热轧钢板的制作方法

1.本发明涉及一种热轧钢板。具体地讲，涉及一种可用于通过压力加工等成形为多种形状的热轧钢板，特别是涉及一种高强度的、且扩孔性及剪切加工性优异的热轧钢板。
2.本技术基于2020年1月27日提出的日本专利申请特愿2020-010945号主张优先权，在此引用其内容。


背景技术：

3.近年来，从地球环境保护的观点出发，在众多领域正在努力削减二氧化碳气体排放量。汽车厂家也在积极开发以低燃料消费为目的的车体轻量化技术。可是，为了确保乘务员的安全而把重点也放在提高耐碰撞特性上，因此车体轻量化是不容易的。
4.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，强烈期待兼备较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。
5.由于汽车构件具有多种加工样式，所以所要求的成形性因应用的构件的不同而不同，其中扩孔性也被定位为成形性的重要指标。此外，汽车构件可通过压力成形来成形，但其压力成形的板坯大多通过生产率高的剪切加工来制造。
6.例如，专利文献1中，公开了一种在平均结晶粒径为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。金属组织中含有残余奥氏体的钢板虽然加工中奥氏体发生马氏体相变，通过相变诱导塑性而示出高的拉伸率，但是因硬质的马氏体的生成而损害扩孔性。专利文献1中公开了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。
7.专利文献2中，公开了一种在晶粒内微细地分散了包含残余奥氏体及/或马氏体的第二相的、拉伸率及扩孔性优异的抗拉强度为980mpa以上的高强度钢板。
8.专利文献3及4中，公开了一种延展性及扩孔性优异的高张力热轧钢板及其制造方法。专利文献3中，公开了一种延展性及拉伸凸缘性良好的高强度热轧钢板的制造方法，其中，热轧结束后在1秒钟以内冷却到720℃以下的温度区域，在超过500℃且720℃以下的温度区域中滞留1～20秒钟的滞留时间后，在350～500℃的温度区域进行卷取。
9.此外，专利文献4中，公开了一种延展性及拉伸凸缘性良好的高强度热轧钢板，其中，以贝氏体为主体，具有适量的多边形铁素体和残余奥氏体，而且在除残余奥氏体以外的钢组织中，被具有15
°
以上的晶体取向差的晶界围住的晶粒的平均粒径为15μm以下。
10.现有技术文献
11.专利文献
12.专利文献1：日本特开平11-61326号公报
13.专利文献2：日本特开2005-179703号公报
14.专利文献3：日本特开2012-251200号公报
15.专利文献4：日本特开2015-124410号公报


技术实现要素：

16.发明所要解决的课题
17.如上所述，汽车部件通过压力成形而成形，但其压力成形的板坯大多通过生产率高的剪切加工来制造。特别是980mpa以上的高强度钢板，由于剪切加工后的模压(coining)等后处理所需的负荷增大，所以希望以特别高的精度控制剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸。
18.专利文献1～4中公开的技术虽然都是有关提高强度和扩孔时的压力成形性的技术，但是未提及提高剪切加工性的技术，在对部件进行压力成形的阶段需要后处理，推测制造成本上升。
19.本发明是鉴于以往技术的上述问题而完成的，目的是提供一种具有较高的强度，而且具有优异的扩孔性及剪切加工性的热轧钢板。
20.用于解决课题的手段
21.本发明人鉴于上述的课题，就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。其结果是，得到以下的见解(a)～(f)，由此完成了本发明。
22.再者，所谓具有优异的剪切加工性，表示剪切加工后的端面上的断裂面的凹凸小。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。
23.(a)为了得到优异的抗拉(最大)强度及扩孔性，优选金属组织的母相组织为硬质。也就是说，优选铁素体及残余奥氏体等软质的组织分数尽量小。
24.(b)为了形成大量的马氏体及回火马氏体，将奥氏体迅速冷却到规定的温度区域是有效的。因此，在热轧工艺中不实施中间空冷而冷却到规定的温度区域是有效的。
25.(c)硬质的组织一般来讲可在600℃以下的相变中形成，但在该温度区域中，大量形成以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界及晶体取向差为7
°
的晶界。
26.(d)在生成以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界时，位错显著地蓄积在组织内部，而且弹性应变提高。所以，在这样的晶界密度高、且均匀分散(也就是说，以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的密度大)的金属组织中，在材料强度提高的同时，可抑制剪切加工中的塑性变形，可显著地抑制剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸的生成。
27.(e)为了使以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界均匀地分散，需要将mn浓度的标准偏差设定为一定值以下。为了将mn浓度的标准偏差设定为一定值以下，有效的方法是在板坯加热时，在700～850℃的温度区域保持900秒以上，然后进一步加热，在1100℃以上的温度区域保持6000秒以上，且在850～1100℃的温度区域以达到合计90％以上的板厚减少的方式进行热轧。
28.(f)为了使以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的密度增大、且使以《110》取向为轴的晶体取向差为7
°
的晶界的长度的密度减小，有效的方法是将卷取温度设定为低于规定温度。如果卷取温度为规定温度以上，则以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的密度减小，以《110》取向为轴的晶体取向差为7
°
的晶界的长度的密度增加。
29.基于上述见解而完成的本发明的主旨如下所述。
30.(1)本发明的一个方案涉及一种热轧钢板，其中，化学组成以质量％计含有：
31.c：0.040～0.250％、
32.si：0.05～3.00％、
33.mn：0.50～4.00％、
34.sol.al：0.001～2.000％、
