷除以进行通板的钢板的截面积来求出。
(6)按照从热轧完成至600℃为止的平均冷却速度成为50℃/秒以上的方式进行加速冷却
通过按照从热轧完成至600℃为止的平均冷却速度成为50℃/秒以上的方式进行加速冷却，能够抑制钢板内部的铁素体相变、贝氏体相变和/或珠光体相变，能够得到所期望的强度。此外，能够将I值设定为所期望的值。如果在热轧完成后在加速冷却至600℃为止的期间进行空气冷却等，则存在铁素体量增大的情况及无法将I值设定为所期望的值的情况，因此是不优选的。
平均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，则加速冷却的平均冷却速度优选为300℃/秒以下。
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600℃为止的钢板的温度下降幅度除以从加速冷却开始时至钢板温度达到600℃时为止的所需时间而得到的值。
在热轧完成后的冷却中，更优选在热轧完成后1秒以内冷却至热轧完成温度Tf-50℃的温度区域。即，更优选将热轧完成后1秒钟的冷却量设定为50℃以上。这是因为能够抑制通过热轧而发生了细粒化的奥氏体晶粒的生长。为了在热轧完成后1.0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，能够提高热轧钢板的耐弯曲内开裂性。
在热轧完成后1秒以内冷却至热轧完成温度Tf-50℃的温度区域之后，如上述那样按照直至600℃为止的平均冷却速度成为50℃/秒以上的方式进行加速冷却即可。
(7)按照450～600℃的温度区域的平均冷却速度成为30℃/秒以上且低于50℃/秒的方式进行冷却
在上述加速冷却结束后，优选按照450～600℃的温度区域的平均冷却速度成为30℃/秒以上且低于50℃/秒的方式进行冷却。通过将上述温度区域的平均冷却速度设定为30℃/秒以上且低于50℃/秒，能够将CS值设定为所期望的值。在平均冷却速度超过50℃/秒的情况下，在金属组织中容易生成粗大的晶粒，CS值变得低于-8.0×105。在平均冷却速度低于30℃/秒的情况下，硬质组织的强度上升，与软质组织的强度差扩大，因此CS值变得超过8.0×105。
需要说明的是，这里所谓的平均冷却速度是指下述值：从平均冷却速度为50℃/秒以上的加速冷却的冷却停止温度至平均冷却速度为30℃/秒以上且低于50℃/秒的冷却的冷却停止温度为止的钢板的温度下降幅度除以从平均冷却速度为50℃/秒以上的加速冷却的停止时至平均冷却速度为30℃/秒以上且低于50℃/秒的冷却的停止时为止的所需时间而得到的值。
(8)卷取温度～450℃的温度区域的平均冷却速度：50℃/秒以上
为了抑制珠光体的面积率、得到所期望的强度，优选将卷取温度～450℃的温度区域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：从平均冷却速度为30℃/秒以上且低于50℃/秒的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为30℃/秒以上且低于50℃/秒的冷却的停止时至卷取为止的所需时间而得到的值。
(9)卷取温度：350℃以下
卷取温度优选设定为350℃以下。通过将卷取温度设定为350℃以下，能够增大从奥氏体向bcc的相变驱动力，而且能够增大奥氏体的变形强度。因此，从奥氏体发生马氏体相变时硬质相均匀地分布，能够提高不均。其结果是，能够降低I值，能够提高剪切加工后的端面处的断裂面与剪切面的边界的直线性。因此，卷取温度优选设定为350℃以下。
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3及表4中所示的制造条件，得到表5及表6中所示的热轧钢板。
需要说明的是，制造No.11在从热轧完成冷却至791℃之后进行5.0秒钟的空气冷却。空气冷却时的平均冷却速度低于5.0℃/秒。
对于所得到的热轧钢板，通过上述的方法，得到金属组织的面积率、E值、I值、CS值、Mn浓度的标准偏差、表层的平均晶体粒径、抗拉强度(TS)及扩孔率(λ)。将所得到的测定结果示于表5及表6中。
需要说明的是，剩余组织为贝氏体及珠光体中的1种或2种。
热轧钢板的特性的评价方法
抗拉强度
在抗拉强度(TS)为980MPa以上的情况下，作为具有高强度而判定为合格。另一方面，在抗拉强度(TS)低于980MPa的情况下，作为不具有高强度而判定为不合格。
扩孔率
在扩孔率(λ)为55％以上的情况下，作为扩孔性优异而判定为合格。另一方面，在扩孔率低于55％的情况下，作为扩孔性低劣而判定为不合格。
极限断裂板厚减少率
热轧钢板的极限断裂板厚减少率通过拉伸试验来进行评价。
通过与评价拉伸特性时同样的方法来进行拉伸试验。在将拉伸试验前的板厚设定为t1、将断裂后的拉伸试验片的宽度方向中央部处的板厚的最小值设定为t2时，通过算出(t1-t2)×100/t1的值，得到极限断裂板厚减少率。拉伸试验实施5次，通过算出极限断裂板厚减少率的除最大值及最小值以外的3次的平均值，得到极限断裂板厚减少率。
在极限断裂板厚减少率为75.0％以上的情况下，作为具有高的极限断裂板厚减少率的热轧钢板而判定为合格。另一方面，在极限断裂板厚减少率低于75.0％的情况下，作为不是具有高的极限断裂板厚减少率的热轧钢板而判定为不合格。
剪切加工性(断裂面与剪切面的边界的直线性评价)
热轧钢板的剪切加工性中的断裂面与剪切面的边界的直线性通过进行冲裁试验，求出断裂面与剪切的边界处的直线度来进行评价。
