CN117858971A - 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，在将沿板厚方向距表面为板厚的1/8～3/8的区域设定为1/4深度位置时，所述1/4深度位置的金属组织以面积分数计，含有残余奥氏体：低于3.0％、铁素体：低于30.0％、珠光体：低于5.0％，在所述1/4深度位置中，长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度为1.0×104个/mm2以上，平均结晶粒径dq：15.0μm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。具体地说，涉及通过压力加工等成形为多种形状而加以利用的热轧钢板，特别是涉及具有高强度、而且剪切加工性优异的热轧钢板。
本申请基于2021年9月8日提出的日本专利申请特愿2021-146231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，在众多领域中正在研究削减二氧化碳气体排放量。汽车生产厂家对于以低燃料消费为目的的车体轻量化的技术开发正方兴未艾。可是，为了确保乘务员的安全而将重点也放置在提高耐碰撞特性上，因此车体轻量化并不容易。
为了兼顾车体轻量化和耐碰撞特性，正在研究通过采用高强度钢板来使构件薄壁化。因此，渴望兼顾高的强度和优异的成形性的钢板，为了应对这些要求，以往提出了几种技术。汽车构件虽可通过压力成形来成形，但其压力成形的坯料板大多是通过生产率高的剪切加工制造的。若是通过剪切加工制造的坯料板，则需要剪切加工后的端面精度高。例如，如果剪切加工后的断裂面的表面粗糙度增大，则疲劳特性及弯曲性下降。
关于剪切加工性，例如专利文献1中公开了一种通过将表层的铁素体粒径ds和内部的铁素体晶粒db之比ds/db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2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10-168544号公报
专利文献2：日本特开2005-298924号公报
发明内容
发明所要解决的课题
但是，专利文献1中以IF钢作为对象，有时难以用于980MPa以上的高强度的构件。专利文献2中，也没有得到980MPa以上的强度，而且也没有对剪切加工后的剪切端面中的断裂面粗糙度进行研究。
本发明是鉴于以往技术的上述课题而完成的，其目的在于提供一种具有高的强度、并且具有优异的剪切加工性的热轧钢板。
本发明中，所谓具有优异的剪切加工性，是指剪切加工后的剪切端面中的断裂面的表面粗糙度Rz为30.0μm以下。此外，所谓具有高的强度，是指抗拉强度为980MPa以上。
用于解决课题的手段
本发明人鉴于上述课题，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潜心的研究，结果得到了以下的见解(a)～(d)，从而完成了本发明。
(a)为了降低剪切端面上的断裂面的表面粗糙度，需要对加工硬化能高的铁素体以及成为形成粗大空隙的原因的珠光体的面积分数进行限制。
(b)为了降低剪切端面上的断裂面的表面粗糙度，重要的还有以一定以上存在粗大的Ti系碳化物，而且形成结晶粒径小的金属组织。作为其理由，可以认为粗大的Ti系碳化物是热轧中在奥氏体组织内析出的碳化物。该粗大的Ti系碳化物与低温相变后的母相不匹配(incoherenc)。因此，可以推测通过该粗大且不匹配的Ti系碳化物的分散析出，使剪切变形时发生的空隙分散，并与晶粒的微细化相互结合，从而使断裂面的表面粗糙度降低。
(c)对于使不匹配且粗大的Ti系碳化物以一定以上存在，高温区域的热轧工序是重要的。例如在1100℃～SRT(℃)的温度区域中进行合计压下率为70％以上的热轧是有效的。
(d)对于减小金属组织的结晶粒径，除提高上述的高温区域中的合计压下率以外，提高低温区域的热轧的压下率也是重要的。例如，在从低于1100℃到精轧的温度区域中进行合计压下率为80％以上的热轧是有效的。通过基于高温区域中析出的粗大的Ti系碳化物的锚固效应来谋求奥氏体组织的微细化，并与其后的冷却条件组合，结果能够形成结晶粒径小的组织。
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，其所具有的化学组成以质量％计含有C：0.050～0.200％、Si：0.005～2.000％、Mn：0.50～4.00％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、sol.Al：0.001～1.00％、Ti：0.150～0.400％、N：0.0010～0.0200％、Nb：0～0.200％、V：0～1.000％、Mo：0～1.000％、Cu：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Cr：0～2.00％、W：0～1.00％、B：0～0.0040％、Ca：0～0.0100％、Mg：0～0.0100％、REM：0～0.0100％、Bi：0～0.0200％及剩余部分：Fe及杂质，在将沿板厚方向距表面为板厚的1/8～3/8的区域设定为1/4深度位置时，所述1/4深度位置的金属组织以面积分数计，含有残余奥氏体：低于3.0％、铁素体：低于30.0％、珠光体：低于5.0％，在所述1/4深度位置中，长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度为1.0×104个/mm2以上，平均结晶粒径dq为15.0μm以下，抗拉强度为980MPa以上。
[2]在上述[1]所述的热轧钢板中，在将所述表面～沿板厚方向距所述表面为50μm的区域设定为表层部时，所述表层部的平均结晶粒径ds和所述1/4深度位置的所述平均结晶粒径dq之比即ds/dq也可以为0.95以下。