35.p：0.100％以下、
36.s：0.0300％以下、
37.n：0.1000％以下、
38.o：0.0100％以下、
39.ti：0～0.300％、
40.nb：0～0.100％、
41.v：0～0.500％、
42.cu：0～2.00％、
43.cr：0～2.00％、
44.mo：0～1.00％、
45.ni：0～2.00％、
46.b：0～0.0100％、
47.ca：0～0.0200％、
48.mg：0～0.0200％、
49.rem：0～0.1000％、
50.bi：0～0.020％、
51.zr、co、zn及w中的1种或2种以上：合计0～1.00％、以及
52.sn：0～0.050％，
53.剩余部分包含fe及杂质；
54.金属组织以面积％计，
55.马氏体及回火马氏体合计超过92.0％且100.0％以下，
56.残余奥氏体低于3.0％，
57.铁素体低于5.0％；
58.以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的密度s
60
和晶体取向差为7
°
的晶界的长度的密度s7之比即s
60
/s7超过0.34且低于0.60，
59.mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下，
60.抗拉强度为980mpa以上。
61.(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。
62.(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2种以上：
63.ti：0.005～0.300％、
64.nb：0.005～0.100％、
65.v：0.005～0.500％、
66.cu：0.01～2.00％、
67.cr：0.01～2.00％、
68.mo：0.01～1.00％、
69.ni：0.02～2.00％、
70.b：0.0001～0.0100％、
71.ca：0.0005～0.0200％、
72.mg：0.0005～0.0200％、
73.rem：0.0005～0.1000％、及
74.bi：0.0005～0.020％。
75.发明的效果
76.根据本发明的上述方案，能够得到具有优异的强度、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，进而抑制了弯曲内裂纹的发生即耐弯曲内裂纹性优异的热轧钢板。
77.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中所用的工业用原材料。
附图说明
78.图1是用于说明剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸的尺寸的测定方法的图。
具体实施方式
79.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进行更具体的说明。但是，本发明并不只限定于本实施方式中公开的构成，可在不脱离本发明的宗旨的范围内进行多种变更。
80.在以下以夹着“～”所记载的数值限定范围中，下限值及上限值包含在其范围内。在描述成“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，有关热轧钢板的化学组成的“％”只要不特别指出就为质量％。
81.1.化学组成
82.本实施方式涉及的热轧钢板以质量％计，含有c：0.040～0.250％、si：0.05～3.00％、mn：0.50～4.00％、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。
83.(1-1)c：0.040～0.250％
84.c使硬质相的面积分数上升。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。若c含量低于0.040％，则难以得到所期望的强度。所以，将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。
85.另一方面，若c含量超过0.250％，则促进强度低的珠光体的生成，马氏体及回火马氏体的面积分数下降，因而使热轧钢板的强度下降。所以，将c含量设定为0.250％以下。c含量优选为0.150％以下。
86.(1-2)si：0.05～3.00％
87.si具有使渗碳体的析出延迟的作用。通过该作用能够提高马氏体及回火马氏体的面积分数，此外能够通过固溶强化提高热轧钢板的强度。此外，si具有通过脱氧而使钢健全化(抑制在钢中产生气孔等缺陷)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、1.00％以上。
88.可是，若si含量超过3.00％，则热轧钢板的表面性状及化学转化处理性、进而扩孔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。
89.(1-3)mn：0.50～4.00％
90.mn具有抑制铁素体相变而使热轧钢板高强度化的作用。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1.00％以上、1.50％以上、1.80％以上。
91.另一方面，若mn含量超过4.00％，则起因于mn的偏析，使硬质相中的晶粒的晶体取向差变得不均匀，剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸增大。所以，将mn含量设定为4.00％以下。mn含量优选为3.70％以下、3.50％以下。
92.(1-4)sol.al：0.001～2.000％
93.al与si同样，具有通过脱氧而使钢健全化的作用，同时具有通过抑制源于奥氏体的渗碳体的析出而使马氏体及回火马氏体的面积分数增加的作用。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。
94.另一方面，若sol.al含量超过2.000％，则上述效果饱和，而且经济上是不优选的，因而将sol.al含量设定为2.000％以下。sol.al含量优选为1.500％以下、1.300％以下。
95.再者，本实施方式中所谓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。
96.(1-5)p：0.100％以下
97.p一般来讲是作为杂质含有的元素，但也是具有通过固溶强化而提高强度的作用的元素。所以，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％，则起因于晶界偏析的扩孔性的下降显著。所以，将p含量设定为0.100％以下。p含量优选为0.030％以下。
