CN113166866A

CN113166866A - 热轧钢板

Info

Publication number: CN113166866A
Application number: CN201980077451.6A
Authority: CN
Inventors: 虻川玄纪; 薮翔平
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-11-28
Filing date: 2019-11-20
Publication date: 2021-07-23
Anticipated expiration: 2039-11-20
Also published as: MX2021006106A; US20210404040A1; WO2020110843A1; JPWO2020110843A1; KR102477999B1; KR20210079350A; US12060631B2; CN113166866B; JP6798643B2

Abstract

该热轧钢板中作为化学成分含有C、Si、Mn、sol.Al，在表面区域中，由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为0.5以上6.0以下，拉伸强度为780MPa以上1370MPa以下。

Description

热轧钢板

技术领域

本发明涉及弯曲加工性优异的高强度热轧钢板。

本申请基于2018年11月28日在日本申请的特愿2018-222297号主张优先权，将其内容援引于此。

背景技术

因要求兼顾提高汽车的燃料经济性和确保碰撞安全性，汽车用钢板的高强度化得到了发展，且在汽车车身中使用很多高强度钢板。

通过热轧制造的所谓的热轧钢板作为相对廉价的结构材料，被广泛地用作汽车、工业设备的结构构件用材料。尤其是，对于汽车的底盘部分零件、保险杠零件、冲击吸收用构件等所使用的热轧钢板，从轻量化、耐久性、冲击吸收能力等观点出发，高强度化得到了推进，同时，还需要可承受向复杂的形状的成形那种程度的优异的成形性。

但是，热轧钢板的成形性具有随着材料的高强度化而降低的倾向，因此，兼顾高强度和良好的成形性是难题。

尤其是，近年来，对于汽车的底盘部分零件的轻量化的期望变高，实现拉伸强度为780MPa以上的高强度并且实现优异的弯曲加工性成为重要的问题。

例如，在非专利文献1中报告了通过组织控制来控制成铁素体、贝氏体、马氏体等单一组织，由此改善弯曲加工性。

在专利文献1中公开了以下方法：以质量％计，含有C：0.010～0.055％、Si：0.2％以下、Mn：0.7％以下、P：0.025％以下、S：0.02％以下、N：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.06～0.095％，控制成以面积率计95％以上由铁素体构成的组织，控制铁素体晶粒内的含有Ti的碳化物颗粒径，并控制成作为含有Ti的硫化物而仅分散析出有平均径0.5μm以下的TiS的组织，由此，实现优异到590MPa以上750MPa以下的拉伸强度的弯曲加工性。

另一方面，在专利文献2中公开了以下方法：以质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.2～1.2％、Mn：1.0～2.0％、P：0.04％以下、S：0.0030％以下、Al：0.005～0.10％、N：0.005％以下及Ti：0.03～0.13％，将钢板内部的组织控制成贝氏体单相、或将贝氏体按百分率设定为大于95％的组织，并且，将钢板表层部的组织设定为贝氏体相的百分率小于80％、且将富有加工性的铁素体的百分率设定为10％以上，由此，维持着拉伸强度780MPa以上的状态，使弯曲加工性提高。

进一步，在专利文献3中公开了高强度热轧钢板：以质量％计，含有C：0.08～0.25％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.8～1.5％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.10％、Nb：0.001～0.05％、Ti：0.001～0.05％、Mo：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.0％，控制成将回火马氏体相设定为按体积率90％以上的主相，并且降低了与轧制方向平行的截面中的旧奥氏体晶粒的平均粒径为20μm以下、且与轧制方向正交的截面中的旧奥氏体颗粒的平均粒径为15μm以下的旧γ晶粒的各向异性的组织，由此，高强度热轧钢板具有屈服强度960MPa以上的高强度和优异的弯曲加工性、及优异的低温韧性。