[3]在上述[1]或[2]所述的热轧钢板中，所述化学组成以质量％计也可以含有选自Nb：0.001～0.200％、V：0.005～1.000％、Mo：0.001～1.000％、Cu：0.02～1.00％、Ni：0.02～1.00％、Cr：0.02～2.00％、W：0.020～1.00％、B：0.0001～0.0040％、Ca：0.0002～0.0100％、Mg：0.0002～0.0100％、REM：0.0002～0.0100％以及Bi：0.0002～0.0200％中的1种或2种以上。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够得到具有高强度以及优异的剪切加工性的热轧钢板。
本发明的上述方案的热轧钢板适合作为汽车构件、机械结构件以及建筑构件中所用的工业用原材料。
附图说明
图1是用于说明剪切加工后的剪切端面的图。
具体实施方式
本发明的一实施方式的热轧钢板(本实施方式的热轧钢板)具有规定的化学组成，在将沿板厚方向距表面为板厚的1/8～3/8的区域设定为1/4深度位置时，所述1/4深度位置的金属组织以面积分数计，含有残余奥氏体：低于3.0％、铁素体：低于30.0％、珠光体：低于5.0％，在所述1/4深度位置中，长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度为1×104个/mm2以上，平均结晶粒径dq为15.0μm以下，所述热轧钢板的抗拉强度为980MPa以上。
以下，对本实施方式的热轧钢板(以下有时简记为钢板)所具有的特征进行具体的说明。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多种变更。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此范围内。对于表示为“低于”或“超过”的数值，其值不包含在数值范围内。
[化学组成]
首先，对本实施方式的热轧钢板所具有的化学组成进行说明。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％。
(C：0.050～0.200％)
C是在使硬质相的分数上升的同时，通过与Ti、Nb、V等析出强化元素结合而使铁素体的强度上升的元素。若C含量低于0.050％，则难以得到所期望的强度。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0.200％，则热轧钢板的焊接性下降。所以，将C含量设定为0.200％以下。C含量优选为0.150％以下。
(Si：0.005～2.000％)
Si是具有通过固溶强化提高热轧钢板强度的作用的元素。此外，Si还具有通过脱氧使钢健全化(抑炼钢中产生气孔等缺陷)的作用。若Si含量低于0.005％，则不能得到上述作用的效果。所以，将Si含量设定为0.005％以上。Si含量优选为0.010％以上。
另一方面，Si还是具有使热轧钢板的表面性状以及化学转化处理性劣化，同时通过抑制来自奥氏体的渗碳体的析出而促进生成残余奥氏体的作用的元素。若Si含量超过2.000％，则因生成残余奥氏体而使断裂面的表面粗糙度劣化。所以，将Si含量设定为2.000％以下。Si含量优选为1.500％以下，更优选为1.300％以下。
(Mn：0.50～4.00％)
Mn是具有通过抑制铁素体相变而使热轧钢板高强度化的作用的元素。若Mn含量低于0.50％，则不能得到980MPa以上的抗拉强度。所以，将Mn含量设定为0.50％以上。Mn含量优选为0.80％以上，更优选为1.00％以上。此外，当减小铁素体的面积分数时，Mn含量更优选为1.40％以上，进一步优选为1.50％以上。
另一方面，若Mn含量超过4.00％，则起因于Mn的中心偏析，在板厚中央附近发生裂纹，使剪切加工后的剪切端面的表面粗糙度恶化。所以，将Mn含量设定为4.00％以下。Mn含量优选为3.50％以下，更优选为3.00％以下。
(P：0.100％以下)
P一般是作为杂质含有的元素。P是容易偏析的元素，如果P含量超过0.100％，则起因于晶界偏析而使弯曲加工性下降。所以，将P含量设定为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，优选将P含量设定为0.001％以上。此外，P也是具有通过固溶强化而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。在这种情况下，也可以将P含量设定为0.002％以上。
(S：0.0100％以下)
S是作为杂质含有的元素，是通过在钢中形成硫化物系夹杂物而使热轧钢板的弯曲加工性下降的元素。如果S含量超过0.0100％，则热轧钢板的弯曲加工性显著下降。所以，将S含量设定为0.0100％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，优选将S含量设定为0.0001％以上。
(sol.Al：0.001～1.00％)
Al与Si同样，也是具有通过使钢脱氧而使钢健全化的作用的元素。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0.01％以上。
另一方面，若sol.Al含量超过1.00％，则上述效果饱和，而且在经济上也是不优选的。因此，将sol.Al含量设定为1.00％以下。sol.Al含量优选为0.80％以下，更优选为0.60％以下。
所谓sol.Al，是指酸可溶性Al，是以固溶状态存在于钢中的Al。
(Ti：0.150～0.400％)