98.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％。
99.(1-6)s：0.0300％以下
100.s是作为杂质含有的元素，通过在钢中形成硫化物系夹杂物而使热轧钢板的扩孔性降低。如果s含量超过0.0300％，则热轧钢板的扩孔性显著下降。所以，将s含量设定为0.0300％以下。s含量优选为0.0050％以下。
101.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％。
102.(1-7)n：0.1000％以下
103.n是作为杂质含在钢中的元素，具有使热轧钢板的扩孔性降低的作用。若n含量超过0.1000％，则热轧钢板的扩孔性显著下降。所以，将n含量设定为0.1000％以下。n含量优选为0.0800％以下，进一步优选为0.0700％以下。
104.n含量的下限不需要特别的规定，但如后述那样，在通过含有ti、nb及v中的1种或2种以上而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而优选将n含量设定为0.0010％以上，更优选设定为0.0020％以上。
105.(1-8)o：0.0100％以下
106.o如果在钢中较多地含有，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。优选将o含量设定为0.0080％以下、0.0050％以下。
107.在钢水脱氧时，为了使微细的氧化物大量分散，也可以将o含量设定为0.0005％以上、0.0010％以上。
108.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。本实施方式中，所谓杂质，意味着从作为原料的矿石、废料中或从制造环境等中混入的、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允许的物质。
109.本实施方式涉及的热轧钢板除上述元素以外，也可以作为任选元素含有ti、nb、v、cu、cr、mo、ni、b、ca、mg、rem、bi、zr、co、zn、w及sn。不含上述任选元素时的含量的下限为0％。以下，对上述任选元素详细地进行说明。
110.(1-9)ti：0.005～0.300％、nb：0.005～0.100％及v：0.005～0.500％
111.ti、nb及v由于都具有在钢中以碳化物或氮化物的形式析出，通过钉扎效应而使金属组织微细化的作用，所以也可以含有这些元素中的1种或2种以上。为了更确实地得到上述作用的效果，优选将ti含量设定为0.005％以上、将nb含量设定为0.005％以上、或者将v含量设定为0.005％以上。也就是说，即便是ti、nb及v中的1种，也优选将其含量设定为0.005％以上。
112.可是，即使过剩地含有这些元素，上述作用的效果也饱和，在经济上是不优选的。所以，将ti含量设定为0.300％以下，将nb含量设定为0.100％以下，将v含量设定为0.500％以下。优选将ti含量设定为0.200％以下、0.150％以下、0.120％以下、0.110％以下或0.100％以下。
113.(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％
114.cu、cr、mo、ni及b都具有提高热轧钢板的淬透性的作用。此外，cr及ni具有使奥氏体稳定化的作用，cu及mo具有低温时通过向钢中析出碳化物而提高强度的作用。另外，ni在含有cu时，具有有效地抑制起因于cu的板坯的晶界开裂的作用。所以，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。
115.如上所述，cu具有提高热轧钢板的淬透性的作用及低温时通过在钢中以碳化物的形式析出而提高热轧钢板的强度的作用。为了更确实地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％，则有时产生板坯的晶界开裂。所以，将cu含量设定为2.00％以下。cu含量优选为1.50％以下、1.00％以下。
116.如上所述，cr具有提高热轧钢板的淬透性的作用及在低温时通过向钢中析出碳化物而提高强度的作用。为了更确实地得到上述作用的效果，优选将cr含量设定为0.01％以上、0.05％以上。可是，若cr含量超过2.00％，则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。
117.如上所述，mo具有提高热轧钢板的淬透性的作用及通过向钢中析出碳化物而提高强度的作用。为了更确实地得到上述作用的效果，优选将mo含量设定为0.01％以上、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、0.20％以下。
118.如上所述，ni具有提高热轧钢板的淬透性的作用。此外ni在含有cu时，还具有有效地抑制起因于cu的板坯的晶界开裂的作用。为了更确实地得到上述作用的效果，优选将ni含量设定为0.02％以上。ni由于是高价的元素，因而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。
119.如上所述，b具有提高热轧钢板的淬透性的作用。为了更确实地得到该作用的效果，优选将b含量设定为0.0001％以上、0.0002％以上。可是，若b含量超过0.0100％，则钢板的扩孔性显著下降，所以将b含量设定为0.0100％以下。优选将b含量设定为0.0050％以下。
120.(1-11)ca：0.0005～0.0200％、mg：0.0005～0.0200％、rem：0.0005～0.1000％及bi：0.0005～0.020％
121.ca、mg及rem都具有通过将夹杂物的形状调整至优选的形状而提高热轧钢板的成形性的作用。此外，bi具有通过使凝固组织微细化而提高热轧钢板的成形性的作用。所以，也可以含有这些元素中的1种或2种以上。
122.为了更确实地得到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。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，反而有时使热轧钢板的扩孔性降低。此外，即使将bi含量设定为超过0.020％，上述作用带来的效果也饱和，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，并且将bi含量设定为0.020％以下。bi含量优选为0.010％以下。