在专利文献4中公开了以下的热轧钢板：控制在距钢板表面为5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部的、特定的结晶方位群的各方位的极密度，将相对于轧制方向成直角方向的兰克福特值即rC设定为0.70以上1.10以下、且将相对于轧制方向成30°的方向的兰克福特值即r30设定为0.70以上1.10以下，由此，热轧钢板的局部变形性能优异，并且弯曲加工性的各向异性较小。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2013-133499号公报

专利文献2：日本特开2012-62558号公报

专利文献3：日本特开2012-77336号公报

专利文献4：国际公开第2012/121219号

非专利文献

非专利文献1：Journal of the Japan Society for Technology ofPlasticity、vol.36(1995)、No.416、p.973

发明内容

[发明要解决的技术问题]

如上所述，当前，要求在提高了钢板的强度的基础上进一步改善弯曲加工性，但是，在上述的专利文献1至专利文献4的技术中，不能说强度和弯曲加工性的兼顾是充分的。本发明要解决的问题在于提供弯曲加工性优异的高强度热轧钢板。

此外，上述的弯曲加工性是表示在进行了弯曲加工时难以在加工部产生龟裂的指标，或者是表示该龟裂难以成长的指标。不过，在本发明中，如后详述，与以往不同，以在进行了弯曲加工时从弯曲加工部的内侧发生的龟裂(弯曲内裂纹)作为对象。

[用于解决技术问题的技术手段]

本发明的主旨如下。

(1)本发明的一实施方式的热轧钢板中作为化学成分，以质量％计含有C：0.030％以上0.400％以下、Si：0.050％以上2.5％以下、Mn：1.00％以上4.00％以下、sol.Al：0.001％以上2.0％以下、Ti：0％以上0.20％以下、Nb：0％以上0.20％以下、B：0％以上0.010％以下、V：0％以上1.0％以下、Cr：0％以上1.0％以下、Mo：0％以上1.0％以下、Cu：0％以上1.0％以下、Co：0％以上1.0％以下、W：0％以上1.0％以下、Ni：0％以上1.0％以下、Ca：0％以上0.01％以下、Mg：0％以上0.01％以下、REM：0％以上0.01％以下、Zr：0％以上0.01％以下，并限制为P：0.020％以下、S：0.020％以下、N：0.010％以下，剩余部分由铁及杂质构成，在从钢板表面到板厚1/10为止的范围的表面区域中，由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为0.5以上6.0以下，拉伸强度为780MPa以上1370MPa以下。

(2)在上述(1)所述的热轧钢板中，也可以是，在以上述钢板表面为基准从板厚1/8到板厚3/8为止的范围的内部区域中，{332}＜113＞的结晶方位的极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为1.0以上7.0以下。

(3)在上述(1)或(2)所述的热轧钢板中，也可以是，作为上述化学成分，以质量％计含有Ti：0.001％以上0.20％以下、Nb：0.001％以上0.20％以下、B：0.001％以上0.010％以下、V：0.005％以上1.0％以下、Cr：0.005％以上1.0％以下、Mo：0.005％以上1.0％以下、Cu：0.005％以上1.0％以下、Co：0.005％以上1.0％以下、W：0.005％以上1.0％以下、Ni：0.005％以上1.0％以下、Ca：0.0003％以上0.01％以下、Mg：0.0003％以上0.01％以下、REM：0.0003％以上0.01％以下、Zr：0.0003％以上0.01％以下中的至少1种。

[发明效果]

根据本发明的上述方案，能够获得具有780MPa以上的拉伸强度(拉伸最大强度)、并能够抑制弯曲内裂纹发生的弯曲加工性优异的热轧钢板。

附图说明

图1是示出了φ2＝45°截面的结晶方位分布函数(ODF)中，由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群、及{110}＜001＞方位的图。

图2是示出了φ2＝45°截面的结晶方位分布函数(ODF)中，{332}＜113＞方位、及{110}＜001＞方位的图。

具体实施方式

以下，详细说明本发明的一实施方式的热轧钢板。不过，本发明不限于本实施方式公开的构成，能够在不脱离本发明的主旨的范围进行各种变更。另外，下述的数值限定范围包含下限值及上限值在其范围内。表示为“大于”或“小于”的数值在数值范围内部包含该值。关于各元素的含量的“％”表示“质量％”。