Ti是通过在热轧的高温区域以粗大的Ti系碳化物析出而使剪切端面上的断裂面的表面粗糙度降低的元素。此外，还是通过抑制奥氏体组织的回复及再结晶以及晶粒生长而使相变后的金属组织微细化的元素。另外，Ti还是在热轧后(精轧结束后)的冷却中也以微细的Ti系碳化物析出，通过析出强化而提高钢强度的元素。若Ti含量低于0.150％，则在热轧的高温区域Ti系碳化物析出的驱动力减小，得不到所期望的Ti系碳化物的个数密度。因此，将Ti含量设定为0.150％以上。Ti含量优选为0.170％以上，更优选为0.190％以上，进一步优选为0.210％以上。
另一方面，如果Ti超过0.400％，则以长径为几μm尺寸的矩形形成粗大的氮化物，从而使弯曲加工性下降。因此，将Ti含量设定为0.400％以下。Ti含量优选为0.350％以下，更优选为0.300％以下。
所谓Ti系碳化物，是指含有Ti的具有NaCl型的晶体结构的碳化物。如果这样的碳化物含有Ti，则在本实施方式中规定的化学组成的范围内，也包括少量含有其它碳化物生成合金元素例如Mo、Nb、V、Cr及W的碳化物。此外，还包括碳的一部分被氮置换的碳氮化物。
(N：0.0010～0.0200％)
N是具有通过与Ti、Nb、V等形成氮化物或碳氮化物，抑制板坯加热时的奥氏体的粗大化，从而使金属组织微细化的作用的元素。若N含量低于0.0010％，则变得难以发挥上述作用。所以，将N含量设定为0.0010％以上。N含量优选为0.0015％以上。
另一方面，若N含量超过0.0200％，则形成粗大的Ti氮化物，使弯曲加工性下降。因此，将N含量设定为0.0200％以下。N含量优选为0.0150％以下，更优选为0.0100％以下，进一步优选为0.0060％以下。
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包含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及废料、或者由制造环境等中混入的元素、及/或可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容许的元素。
另一方面，本实施方式的热轧钢板也可以代替Fe的一部分，作为任选元素以1种或2种以上含有Nb、V、Mo、Cu、Ni、Cr、W、B、Ca、Mg、REM及Bi。由于不是必须含有上述任选元素，所以其含量的下限为0％。以下，对上述任选元素详细地进行说明。
(Nb：0～0.200％)
Nb是任选元素。Nb是具有通过以碳化物或氮化物、碳氮化物等在钢中析出而提高钢板抗拉强度的效果的元素。为了得到这些效果，优选将Nb含量设定为0.001％以上。Nb含量更优选为0.005％以上。
另一方面，如果Nb含量超过0.200％，则上述效果饱和，而且因精轧时的轧制载荷增加而有时使轧制变得困难。因此，当含有Nb时，将Nb含量设定为0.200％以下。Nb含量优选为0.170％以下，更优选为0.140％以下，进一步优选为0.110％以下。
(V：0～1.000％)
V是任选元素。V是具有通过以碳化物、氮化物或碳氮化物等在钢中析出而提高钢板抗拉强度的效果的元素。为了得到这些效果，优选将V含量设定为0.005％以上。V含量更优选为0.010％以上。
另一方面，如果V含量超过1.000％，则热轧钢板的加工性下降。因此，当含有V时，将V含量设定为1.000％以下。V含量更优选为0.800％以下，进一步优选为0.600％以下。
(Mo：0～1.000％)
Mo是任选元素。Mo是具有提高钢的淬透性、同时通过形成碳化物或碳氮化物而使钢板高强度化的效果的元素。为了得到这些效果，优选将Mo含量设定为0.001％以上。Mo含量更优选为0.005％以上。
另一方面，如果Mo含量超过1.000％，则有时板坯的裂纹敏感性提高。因此，当含有Mo时，将Mo含量设定为1.000％以下。Mo含量更优选为0.800％以下，进一步优选为0.600％以下。
(Cu：0～1.00％)
Cu是任选元素。Cu是具有改善钢韧性的效果以及提高抗拉强度的效果的元素。为了得到这些效果，优选将Cu含量设定为0.02％以上。Cu含量更优选为0.08％以上。
另一方面，如果过剩地含有Cu，则有时钢板的焊接性下降。因此，当含有Cu时，将Cu含量设定为1.00％以下。Cu含量更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。
(Ni：0～1.00％)
Ni是任选元素。Ni是具有改善钢韧性的效果以及提高抗拉强度的效果的元素。为了得到这些效果，优选将Ni含量设定为0.02％以上。Ni含量更优选为0.10％以上。
另一方面，如果过剩地含有Ni，则合金成本增高，此外，钢板的焊接热影响区的韧性有时劣化。因此，当含有Ni时，将Ni含量设定为1.00％以下。Ni含量更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。
(Cr：0～2.00％)
Cr是任选元素。Cr是具有提高钢的淬透性、而且通过形成碳化物或碳氮化物而使钢板高强度化的效果的元素。为了得到此效果，优选将Cr含量设定为0.02％以上。Cr含量更优选为0.05％以上。
另一方面，如果过剩地含有Cr，则化学转化处理性劣化。因此，当含有Cr时，将Cr含量设定为2.00％以下。Cr含量更优选为1.50％以下，进一步优选为1.00％以下，特别优选为0.50％以下。
(W：0～1.00％)
W是任选元素。W是具有通过形成碳化物或碳氮化物而提高抗拉强度的效果的元素。为了得到此效果，优选将W含量设定为0.02％以上。
另一方面，即使以一定量以上含有W，上述作用的效果也饱和，而且还使合金成本上升。因此，当含有W时，将W含量设定为1.00％以下。W含量优选为0.80％以下。
(B：0～0.0040％)
B是任选元素。B是具有通过晶界强化或固溶强化而提高钢板抗拉强度的作用的元素。为了得到此效果，优选将B含量设定为0.0001％以上。B含量更优选为0.0002％以上。
另一方面，如果B含量超过0.0040％，则上述效果饱和，而且合金成本增加。因此，当含有B时，将B含量设定为0.0040％以下。B含量更优选为0.0030％以下，进一步优选为0.0020％以下。