123.这里，rem指的是包括sc、y及镧系的合计17种元素，上述rem的含量指的是这些元素的合计含量。在镧系时，工业上多以混合稀土的形式添加。
124.(1-12)zr、co、zn及w中的1种或2种以上：合计0～1.00％及sn：0～0.050％
125.关于zr、co、zn及w，本发明人确认，即使含有合计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，也可以含有合计1.00％以下的zr、co、zn及w中的1种或2种以上。
126.此外，本发明人还确认，即使少量含有sn，也不会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0.050％以下。
127.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-atomic emission spectrometry)来测定。再者，sol.al可以采用用酸将试样加热分解后的滤液，通过icp-aes来测定。c及s可以采用燃烧-红外线吸收法来测定，n可以采用不活泼气体熔融-热导率法来测定。
128.2.热轧钢板的金属组织
129.接着，对本实施方式涉及的热轧钢板的金属组织进行说明。
130.在本实施方式涉及的热轧钢板的金属组织中，马氏体及回火马氏体合计超过92.0％且100.0％以下，残余奥氏体低于3.0％，铁素体低于5.0％，以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的密度s
60
和晶体取向差为7
°
的晶界的长度的密度s7之比即s
60
/
s7超过0.34且低于0.60，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优异的强度、延展性及剪切加工性。
131.再者，本实施方式中，对与轧制方向平行的断面的距表面为板厚的1/4深度且板宽方向中央位置中的金属组织进行规定。其原因在于此位置中的金属组织表示钢板的具有代表性的金属组织。
132.再者，所谓距表面为板厚的1/4深度的位置，是距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域。
133.(2-1)残余奥氏体的面积分数：低于3.0％
134.残余奥氏体是即使在室温下也以面心立方晶格存在的组织。残余奥氏体具有通过相变诱导塑性(trip)提高热轧钢板的延展性的作用。另一方面，残余奥氏体在剪切加工中因相变为高碳的马氏体而阻碍稳定的开裂发生，成为剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸增大的原因。若残余奥氏体的面积分数为3.0％以上，则上述作用明显化，不仅热轧钢板的剪切加工性劣化(端面中的断裂面的凹凸增大)，而且扩孔性也下降。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1.0％。残余奥氏体越少越好，因此残余奥氏体的面积分数也可以为0％。
135.(2-2)铁素体的面积分数：低于5.0％
136.铁素体一般是软质的组织。如果含有规定量以上的铁素体，则不仅得不到所期望的强度，而且成为使剪切加工后的端面中的剪切面的区域增大的原因。如果剪切加工后的端面中的剪切面的区域增大，则断裂面的凹凸增大，因此是不优选的。若铁素体的面积分数为5.0％以上，则上述作用明显化，使热轧钢板的剪切加工性劣化。所以，将铁素体的面积分数设定为低于5.0％。铁素体的面积分数优选低于1.0％。铁素体越少越好，因此铁素体的面积分数也可以为0％。
137.残余奥氏体的面积分数的测定方法具有x射线衍射、ebsp(背散射电子衍射花样：electron back scattering diffraction pattern)分析、采用磁测定的方法等，有时因测定方法不同而使测定值不同。本实施方式中，残余奥氏体的面积分数通过x射线衍射来测定。
138.在本实施方式中的采用x射线衍射的残余奥氏体面积分数的测定中，首先，在钢板的板厚的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中，采用co-kα射线求出α(110)、α(200)、α(211)、γ(111)、γ(200)、γ(220)合计6个峰的积分强度，通过采用强度平均法进行计算，可得到残余奥氏体的面积分数。
139.铁素体的面积分数的测定按以下方法进行。将与轧制方向垂直的断面抛光成镜面，在室温中采用不含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨8分钟，将导入试样表层中的应变除去。通过在试样断面的长度方向的任意的位置上，按0.1μm的测定间隔，通过背散射电子衍射法对长度50μm、距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域进行测定，从而得到晶体取向信息。
140.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
×
10-5
pa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。采用ebsd分析装置所附带的软件“oim analysis(注册商标)”(ametek编制)中搭载的“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，便得到铁素体的面积分数。
141.(2-3)马氏体及回火马氏体的面积分数的合计：超过92.0％且100.0％以下
142.如果马氏体及回火马氏体的面积分数的合计为92.0％以下，则不能得到所期望的强度。因此，将马氏体及回火马氏体的面积分数的合计设定为超过92.0％。再者，在不需要含有马氏体及回火马氏体两者而只含有马氏体或回火马氏体中的任一方时，其面积分数可以超过92.0％。在含有马氏体及回火马氏体两者时，马氏体及回火马氏体的面积分数的合计可以超过92.0％。马氏体及回火马氏体的面积分数的合计优选为95.0％以上、97.0％以上、99.0％以上。
143.马氏体及回火马氏体的面积分数的合计由于越多越优选，因此也可以设定为100.0％。
144.以下对马氏体及回火马氏体的面积分数的测定方法进行说明。
145.首先，为了通过sem观察与测定了铁素体的面积分数的ebsd测定区域相同的区域，在观察位置附近打刻维氏压痕。然后，以残留观察面的组织的方式研磨除去表层的污染物，进行硝酸乙醇腐蚀。接着，通过sem以放大倍数3000倍观察与ebsd观察面相同的视场。