首先，说明想到本实施方式的热轧钢板的经过。

以往，钢板的弯曲加工中的断裂一般是从弯曲外侧的钢板表面或端面附近发生龟裂。不过，本发明者们对高强度钢板的弯曲加工性进行了专心调查，结果弄清了：钢板强度越高，在弯曲加工时越容易从弯曲内侧的钢板表面产生龟裂(以下，称为弯曲内裂纹)。迄今为止，未研究这样的弯曲内裂纹。

推定弯曲内裂纹的发生机理如下。在弯曲加工时在弯曲内侧产生压缩的应力。最初，弯曲内侧整体一边均匀地变形一边进行加工，但是，当加工量变大时，均匀的变形变得无法承担变形，通过局部地发生应变集中，变形逐步发展(发生剪切变形带)。由于该剪切变形带进一步成长，从而沿着剪切变形带的龟裂从弯曲内侧表面发生并成长。

推定随着钢板的高强度化而弯曲内裂纹变得容易发生的理由是：由于伴随钢板的高强度化而产生的加工固化能的降低，导致均匀的变形难以进行，变形的偏差变得容易产生，由此，在加工早期(或在平缓的加工条件下)产生剪切变形带。

根据本发明者们的研究可知，弯曲内裂纹在拉伸强度780MPa以上的钢板中容易发生，在980MPa以上的钢板中变得显著，在1180MPa以上的钢板中变得更显著。

本发明者们基于产生弯曲内裂纹的上述的推定机理(沿着剪切变形带的龟裂的发生和传播)，探索了着眼于织构的抑制弯曲内裂纹的方法。

在对钢板施加了变形时时，相对于变形的滑移系的作用容易性根据各结晶方位而不同(施密特因子)。这就可以认为是在每个结晶方位上变形阻力不同。如果织构是相对随机的，则变形阻力也是均匀的，因此，变形容易均匀地产生，但是，若特定的织构发达，则在具有变形阻力较大的方位的结晶和除此以外的方位的结晶之间会产生变形的偏差，因此，变得容易产生剪切变形带。

相反，如果使变形阻力较大的方位晶粒的存在比率减少，则变形会均匀地产生，因此，剪切变形带难以产生。即，存在能够抑制弯曲内裂纹的可能性。根据该想法，本发明者们专心调查了热轧钢板的织构与弯曲内裂纹的关系，发现了通过控制在热轧钢板中容易发达的特定的织构，能够抑制弯曲内裂纹。

尤其是，本发明者们进行了专心研究，结果发现了，钢板表面区域中的织构会影响弯曲变形时的龟裂的形成。另外，发现了，从钢板的板厚1/8到板厚3/8为止的范围的内部区域的织构会影响在表面区域发生的龟裂的传播。

本发明者们基于上述见识，发现了，通过在热轧的精轧中控制在钢板表面区域形成的织构，并减少变形阻力较大的方位晶粒的存在比率，从而能够实现能够抑制弯曲内裂纹的发生的热轧钢板。除此之外，发现了，在控制了钢板表面区域的织构的基础上，如果还控制钢板内部区域的织构，则能够更好地抑制弯曲内裂纹的传播。

具体而言，将钢组分控制在适当的范围，控制热轧时的板厚和温度，而且，在以往未积极地控制的热轧的精轧时的最终2级的轧制中，控制板厚、轧辊形状比、压下率、温度，进一步，在精轧时的最终3级的轧制中，控制总压下率，由此，控制钢板表面区域的加工组织。结果可知，再结晶受到控制，钢板表面区域的织构被优化，因此，能够抑制弯曲内裂纹的发生。

另外，发现了，除了上述的钢板表面区域的织构的优化之外，还优选地控制热轧的精轧条件，由此，控制钢板内部区域的加工组织，结果，如果优化钢板内部区域的织构，则能够进一步优选地抑制弯曲内裂纹的传播。