(Ca：0～0.0100％)
Ca是任选元素。Ca是具有在钢水中使多数微细的氧化物分散、使钢板金属组织微细化的效果的元素。此外，Ca还是具有通过以球状的CaS固定钢水中的S、抑制MnS等延伸夹杂物的生成，从而提高钢板的拉伸凸缘性的效果的元素。为了得到这些效果，优选将Ca含量设定为0.0002％以上。Ca含量更优选为0.0005％以上。
另一方面，如果Ca含量超过0.0100％，则钢中的CaO的数量增加，有时对钢板的韧性产生不良影响。因此，当含有Ca时，将Ca含量设定为0.0100％以下。Ca含量更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下。
(Mg：0～0.0100％)
Mg是任选元素。Mg与Ca同样，是具有通过在钢水中形成氧化物或硫化物而抑制粗大的MnS的形成，使多数微细的氧化物分散，从而使钢板金属组织微细化的效果的元素。为了得到这些效果，优选将Mg含量设定为0.0002％以上。Mg含量更优选为0.0005％以上。
另一方面，如果Mg含量超过0.0100％，则钢中的氧化物增加，对钢板的韧性产生不良影响。因此，当含有Mg时，将Mg含量设定为0.0100％以下。Mg含量更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下。
(REM：0～0.0100％)
REM是任选元素。REM也与Ca同样，是具有通过在钢水中形成氧化物或硫化物而抑制粗大的MnS的形成，使多数微细的氧化物分散，从而使钢板金属组织微细化的效果的元素。为了得到这些效果，优选将REM含量设定为0.0002％以上。REM含量更优选为0.0005％以上。
另一方面，如果REM含量超过0.0100％，则钢中的氧化物增加，有时对钢板的韧性产生不良影响。因此，当含有REM时，优选将REM含量设定为0.0100％以下。REM含量更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下。
其中，所谓REM(稀土类)，是指包括Sc、Y及镧系元素的合计17种元素。本实施方式中，所谓REM的含量是指这些元素的合计含量。
(Bi：0～0.0200％)
Bi是任选元素。B是具有通过使凝固组织微细化而提高钢板成形性的效果的元素。为了得到此效果，优选将Bi含量设定为0.0001％以上。Bi含量更优选为0.0005％以上。
另一方面，如果Bi含量超过0.0200％，则上述效果饱和，而且合金成本增加。因此，当含有Bi时，将Bi含量设定为0.0200％以下。Bi含量更优选为0.0100％以下，进一步优选为0.0070％以下。
上述的热轧钢板的化学组成只要采用普通的分析方法进行测定即可。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。sol.Al只要用酸将试样加热分解，采用其滤液通过ICP-AES进行测定即可。C及S可以采用燃烧-红外线吸收法进行测定，N可采用不活泼气体熔融-热导率法进行测定。
[金属组织]
接着，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在将距表面为板厚的1/8～3/8的区域设定为1/4深度位置时，所述1/4深度位置的金属组织以面积分数计，含有低于30.0％的铁素体、低于3.0％的残余奥氏体、低于5.0％的珠光体。此外，本实施方式的热轧钢在该1/4深度位置的金属组织中，平均结晶粒径为15.0μm以下，长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度为1.0×104个/mm2以上(10000个/mm2以上)(以1.0×104个/mm2以上的平均个数密度析出15nm以上的Ti系碳化物)。规定钢板的距表面为板厚的1/8～3/8的区域(1/4深度位置)中的金属组织的理由，是因为该位置中的金属组织表示钢板的有代表性的金属组织。
(铁素体的面积分数：低于30.0％)
铁素体是在相对的高温下fcc相变成bcc时生成的组织。铁素体由于加工硬化能高，所以如果铁素体的面积分数过多，则剪切端面上的断裂面的变形量增加，从而使断裂面粗糙度增大。因此，将铁素体的面积分数设定为低于30.0％。铁素体的面积分数优选为20.0％以下，更优选为10.0％以下，进一步优选为8.0％以下。铁素体的面积分数越小越优选，也可以为0％，但考虑到生产率等，也可以将铁素体的面积分数设定为1.0％以上、2.0％以上或3.0％以上。
(残余奥氏体的面积分数：低于3.0％)
本实施方式的热轧钢板中，如果残余奥氏体的面积分数过多，则有时剪切端面上的断裂面的表面粗糙度增加。可以推测这是因为残余奥氏体形成粗大的空隙。特别是如果残余奥氏体的面积分数为3.0％以上，则热轧钢板的剪切加工性劣化，断裂面的表面粗糙度增加。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数也可以为0％。
(珠光体的面积分数：低于5.0％)
珠光体是在铁素体彼此间渗碳体以层状析出的薄片状的金属组织。此外，珠光体是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，则含在珠光体中的渗碳体消耗碳，剩余部分组织即马氏体、回火马氏体及贝氏体的强度下降，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，更优选为2.0％，进一步优选为1.0％以下，或者也可以为0％。
本实施方式的热轧钢板为了确保980MPa以上的抗拉强度，优选残余奥氏体、铁素体及珠光体以外的剩余部分组织由硬质组织即贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种或2种以上形成。贝氏体、马氏体及回火马氏体中的1种或2种以上的面积分数优选为70.0％以上，更优选为80.0％以上，进一步优选为90.0％以上。