146.在ebsd测定中，在判别为剩余部分组织的区域内，将晶粒内具有下部组织、且渗碳体以具有多个变种的方式析出的区域判断为回火马氏体。将亮度大、且下部组织通过腐蚀未现出的区域判断为“马氏体及残余奥氏体”。通过算出各自的面积分数，便得到回火马氏体以及“马氏体及残余奥氏体”的面积分数。关于马氏体的面积分数，可通过从所得到的“马氏体及残余奥氏体”的面积分数中，减去通过上述的x射线衍射而得到的残余奥氏体的面积分数来得到。
147.再者，关于观察面表层的污染物除去，可以采用利用粒径0.1μm以下的氧化铝粒子的抛光或者ar离子溅射等方法。
148.(2-4)以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的密度s
60
和晶体取向差为7
°
的晶界的长度的密度s7之比即s
60
/s7超过0.34且低于0.60
149.要得到具有980mpa以上的抗拉强度的热轧钢板，需要将母相形成为硬质的组织。硬质的组织一般来讲在600℃以下的相变中形成，但在该温度区域中，可大量形成以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界及晶体取向差为7
°
的晶界。
150.在以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的生成时，位错显著地蓄积在组织内部，同时弹性应变增大。因此，在以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的密度高、且均匀地分散(即以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的密度大)的金属组织中，可在提高材料强度的同时，抑制剪切加工中的塑性变形，抑制剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸。
151.另一方面，在以《110》取向为轴的晶体取向差为7
°
的晶界中，由于组织内部的位错密度低、弹性应变也减小，所以剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸显著增大。因此，在将以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的密度设定为s
60
，将晶体取向差为7
°
的晶界的长度的密度设定为s7时，剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸的尺寸受到s
60
/s7的
支配。
152.在s
60
/s7为0.34以下的情况下，不仅不能使热轧钢板的抗拉强度为980mpa以上，而且剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸增大。因此，将s
60
/s7设定为超过0.34，优选为0.40以上、0.45以上。为了抑制剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸，s
60
/s7越大越优选，但实质的上限为0.60。因此，将s
60
/s7设定为低于0.60。
153.再者，所谓以《110》取向为轴的晶体取向差为x
°
的晶界，指的是在确定了在某晶界邻接的两个晶粒a和晶粒b时，通过使一方的晶粒b沿着《110》轴旋转x
°
而使晶粒a和晶粒b的晶体取向具有一致的结晶学的关系的晶界。但是，考虑到晶体取向的测定精度，允许与一致的取向关系有
±4°
的取向差。
154.本实施方式中，采用ebsp-oim(electron back scatter diffraction pattern-orientation image microscopy：电子背散射花样-取向成像电子显微分析)法，测定以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的密度s
60
及晶体取向差为7
°
的晶界的长度的密度s7。ebsp-oim法中，在扫描式电子显微镜(sem)内对高倾斜的试样照射电子束，用高灵敏度照相机拍摄通过背散射而形成的菊池花样，通过用计算机对拍摄照片进行图像处理，能够短待间测定照射点的晶体取向。
155.ebsp-oim法采用由热场发射型扫描电子显微镜(jeol制造的jsm-7001f)和ebsd检测器构成的ebsd分析装置及ametek公司制造的oim analysis(注册商标)进行。ebsp-oim法中，由于能够分析试样表面的微细结构以及晶体取向，所以能够定量地求出具有特定的晶体取向差的晶界的长度。此外，ebsp-oim法的可分析的范围为可用sem观察的区域。尽管取决于sem的分辨率，但根据ebsp-oim法，能够以最小20nm的分辨率进行分析。
156.在对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(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金属组织的特定晶界的长度进行测定时，以1200倍的放大倍数，在40μm
×
30μm的区域，至少在5个视场中进行分析。然后，将以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的平均值除以上述测定区域的面积，便得到s
60
。同样将以《110》取向为轴的晶体取向差为7
°
的晶界的长度的平均值除以上述测定区域的面积，便得到s7。再者，如前所述，允许有
±4°
的取向差。
157.再者，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，所以在本测定方法中，不将残余奥氏体作为分析对象。即，本实施方式中，以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的密度s
60
及晶体取向差为7
°
的晶界的长度的密度s7所分析的对象是马氏体、回火马氏体及铁素体。在ebsp-oim法中，可将晶体结构为fcc的残余奥氏体从分析对象中排除。
158.(2-5)mn浓度的标准偏差：0.60质量％以下
159.本实施方式涉及的热轧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中的mn浓度的标准偏差为0.60质量％以下。由此，能够使以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界均匀地分散。其结果是，能够减小剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸。mn浓度的标准偏差优选为0.55质量％以下、0.50质量％以下、0.40质量％以下。