本实施方式的热轧钢板中，作为化学成分，以质量％计，含有C：0.030％以上0.400％以下、Si：0.050％以上2.5％以下、Mn：1.00％以上4.00％以下、sol.Al：0.001％以上2.0％以下、Ti：0％以上0.20％以下、Nb：0％以上0.20％以下、B：0％以上0.010％以下、V：0％以上1.0％以下、Cr：0％以上1.0％以下、Mo：0％以上1.0％以下、Cu：0％以上1.0％以下、Co：0％以上1.0％以下、W：0％以上1.0％以下、Ni：0％以上1.0％以下、Ca：0％以上0.01％以下、Mg：0％以上0.01％以下、REM：0％以上0.01％以下、Zr：0％以上0.01％以下，并限制为P：0.020％以下、S：0.020％以下、N：0.010％以下，剩余部分由铁及杂质构成。

另外，在本实施方式的热轧钢板中，在从钢板表面到板厚1/10为止的范围的表面区域中，由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度、与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为0.5以上6.0以下。另外，在本实施方式的热轧钢板中，拉伸强度为780MPa以上1370MPa以下。

另外，在本实施方式的热轧钢板中，优选地，在以钢板表面为基准从板厚1/8到板厚3/8为止的范围的内部区域中，{332}＜113＞的结晶方位的极密度、与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为1.0以上7.0以下。

另外，本实施方式的热轧钢板中，作为化学成分，也可以以质量％计含有Ti：0.001％以上0.20％以下、Nb：0.001％以上0.20％以下、B：0.001％以上0.010％以下、V：0.005％以上1.0％以下、Cr：0.005％以上1.0％以下、Mo：0.005％以上1.0％以下、Cu：0.005％以上1.0％以下、Co：0.005％以上1.0％以下、W：0.005％以上1.0％以下、Ni：0.005％以上1.0％以下、Ca：0.0003％以上0.01％以下、Mg：0.0003％以上0.01％以下、REM：0.0003％以上0.01％以下、Zr：0.0003％以上0.01％以下中的至少1种。

1.化学成分

首先，说明钢组分及其限定理由。本实施方式的热轧钢板中，作为化学成分，含有基本元素，并根据需要而含有选择元素，剩余部分由铁及杂质构成。

本实施方式的热轧钢板的化学成分中的C、Si、Mn、Al为基本元素(主要的合金化元素)。

(C：0.030％以上0.400％以下)

C(碳)为在确保钢板强度的方面重要的元素。如果C含量小于0.030％，则无法确保拉伸强度780MPa以上。因此，C含量设定为0.030％以上，优选为0.05％以上。另一方面，若C含量超过0.400％，则焊接性变差，因此，将上限设定为0.400％。C含量优选为0.30％以下，进一步优选为0.20％。

(Si：0.050％以上2.5％以下)

Si(硅)为能够通过固溶强化来提高材料强度的重要元素。如果Si含量小于0.050％，则屈服强度会降低，因此，Si含量设定为0.050％以上。Si含量优选为0.1％以上，进一步优选为0.3％以上。另一方面，如果Si含量超过2.5％，则会引起表面性状劣化，因此，Si含量设定为2.5％以下。Si含量优选为2.0％以下，更优选为1.5％以下。

(Mn：1.00％以上4.00％以下)

Mn(锰)为在提高钢板的机械强度的方面有效的元素。如果Mn含量小于1.00％，则无法确保780MPa以上的拉伸强度。因此，Mn含量设定为1.00％以上。Mn含量优选为1.50％以上，更优选为2.00％以上。另一方面，若过剩地添加Mn，则Mn偏析会导致组织变得不均匀，弯曲加工性降低。因此，Mn含量设定为4.00％以下，优选为3.00％以下，更优选设定为2.60％以下。