构成金属组织的各组织的面积分数的测定可按以下方法进行。将与轧制方向平行的板厚断面精加工成镜面，在室温下采用不含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨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为50μm、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，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装置。此时，将EBSD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“OIMAnalysis(注册商标)”中所搭载的“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。通过求出被判定为铁素体的区域的面积分数，得到铁素体的面积分数。
继续，在剩余区域(Grain Average Misorientation值超过1.0°的区域)内，在将5°以上的边界定义为晶界的条件下，在将铁素体区域的“Grain Average IQ”的最大值设为Iα时，提取超过Iα/2的区域作为贝氏体，提取Iα/2以下的区域作为“珠光体、马氏体及回火马氏体”。通过算出所提取的贝氏体的面积率，得到贝氏体的面积分数。此外，通过算出所提取的“珠光体、马氏体及回火马氏体”的面积分数，并减去通过上述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。
作为残余奥氏体的面积分数的测定方法，有X射线衍射、EBSD(电子背散射衍射图像：Electron Back Scattering Diffraction Pattern)分析、基于磁测定的方法等，有时测定值随测定方法的不同而不同。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。
在本实施方式的基于X射线衍射的残余奥氏体面积分数的测定中，在热轧钢板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)中，采用Co-Kα射线，求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)等合计6个峰的积分强度，通过采用强度平均法进行计算，便可得到残余奥氏体的面积分数。
(长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度为1.0×104个/mm2以上)
在本实施方式的热轧钢板中，长径15nm以上的粗大的Ti系碳化物析出。通过具有该粗大的Ti系碳化物并通过后述的平均结晶粒径的微细化，使剪切加工的断裂时的空隙分散，剪切端面上的断裂面的表面粗糙度减小。因此，长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度为1.0×104(10000)个/mm2以上是必要的。长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度优选为2.0×104个/mm2以上，更优选为4.0×104个/mm2以上。长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度越多越好，但是在热轧结束后的冷却中析出的微细的Ti系碳化物以及贝氏体及马氏体的强化所需的固溶C减少，有时引起强度降低，因此也可以设定为5.0×106个/mm2以下。其中，Ti系碳化物是指含有Ti的、且具有NaCl型晶体结构的碳化物。这样的碳化物只要含有Ti，也可以少量含有生成其它碳化物的合金元素。在本实施方式中规定的化学组成的范围内，Ti系碳化物也可以包括生成其它碳化物的合金元素例如Mo、Nb、V、Cr及W。另外，在Ti系碳化物中，也可以是将其碳的一部分置换为氮的碳氮化物。
Ti系碳化物的平均个数密度可按以下方法求出：对1/4深度位置，采用TEM，以50000倍的放大倍数，将2.0μm×2.0μm的区域作为1个视场，拍摄20个视场，通过能量色散型X射线光谱分析(EDS)对视场内观察到的析出物进行分析，将检测出Ti及C的析出物判断为Ti系碳化物，测定各个析出物(Ti系碳化物)的长径(最长的直径)。而且，调查每1mm2的长径为15nm以上的Ti系碳化物的个数，求出个数密度。
(平均结晶粒径：15.0μm以下)
在金属组织中，如果平均结晶粒径粗大，则剪切端面的断裂面粗糙度增加。所以，将1/4深度位置中的平均结晶粒径(dq)设定为15.0μm以下。平均结晶粒径优选为12.0μm，更优选为10.0μm以下。由于平均结晶粒径越小越优选，因此下限没有特别的限定。但是，若是普通的热轧，使平均结晶粒径低于1.0μm那样的细粒化在技术上是困难的。因此，平均结晶粒径也可以设定为1.0μm以上或4.0μm以上。
(优选的是，表层部的平均结晶粒径ds与1/4深度位置的平均结晶粒径dq之比即ds/dq：0.95以下)
热轧钢板的强度越高，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(inside bend cracking))。特别是如本实施方式的热轧钢板那样，当抗拉强度为980MPa以上时，变得容易产生弯曲内裂纹。
可按如下推断弯曲内裂纹的机理。也就是说，在弯曲加工时在弯曲内侧产生压缩应力。最初，弯曲内侧整体一边均匀地变形一边进行加工，但是如果加工量增大，则只通过均匀的变形不能承担变形，通过应变集中在局部而使变形进行(剪切变形带的发生)。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。