160.mn浓度的标准偏差的下限为了抑制剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸，其值越小越优选，但因受制造工艺的制约，实质的下限为0.10质量％。
161.mn浓度的标准偏差可通过以下方法进行测定。
162.在将热轧钢板的l断面进行镜面研磨后，通过电子探针显微分析(epma)对距表面为板厚的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，对试样轧制方向20μm的范围及试样板厚方向20μm的范围的分布图像进行测定。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，从总测定点中基于所得到的mn浓度算出标准偏差，由此得到mn浓度的标准偏差。
163.(2-6)表层的平均结晶粒径：低于3.0μm
164.如果表层的结晶粒径细，则能够抑制热轧钢板的弯曲内裂纹。钢板强度越高，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)。
165.弯曲内裂纹的机理可如下进行推测。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地变形一边进行加工，但如果加工量加大，则只通过均匀的变形不能承担变形，通过应变局部集中来使变形发展(剪切变形带的发生)。通过该剪切变形带进一步生长，发生从弯曲内侧表面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，可以推测其原因在于：因伴随着高强度化的加工硬化能的下降而使均匀的变形难以发展，因容易产生变形的偏移而在加工早期(或在缓慢的加工条件下)产生剪切变形带。
166.通过本发明人的研究，得知弯曲内裂纹在抗拉强度980mpa以上的钢板中变得显著。此外，本发明人还发现：热轧钢板的表层的结晶粒径越细，则越能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，优选将热轧钢板的表层的平均结晶粒径设定为低于3.0μm，更优选设定为2.5μm以下。下限没有特别的限定，但也可以设定为1.0μm以上、1.5μm以上或2.0μm以上。
167.再者，本实施方式中，所谓表层，是指热轧钢板的表面～距表面为深度50μm位置的区域。
168.表层的结晶粒径可采用上述的ebsp-oim法进行测定。在与轧制方向平行的断面中的热轧钢板的表面～距表面为深度50μm位置且板宽方向中央位置的区域中，以1200倍的放大倍数，在40μm
×
30μm的区域中，至少在5个视场中进行分析，将相邻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。
169.再者，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，所以在本测定方法中，不将残余奥氏体作为分析对象。即，本实施方式中，表层的平均结晶粒径为马氏体、回火马氏体及铁素体的平均结晶粒径。在ebsp-oim法中，可将晶体结构为fcc的残余奥氏体从分析对象中排除。
170.3.抗拉强度特性
171.本实施方式涉及的热轧钢板的抗拉(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小。上限不需要特别的限定，但从抑制模具磨损的观点出发，也可以设定为1780mpa。
172.抗拉强度可采用jis z2241：2011的5号试验片，按照jis z2241：2011进行测定。拉伸试验片的采集位置可以设定为板宽方向的距端部为1/4的部分，可以将与轧制方向成直
角的方向作为长度方向。
173.4.扩孔特性
174.本实施方式涉及的热轧钢板优选扩孔率λ为62％以上。如果扩孔率λ为62％以上，则适用部件不受限制，能够得到对车体轻量化的贡献大的热轧钢板。上限不需要特别的限定。
175.扩孔率λ可采用jis z2241：2011的5号试验片，按照jis z2256：2010进行测定。扩孔试验片的采集位置可以设定为板宽方向的距端部为1/4的部分。
176.此外，为扩孔性的指标的抗拉强度和扩孔率之积(ts
×
λ)优选为60000mpa
·
％以上。如果抗拉强度和扩孔率之积为60000mpa
·
％以上，则适用部件不受限制，能够得到对车体轻量化的贡献大的热轧钢板。
177.5.板厚
178.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0.5～8.0mm。通过将热轧钢板的板厚设定为0.5mm以上，容易确保轧制结束温度，同时能够降低轧制载荷，能够容易进行热轧。所以，也可以将本实施方式涉及的热轧钢板的板厚设定为0.5mm以上，优选为1.2mm以上、1.4mm以上。此外，通过将板厚设定为8.0mm以下，容易进行金属组织的微细化，能够容易确保上述的金属组织。所以，也可以将板厚设定为8.0mm以下，优选为6.0mm以下。
179.6.其它
180.(6-1)镀层
181.具有上述的化学组成及金属组织的本实施方式涉及的热轧钢板通过以提高耐蚀性等为目的而在表面具备镀层，也可以设定为表面处理钢板。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。
182.镀层附着量没有特别的限制，可以与以往同样。此外，镀后通过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。
183.7.制造条件
184.具有上述的化学组成及金属组织的本实施方式涉及的热轧钢板的优选的制造方法如下所述。
185.为了得到本实施方式涉及的热轧钢板，在按规定的条件进行了板坯的加热后进行热轧，加速冷却到规定的温度区域，控制卷取后的冷却过程是有效的。
186.在本实施方式涉及的热轧钢板的优选的制造方法中，依次进行以下的工序(1)～(7)。再者，本实施方式中的板坯的温度及钢板的温度指的是板坯的表面温度及钢板的表面温度。
187.(1)将板坯在700～850℃的温度区域保持900秒以上，然后进一步进行加热，在1100℃以上的温度区域保持6000秒以上。
188.(2)在850～1100℃的温度区域，进行达到合计90％以上的板厚减少那样的热轧。
189.(3)以热轧结束温度tf达到用下述式《1》表示的温度t1(℃)以上的方式结束热轧。