在热轧钢板的板宽中央位置处，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，通过后述的方法测定断裂面与剪切的边界处的直线度，算出所得到的直线度的最大值。
需要说明的是，断裂面与剪切的边界处的直线度通过以下的方法来获得。
如图1(b)中所示的那样，相对于端面来确定剪切面与断裂面的边界的点(图1(b)的点A及点B)。测定将这些点A及点B用直线连接的距离x的长度。接着，测定沿着断裂面与剪切面边界的曲线的长度y。将所得到的y除以x，将由此得到的值作为断裂面与剪切的边界处的直线度。
在冲裁试验中得到的直线度的最大值低于1.045的情况下，作为具有优异的剪切加工性的热轧钢板而判定为合格。
另一方面，在所得到的直线度的最大值为1.045以上的情况下，作为不具有优异的剪切加工性的热轧钢板而判定为不合格。
耐弯曲内开裂性
弯曲试验片是从热轧钢板的宽度方向1/2位置处切取出100mm×30mm的长条形状的试验片，通过以下的弯曲试验来评价耐弯曲内开裂性。
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，进行依据JIS Z 2248：2006的V形块法(弯曲角度θ为90°)的试验。由此，求出不产生龟裂的最小弯曲半径。调査耐弯曲内开裂性。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3.0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。
[表1]
[表2]
[表3]
下划线表示制造条件不优选。
[表4]
下划线表示制造条件不优选。
[表5]
下划线表示为本发明的范围外或不优选的特性。
[表6]
下划线表示为本发明的范围外或不优选的特性。
观察表5及表6可知：本发明例的热轧钢板具有高强度及极限断裂板厚减少率，并且具有优异的扩孔性及剪切加工性。此外，可知：本发明例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：比较例的热轧钢板的强度、极限断裂板厚减少率、扩孔性及剪切加工性中的某一者以上劣化。
产业上的可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度及极限断裂板厚减少率、并且具有优异的扩孔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％计为：
C：0.040～0.250％、
Si：0.05～3.00％、
Mn：1.00～4.00％、
sol.Al：0.001～0.500％、
P：0.100％以下、
S：0.0300％以下、
N：0.1000％以下、
O：0.0100％以下、
Ti：0～0.300％、
Nb：0～0.100％、
V：0～0.500％、
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：0～0.0200％、
As：0～0.100％、
Zr：0～1.00％、
Co：0～1.00％、
Zn：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Sn：0～0.05％、以及
剩余部分：Fe及杂质，
满足下述式(A)，
金属组织如下：以面积％计为：
马氏体及回火马氏体合计超过92.0％且为100.0％以下；
残余奥氏体低于3.0％；
铁素体低于5.0％；
通过利用灰度共生矩阵法对所述金属组织的SEM图像进行解析而得到的由下述式(1)所表示的熵值为11.0以上；
由下述式(2)所表示的逆差归一化值低于1.020；
由下述式(3)所表示的集群阴影值为-8.0×105～8.0×105，
Mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，
所述热轧钢板的抗拉强度为980MPa以上，
Zr+Co+Zn+W≤1.00％(A)
其中，所述式(A)中的各元素符号表示该元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0％，
其中，下述式(1)～(5)中的P(i，j)为灰度共生矩阵，下述式(2)中的L为所述SEM图像可取得的灰度标度的等级数，下述式(2)及(3)中的i及j为1～所述L的自然数，下述式(3)中的μx及μy分别以下述式(4)及(5)表示，
熵＝-ΣiΣjP(i，j).log(P(i，j)) (1)
集群阴影＝ΣiΣj(i+j-μx-μy)3P(i，j) (3)
μx＝ΣiΣji(P(i，j)) (4)
μy＝ΣiΣjj(P(i，j)) (5)。
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：
Ti：0.001～0.300％、
Nb：0.001～0.100％、
V：0.001～0.500％、
Cu：0.01～2.00％、
Cr：0.01～2.00％、
Mo：0.01～1.00％、
Ni：0.01～2.00％、
B：0.0001～0.0100％、
Ca：0.0001～0.0200％、
Mg：0.0001～0.0200％、
REM：0.0001～0.1000％、
Bi：0.0001～0.0200％、
As：0.001～0.100％、
Zr：0.01～1.00％、
Co：0.01～1.00％、
Zn：0.01～1.00％、
W：0.01～1.00％、及
Sn：0.01～0.05％。
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