伴随着高强度化而变得容易发生弯曲内裂纹的原因，推断是因为：因伴随高强度化的加工硬化能的下降而使变形不均匀地发展，从而在加工早期(或缓慢加工条件下)产生剪切变形带。
本发明人对在高强度钢板中抑制弯曲内裂纹的方法进行了研究。其结果是，发现热轧钢板表层部的结晶粒径越细，则越抑制局部的应变集中，越不易发生弯曲内裂纹。更具体地说，发现在将表面～沿板厚方向距表面为50μm的区域(以表面为起点，至沿板厚方向距表面为50μm的区域)作为表层部时，通过将热轧钢板的表层部的平均结晶粒径ds与1/4深度位置的平均结晶粒径dq之比即ds/dq设定为0.95以下，可抑制弯曲内裂纹。因此，在得到除高强度及优异的剪切加工性以外，还具有优异的弯曲性(抑制弯曲加工时的弯曲内裂纹)的热轧钢板时，优选将ds/dq设定为0.95以下。ds/dq更优选为0.90以下，进一步优选为0.85以下。ds/dq的下限没有特别的规定，也可以设定为0.50以上。
表层部及1/4深度位置各自的平均结晶粒径按以下的方法进行测定：在与热轧钢板的轧制方向平行的板厚断面中的热轧钢板表层部(表面～距表面为深度50μm位置的区域)及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)中，分别以1200倍的放大倍数，将40μm×30μm的区域作为1个视场，至少对5个视场，采用EBSD进行分析。关于测定，将邻接的测定点的角度差为15°以上、且以当量圆直径计为0.3μm以上的区域定义为晶界，算出面积平均的结晶粒径。将在各自测定位置得到的面积平均的结晶粒径作为表层部的平均结晶粒径及1/4深度位置的平均结晶粒径。
<机械特性>
(抗拉强度：980MPa以上)
本实施方式的热轧钢板的抗拉(最大)强度为980MPa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变小。抗拉强度优选为1000MPa以上，更优选为1080MPa以上，进一步优选为1180MPa以上。上限不需要特别的限定，但从抑制模具磨损的观点出发，也可以将抗拉强度设定为1780MPa以下。
热轧钢板的抗拉强度可按照JIS Z2241：2011进行评价。将试验片规定为JISZ2241：2011的5号试验片，将试验方向规定为与轧制方向垂直的方向。
本实施方式的热轧钢板的板厚没有特别的限定，也可以设定为1.2～10.0mm。若热轧钢板的板厚低于1.2mm，则难以确保轧制结束温度，而且轧制载荷变得过大，有时热轧变得困难。所以，也可以将本实施方式的热轧钢板的板厚设定为1.2mm以上。更优选为1.4mm以上。另一方面，若板厚超过10.0mm，则金属组织的微细化变得困难，有时难以得到上述的金属组织。所以，也可以将板厚设定为10.0mm以下。更优选为8.0mm以下。进一步优选为6.0mm以下。
<制造条件>
本实施方式的热轧钢板的制造方法没有特别的限定，可通过具备以下工序的制造方法来得到。
(I)对具有规定的化学组成的板坯或钢坯进行加热的加热工序。
(II)采用多个轧制机架对上述加热工序后的上述板坯或上述钢坯实施多道次热轧，从而得到热轧钢板的热轧工序。
(III)卷取上述热轧钢板的卷取工序。
以下，对就各工序而优选的条件进行说明。
[加热工序]
(加热温度：超过1300℃且SRT(℃)以上)
供于热轧的板坯或钢坯的加热温度设定为超过1300℃且用下述式(1)表示的温度SRT(℃)以上。在通常的热轧中，基于与加热炉内的氧化物所导致的铁的质量损失相伴随的成品率下降以及因氧化皮的熔化而产生表面缺陷等理由，可以认为不优选加热到超过1300℃的温度，但是，为了得到本实施方式的热轧钢板所具有的、所期望的个数密度的粗大Ti系碳化物，通过加热工序使Ti系碳化物充分固溶化是有必要的。因此，以供于热轧的板坯或钢坯的温度成为超过1300℃且SRT(℃)以上的方式进行加热。其中，所谓“板坯或钢坯的温度超过1300℃且SRT(℃)以上”，是指当与1300℃和SRT(℃)中的高的一方的温度相比板坯或钢坯的温度更高、或SRT(℃)超过1300℃时，SRT和板坯或钢坯的温度相同。
另一方面，若加热温度超过1400℃，则因生成厚的氧化皮而有时使成品率下降，或加热炉受到明显的损伤。因此，加热温度优选为1400℃以下。
SRT(℃)＝1630+90×ln([C]×[Ti]) (1)
其中，上述式(1)中的[元素符号]表示板坯或钢坯中的各元素的以质量％计的含量。Ln为自然对数。
要加热的板坯或钢坯可以通过连续铸造、或铸造-开坯轧制而得到，但也可以是对其施加了热加工或冷加工的板坯或钢坯。板坯或钢坯的化学组成在制造过程中实质上没有变化，因此只要与想得到的热轧钢板的化学组成同等即可。
[热轧工序]
在热轧工序中，通过对被加热的板坯或钢坯采用多个轧制机架实施多道次热轧而形成热轧钢板。多道次热轧能够采用可逆式轧机或串列式轧机来进行，但从工业生产率的观点出发，优选至少在最终的几段采用串列式轧机。
(1100℃以上且SRT(℃)以下的温度区域中的合计压下率：70％以上)
在本实施方式的热轧钢板的制造方法中，通过提高1100℃以上且SRT(℃)以下的温度区域的热轧的合计压下率来谋求再结晶奥氏体的微细化，同时使长径15nm以上的粗大的Ti系碳化物在轧制中的被限定的时间内以短时间产生加工诱发析出。在该温度区域中的合计压下率低的情况下，变得难以得到微细的组织以及所期望的Ti系碳化物。具体地说，为了在谋求再结晶奥氏体的微细化的同时，得到所期望的Ti系碳化物，将1100℃以上且SRT(℃)以下的温度区域的合计压下率设定为70％以上。若上述温度区域中的合计压下率低于70％，则得不到所期望的粗大的Ti系碳化物。合计压下率优选为75％以上，更优选为80％以上。1100℃以上且SRT(℃)以下的温度区域的合计压下率越高越优选。
(低于1100℃且热轧结束温度FT(℃)以上的温度区域的合计压下率：80％以上)