190.(4)热轧结束后在1.5秒以内开始加速冷却，将直至用下述式《2》表示的温度t2
(℃)以下的温度区域的平均冷却速度设定为30℃/s以上。
191.更优选的是，热轧结束后在1.0秒以内冷却到热轧结束温度tf-50℃以下的温度区域。
192.(5)以30℃/s以上的平均冷却速度从t2(℃)冷却到卷取温度。
193.(6)将卷取温度设定为300℃以下的温度区域。
194.t1(℃)＝868-396
×
[c]-68.1
×
[mn] 24.6
×
[si]-36.1
×
[ni]-24.8
×
[cr]-20.7
×
[cu] 250
×
[sol.al]《1》
[0195]
t2(℃)＝770-270
×
[c]-90
×
[mn]-37
×
[ni]-70
×
[cr]-83
×
[mo]《2》
[0196]
其中，各式中的[元素符号]表示各元素的钢中的含量(质量％)。不含该元素时代入0。
[0197]
(7-1)板坯、供于热轧时的板坯温度及保持时间
[0198]
供于热轧的板坯能够采用通过连续铸造而得到的板坯或通过铸造及开坯而得到的板坯等，可采用根据需要对板坯施加了热加工或冷加工的板坯。
[0199]
供于热轧的板坯优选在加热时的700～850℃的温度区域保持900秒以上，然后进一步进行加热，在1100℃以上的温度区域保持6000秒以上。再者，在700～850℃的温度区域中的保持时，也可以在该温度区域使钢板温度变动，也可以设定为恒定。此外，在1100℃以上的温度区域中的保持时，也可以在1100℃以上的温度区域使钢板温度变动，也可以设定为恒定。
[0200]
在700～850℃的奥氏体相变中，通过使mn在铁素体和奥氏体之间分配，使其相变时间延长，从而能够使mn在铁素体区域内扩散。由此，能够消除板坯中不均匀存在的mn显微偏析，显著减小mn浓度的标准偏差。通过减小mn浓度的标准偏差，在最终的金属组织中，能够使以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界均匀地分散，能够减小剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸。
[0201]
此外，为了使板坯加热时的奥氏体晶粒均匀，优选在1100℃以上的温度区域加热6000秒以上。
[0202]
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出发，更优选至少将最终的数段设定为采用串列式轧机的热轧。
[0203]
(7-2)热轧的压下率：在850～1100℃的温度区域合计90％以上的板厚减少
[0204]
通过在850～1100℃的温度区域进行达到合计90％以上的板厚减少那样的热轧，主要是能够在谋求再结晶奥氏体晶粒的微细化的同时，促进应变能在未再结晶奥氏体晶粒内的蓄积，在促进奥氏体的再结晶的同时促进mn的原子扩散，从而减小mn浓度的标准偏差。
[0205]
通过减小mn浓度的标准偏差，能够在最终的金属组织中，均匀地分散以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界，能够减小剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸。所以，在850～1100℃的温度区域进行达到合计90％以上的板厚减少那样的热轧。
[0206]
再者，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，可用(t
0-t1)/t0×
100(％)表示。
[0207]
(7-3)热轧结束温度tf：t1(℃)以上
[0208]
优选将热轧的结束温度tf设定为t1(℃)以上。通过将热轧结束温度tf设定为t1
(℃)以上，能够抑制奥氏体中的铁素体核生成位点数的过剩增大，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，从而得到高强度的热轧钢板。
[0209]
(7-4)热轧结束后的加速冷却：在1.5秒以内开始加速冷却，将到t2(℃)以下的平均冷却速度设定为30℃/s以上
[0210]
为了抑制通过热轧而晶粒细化的奥氏体晶粒的生长，优选热轧结束后在1.5秒以内，以30℃/s以上的平均冷却速度进行加速冷却到t2(℃)以下。
[0211]
通过热轧结束后在1.5秒以内以30℃/s以上的平均冷却速度进行加速冷却到t2(℃)以下，能够抑制铁素体及珠光体的生成。由此，热轧钢板的强度提高。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(向冷却设备中导入钢板时)到t2(℃)的钢板的温度下降幅度，除以从加速冷却开始时到钢板温度达到t2(℃)时的所需时间而得到的值。
[0212]
在热轧结束后的加速冷却中，通过将到冷却开始的时间设定为1.5秒以内，将到t2(℃)以下的平均冷却速度设定为30℃/s以上，能够抑制钢板内部的铁素体相变及/或贝氏体相变及/或珠光体相变，能够得到ts≥980mpa的强度。所以，热轧结束后在1.5秒以内，以到t2(℃)以下的平均冷却速度为30℃/s以上的方式进行加速冷却。
[0213]
平均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，增加设备成本。因此，考虑到设备成本，优选加速冷却的平均冷却速度为300℃/s以下。此外，加速冷却的冷却停止温度以设定为350℃以下为宜。
[0214]
热轧结束后的冷却中，更优选热轧结束后在1.0秒以内冷却到热轧结束温度tf-50℃的温度区域。这是为了能够抑制通过热轧而晶粒细化的奥氏体晶粒的生长。为了热轧结束后在1.0秒以内冷却到热轧结束温度tf-50℃以下的温度区域，可以在热轧结束后立即进行平均冷却速度快的冷却，例如对钢板表面喷射冷却水。通过热轧结束后在1.0秒以内冷却到tf-50℃以下的温度区域，能够使表层的结晶粒径微细化，能够提高热轧钢板的耐弯曲内裂纹性。
[0215]
热轧结束后在1.0秒以内冷却到热轧结束温度tf-50℃的温度区域后，如上所述，只要将到t2(℃)以下的平均冷却速度设定为30℃/s以上进行加速冷却即可。
[0216]
(7-5)从t2(℃)到卷取温度的平均冷却速度为30℃/s以上
[0217]
为了抑制铁素体、贝氏体及珠光体的面积分数，得到ts≥980mpa的强度，优选将从t2(℃)到卷取温度的平均冷却速度设定为30℃/s以上。由此，能够将母相组织形成硬质。再者，这里所说的平均冷却速度，指的是将从t2(℃)到卷取温度的钢板的温度下降幅度除以从钢板温度达到t2(℃)时到卷取的所需时间而得到的值。