在本实施方式的热轧钢板的制造方法中，在如上述那样控制了1100℃以上的温度区域的压下率后，通过提高低于1100℃且FT(℃)以上的温度区域的合计压下率，进而在后述的条件下进行热轧后的冷却，从而使平均结晶粒径微细化。
若低于1100℃且FT(℃)以上的温度区域的合计压下率低于80％，则相变后的平均结晶粒径变得粗大。所以，将低于1100℃且FT(℃)以上温度区域的合计压下率设定为80％以上。合计压下率优选为85％以上，更优选为90％以上。低于1100℃且FT(℃)以上的温度区域的合计压下率越高越优选，但由于工业上99％左右为极限，因此也可以设定为99％以下。
为了使平均结晶粒径微细化，在1100℃以上且SRT(℃)以下的温度区域的轧制以及低于1100℃且FT℃以上的温度区域的轧制中的无论哪一道工序中，重要的是都通过反复进行加工和再结晶使奥氏体组织微细化。因此，在各自的温度区域内，进行2道次以上的轧制。
所谓热轧工序中的各温度区域中的合计压下率，是以规定的温度区域中的最初道次前的入口板厚为基准的该温度区域中的合计压下量(该温度区域的轧制中的最初道次前的入口板厚与该温度区域的轧制中的最终道次后的出口板厚之差)的百分率。
(热轧结束温度FT(℃)：通过下述式(2)求出的Ar3(℃)以上)
若FT低于Ar3(℃)，则在精轧中铁素体相变发展，一部分或大部分生成粗大的铁素体晶粒，使剪切加工性降低。因此，将FT设定为Ar3(℃)以上。
另一方面，即使FT超过1050℃，也因组织的粗大化而使剪切加工性降低。所以，将FT设定为1050℃以下。FT优选为1030℃以下，更优选为1010℃以下。
热轧中的温度是指钢材的表面温度，可通过辐射温度计等进行测定。
Ar3(℃)＝901-325×[C]+33×[Si]-92×[Mn]+287×[P]+40×[sol.Al](2)
其中，上述式(2)中的[元素符号]表示各元素的以质量％计的含量，在不含有时代入0。
(热轧结束后到600℃以下的平均冷却速度：50℃/秒以上)
(优选的是，在热轧结束后于1.0秒以内冷却到热轧结束温度FT-50℃以下的温度区域)
热轧结束后，为了抑制铁素体及珠光体的生成，以50℃/秒以上的平均冷却速度进行加速冷却直到600℃以下的温度区域。
这里所说的平均冷却速度，指的是通过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)的钢板的温度降下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。
平均冷却速度的上限没有特别的规定，但要加快冷却速度，则需要增大冷却设备规模，从而使设备成本增高。因此，考虑到设备成本，优选为300℃/秒以下。
此外，在热轧后的冷却中，为了对通过热轧而细粒化的奥氏体晶粒的生长进行抑制，更优选在热轧结束后于1.0秒以内冷却50℃以上(将温度下降幅度设定为50℃以上)。为了在热轧结束后于1.0秒以内冷却到热轧结束温度FT-50℃以下的温度区域，在热轧刚结束后立即进行平均冷却速度高的冷却。例如，可以对钢板表面喷射冷却水。通过在热轧结束后于1.0秒以内冷却到FT-50℃以下的温度区域，能够使表层部的结晶粒径微细化，提高耐弯曲内裂纹性(抑制弯曲加工时发生弯曲内裂纹)。
(600～750℃的温度区域中的滞留时间：5.0秒以下)
为了通过抑制铁素体及珠光体的生成使母相组织硬质化而得到980MPa以上的抗拉强度，优选将铁素体相变温度区域即600～750℃的温度区域中的滞留时间设定为5.0秒以下。更优选将600～750℃的温度区域中的滞留时间设定为2.0秒以下。
[卷取工序]
(卷取温度：低于600℃)
卷取按上述条件冷却后的热轧钢板。将卷取温度(与冷却停止温度大致相等)设定为低于600℃的温度区域。通过将卷取温度设定为该温度区域，可得到贝氏体或马氏体组织。此外，通过抑制卷取后的晶粒生长，能够形成高强度且微细的组织，其结果是，能够得到优异的剪切加工性。
在本实施方式的热轧钢板的制造方法中，在直到卷取工序的工序中，对组织及碳化物的析出状态进行控制。因此，优选在卷取工序以后不进行影响组织及碳化物的状态的工序。
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条件例，本发明并不限定于该一条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨而达到本发明的目的，就可采用各种条件。
熔炼具有表1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，按表2A、表2B所示的制造条件，得到表3A、表3B所示的热轧钢板。在1100℃以上且SRT(℃)以下的温度区域的轧制以及低于1100℃且FT℃以上的温度区域的轧制中的无论哪一个轧制中都进行2道次以上的压下。
对于所得到的热轧钢板，通过上述方法，求出1/4深度位置的金属组织的面积分数、长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度、平均结晶粒径以及距表面为板厚的1/4深度位置的平均结晶粒径dq与表层的平均结晶粒径ds之比即ds/dq。所得到的测定结果如表3A、表3B所示。
此外，对所得到的热轧钢板，按以下要领评价了抗拉强度TS、剪切加工性以及耐弯曲内裂纹性。
[抗拉特性]
热轧钢板的抗拉强度按照JIS Z2241：2011进行了评价。试验片规定为JIS Z2241：2011的5号试验片，试验方向规定为与轧制方向垂直的方向。
当抗拉强度TS为980MPa以上时，作为具有高强度的热轧钢板判定为合格。另一方面，当抗拉强度TS低于980MPa时，作为强度较差的热轧钢板判定为不合格。
[剪切加工性]
关于热轧钢板的剪切加工性，通过冲裁试验求出冲裁后的端面上的断裂面的表面粗糙度Rz(μm)而进行了评价。
以孔直径为10mm、冲裁速度为3m/s制作了余隙为20％的冲裁孔。接着，采用激光显微镜，测定冲裁孔的轧制方向及与轧制方向正交的方向的合计4处的端面断裂面的表面粗糙度Rz(μm)，按其中的最大值进行评价。