[0218]
通过将上述平均冷却速度设定为30℃/s以上，能够抑制铁素体、贝氏体及珠光体的面积分数，确保强度及扩孔性。所以，将从t2(℃)到卷取温度的平均冷却速度设定为30℃/s以上。
[0219]
(7-6)卷取温度：300℃以下
[0220]
优选将卷取温度设定为300℃以下。通过将卷取温度设定为300℃以下，能够增大从奥氏体向bcc的相变驱动力，此外能够增大奥氏体的变形强度。因此，当从奥氏体进行贝氏体及马氏体相变时，能够抑制以《110》取向为轴的晶体取向差为60
°
的晶界的长度的密度s
60
，能够将s
60
/s7设定为低于0.60。结果，能够减小剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸。此外，还能够抑制因残余奥氏体的影响造成的扩孔性下降。所以，优选将卷取温度设定为300
℃以下。更优选将卷取温度设定为50℃以下。
[0221]
实施例
[0222]
接着，通过实施例对本发明的一个方案的效果进行更具体的说明，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。本发明只要不脱离本发明的主旨、达到本发明的目的，就可采用多种条件。
[0223]
熔炼具有表1及表2的钢no.a～s中所示的化学组成的钢，通过连续铸造制造了厚度为240～300mm的板坯。采用所得到的板坯，按照表3a及表3b中所示的制造条件，得到了表4a及表4b中所示的热轧钢板。
[0224]
再者，将板坯在700～850℃的温度区域中保持表3a及表3b中所示的保持时间，然后进一步进行加热，在加热到表3a及表3b中所示的加热温度后进行保持。此外，热轧结束后在1.5秒以内开始加速冷却。
[0225]
对于所得到的热轧钢板，采用上述方法求出了各组织的面积分数、s
60
/s7、mn浓度的标准偏差及表层的平均结晶粒径。表4a及表4b中示出了所得到的测定结果。
[0226]
热轧钢板的特性的评价方法
[0227]
(1)抗拉强度特性及扩孔率
[0228]
对于所得到的热轧钢板的机械性能，按照jis z2241：2011评价了抗拉强度特性，按照jis z2256：2010评价了扩孔率。试验片设定为jis z2241：2011的5号试验片。拉伸试验片的采集位置设定为板宽方向的距端部为1/4的部分，将与轧制方向成直角的方向作为长度方向。
[0229]
当满足抗拉强度ts≥980mpa时，作为强度优异判定为合格。另一方面，当为抗拉强度ts《980mpa时，作为强度较差判定为不合格。
[0230]
此外，当满足抗拉强度ts
×
扩孔率λ≥60000(mpa
·
％)时，作为扩孔性优异判定为合格。另一方面，当为抗拉强度ts
×
扩孔率λ＜60000(mpa
·
％)时，作为扩孔性较差判定为不合格。
[0231]
(2)剪切加工性
[0232]
通过冲裁试验测定了剪切加工后的端面中的断裂面的凹凸的尺寸，由此评价了热轧钢板的剪切加工性。按孔直径10mm、间隙10％、冲裁速度3m/s，制作了5个冲孔。接着，对于5个冲孔，将10处的与轧制方向平行的断面埋入树脂中，用扫描电子显微镜拍摄断面形状。采用所得到的观察照片，能够观察由图1所示那样的塌边(droop)、剪切面、断裂面及毛刺构成的加工断面。
[0233]
所谓塌边是r状的光滑面的区域，所谓剪切面是通过剪切变形而分离的冲裁端面的区域，所谓断裂面是剪切变形结束后，通过从刀尖附近发生的开裂而分离的冲裁端面的区域，所谓毛刺是具有从热轧钢板的下表面突出的突起的面。
[0234]
在观察照片中，画出与热轧钢板的剪切面平行且通过毛刺的开始点a的直线(图1的直线1)。另外，画出与直线1平行、且在断裂面的凹部中通过与直线1的距离最大的点b的直线2-1及与直线1平行、且在断裂面的凸部中通过与直线1的距离最大的点c的直线2-2。将直线2-1和直线2-2之间的距离的一半的值(图1的d的一半的值)定义为断裂面的凹凸的尺寸。对从5个冲裁孔所得到的10处的端面测定断裂面的凹凸的尺寸，只要断裂面的凹凸的尺寸的最大值为3.0μm以下，就作为剪切加工性优异而判定为合格。另一方面，只要断裂面的
凹凸的尺寸的最大值超过3.0μm，就作为剪切加工性较差而判定为不合格。
[0235]
(3)耐弯曲内裂纹性
[0236]
关于弯曲试验片，从热轧钢板的板宽方向1/2位置切下100mm
×
30mm的长条形状的试验片，通过以下的弯曲试验评价耐弯曲内裂纹性。
[0237]
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)调查了耐弯曲内裂纹性，求出未发生龟裂的最小弯曲半径，将l轴及c轴的最小弯曲半径的平均值r除以板厚t，将所得的值作为极限弯曲r/t，作为弯曲性的指标值。当r/t≤3.0时，判断为是耐弯曲内裂纹性优异的热轧钢板。
[0238]
但是，关于龟裂的有无，将v形块90
゜
弯曲试验后的试验片用与弯曲方向平行且与板面垂直的面切断而得到断面，在将该断面进行镜面研磨后，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。
[0239]
表4a及表4b中示出了所得到的测定结果。
[0240]
[0241][0242]
表3a
[0243][0244]
下划线表示制造条件是不优选的。
[0245]
表3b
[0246][0247]
下划线表示制造条件是不优选的。
[0248]
表4a
[0249][0250]
下划线表示在本发明的范围外，或为不优选的特性。
[0251]
表4b
[0252][0253]
下划线表示在本发明的范围外，或为不优选的特性。
[0254]
从表4a及表4b得知，在本发明例即制造no.1、2、6及11～23中，得到了具有优异的强度、扩孔性及剪切加工性的热轧钢板。另外，在表层的平均结晶粒径低于3.0μm的制造no.1、2、12～19及21～23中，得到了在具有上述诸特性的基础上，进而耐弯曲内裂纹性也优异的热轧钢板。
[0255]
另一方面，化学组成、金属组织不在本发明规定的范围内的制造no.3～5、7～10及
24～27，其特性(抗拉强度ts、扩孔率λ、剪切加工性)中的任一种以上较差。
[0256]
产业上的可利用性
[0257]
根据本发明的上述方案，能够提供具有优异的强度、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，进而抑制了弯曲内裂纹的发生、即耐弯曲内裂纹性优异的热轧钢板。
[0258]
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中所用的工业用原材料。