当Rz为30.0μm以下时，判定为是剪切加工性优异的热轧钢板。所谓断裂面，如图1所示，是剪切变形结束后因从刀刃附近发生的龟裂而分离的冲裁端面。
[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。
从热轧钢板上切取100mm×30mm的长条形状的试验片，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 Z2248：2014(V形块90°弯曲试验)调查耐弯曲内裂纹性，求出未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，将所得的值以极限弯曲R/t作为耐弯曲内裂纹性的指标值。当R/t为2.5以下时，判断为是耐弯曲内裂纹性优异的热轧钢板。
但是，关于龟裂的有无，在与弯曲方向平行且与板面垂直的面上将V形块90°弯曲试验后的试验片切断，在将断面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时，判断为有龟裂。
所得到的结果如表3A、表3B所示。
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由表1～表3B可知，本发明例的热轧钢板(试样编号1～5、11～27)具有优异的强度及剪切加工性。此外，在本发明例中，得知ds/dq为0.95以下的热轧钢板具有上述诸特性，进而具有优异的耐弯曲内裂纹性。
另一方面，得知比较例的热轧钢板不具有优异的强度及剪切加工性中的任一项以上。
在比较例的试样编号6中，板坯的加热温度低。因此，加热时没有使Ti系碳化物充分固溶化，长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度减小。其结果是，断裂面的粗糙度变粗(剪切加工性低)。
在比较例的试样编号7中，1100℃以上且SRT(℃)以下的温度区域中的合计压下率低。因此，长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度减小。其结果是，断裂面的粗糙度变粗。
在比较例的试样编号8中，低于1100℃且FT(℃)以上的温度区域的合计压下率低。因此，平均结晶粒径增大。其结果是，断裂面的粗糙度变粗。
在比较例的试样编号9中，在热轧结束后，到600℃以下的平均冷却速度低，600～750℃的滞留时间延长。因此，铁素体的面积分数提高，而且平均结晶粒径增大。其结果是，抗拉强度低，而且断裂面的粗糙度变粗。此外，ds/dq高，耐弯曲内裂纹性也低。
在比较例的试样编号10中，卷取温度高。因此，铁素体的面积分数高。其结果是，抗拉强度低，而且断裂面的粗糙度变粗。
在比较例的试样编号28中，C含量低。其结果是，抗拉强度低。
在比较例的试样编号29中，Si含量高。其结果是，残余奥氏体的面积增大，断裂面的粗糙度变粗。
在比较例的试样编号30中，Ti含量低。因此，长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度减小。其结果是，断裂面的粗糙度变粗。
在比较例的试样编号31中，Mn含量低。其结果是，抗拉强度低。
产业上的可利用性
根据本发明，能够得到具有高强度以及优异的剪切加工性的热轧钢板。本发明的热轧钢板适合作为汽车构件、机械结构件以及建筑构件中所用的工业用原材料，产业上的可利用性较高。

Claims (3)

1.一种热轧钢板，其特征在于：所具有的化学组成以质量％计含有
C：0.050～0.200％、
Si：0.005～2.000％、
Mn：0.50～4.00％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
sol.Al：0.001～1.00％、
Ti：0.150～0.400％、
N：0.0010～0.0200％、
Nb：0～0.200％、
V：0～1.000％、
Mo：0～1.000％、
Cu：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
Cr：0～2.00％、
W：0～1.00％、
B：0～0.0040％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、
REM：0～0.0100％、
Bi：0～0.0200％、及
剩余部分：Fe及杂质，
在将沿板厚方向距表面为板厚的1/8～3/8的区域设定为1/4深度位置时，所述1/4深度位置的金属组织以面积分数计含有
残余奥氏体：低于3.0％、
铁素体：低于30.0％、
珠光体：低于5.0％，
在所述1/4深度位置中，
长径15nm以上的Ti系碳化物的平均个数密度为1.0×104个/mm2以上，
平均结晶粒径dq：15.0μm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：
在将所述表面～沿板厚方向距所述表面为50μm的区域设定为表层部时，
所述表层部的平均结晶粒径ds和所述1/4深度位置的所述平均结晶粒径dq之比即ds/dq为0.95以下。
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2种以上：
Nb：0.001～0.200％、
V：0.005～1.000％、
Mo：0.001～1.000％、
Cu：0.02～1.00％、
Ni：0.02～1.00％、
Cr：0.02～2.00％、
W：0.020～1.00％、
B：0.0001～0.0040％、
Ca：0.0002～0.0100％、
Mg：0.0002～0.0100％、
REM：0.0002～0.0100％、以及
Bi：0.0002～0.0200％。
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