(sol.Al：0.001％以上2.0％以下)

sol.Al(酸可溶铝)为具有使钢脱氧以使钢板健全化的作用的元素。如果sol.Al含量小于0.001％，则无法充分地脱氧，因此，sol.Al含量设定为0.001％以上。但是，在充分需要脱氧的情况下，sol.Al含量更希望添加0.01％以上，进一步希望为0.02％以上。另一方面，如果sol.Al含量超过2.0％，则焊接性的降低变得显著，并且，氧化物系夹杂物会增加而使表面性状的劣化变得显著。因此，sol.Al含量设定为2.0％以下，优选为1.5％以下，更优选为1.0％以下，最优选设定为0.08％以下。此外，所谓sol.Al，意思是未成为Al₂O₃等氧化物而是可溶在酸中的酸可溶Al。

本实施方式的热轧钢板中，作为化学成分，含有杂质。此外，所谓“杂质”，是指在工业上制造钢时，从作为原料的矿石、废料、或从制造环境等混入的物质。例如意味着P、S、N等元素。为了充分发挥本实施方式的效果，优选如以下这样限制这些杂质。另外，杂质的含量较少是优选的，因此，不需要限制下限值，杂质的下限值也可以为0％。

(P：0.020％以下)

P(磷)是通常在钢中含有的杂质。不过，因为具有提高拉伸强度的作用，所以有时也积极地含有P。但是，如果P含量超过0.020％，则焊接性的劣化变得显著。因此，P含量限制在0.020％以下。P含量优选限制在0.010％以下。为了更可靠地获得上述作用带来的效果，也可以将P含量设定为0.001％以上。

(S：0.020％以下)

S(硫)是在钢中含有的杂质，从焊接性的观点出发，越少越好。如果S含量超过0.020％，则焊接性的降低变得显著，并且，MnS的析出量会增加，低温韧性会降低。因此，S含量限制在0.020％以下。S含量优选限制在0.010％以下，进一步优选限制在0.005％以下。此外，从脱硫成本的观点出发，S含量也可以设定为0.001％以上。

(N：0.010％以下)

N(氮)是在钢中含有的杂质，从焊接性的观点出发，越少越好。如果N含量超过0.010％超，则焊接性的降低变得显著。因此，N含量限制在0.010％以下。N含量优选限制在0.005％以下，进一步优选限制在0.003％以下。

本实施方式的热轧钢板中，除了上述说明的基本元素及杂质之外，还可以含有选择元素。例如，也可以代替上述的剩余部分的Fe的一部分，作为选择元素，含有Ti、Nb、B、V、Cr、Mo、Cu、Co、W、Ni、Ca、Mg、REM、Zr中的至少1种。这些选择元素使热轧钢板的机械特性优选地提高。这些选择元素根据其目的而含有即可。因此，不需要限制这些选择元素的下限值，下限值也可以为0％。另外，也可作为杂质而含有这些选择元素，上述效果不会受损。

(Ti：0％以上0.20％以下)

Ti(钛)是作为TiC而在钢板的冷却中或卷取中析出到钢板组织的铁素体或贝氏体中，有助于强度的提高的元素。因此，也可以含有Ti。若过剩地添加Ti，则会抑制热轧时的再结晶，特定的结晶方位的织构会发达。因此，将L轴弯曲及C轴弯曲的最小内弯曲半径的平均值除以板厚而得到的值即R/t不会达到2.2以下。因此，Ti含量设定为0.20％以下。Ti含量优选为0.18％以下，更优选0.15％以下。为了优选地获得上述的效果，Ti含量为0.001％以上即可。Ti含量优选为0.02％以上。

(Nb：0％以上0.20％以下)

Nb(铌)是与Ti同样地，作为NbC而析出，使强度提高，并且，显著地抑制奥氏体的再结晶的元素。因此，也可以含有Nb。若Nb超过0.20％，则在热轧中会抑制奥氏体的再结晶，织构会发达，由此，将L轴弯曲及C轴弯曲的最小内弯曲半径的平均值除以板厚而得到的值即R/t不会达到2.2以下。因此，Nb含量设定为0.20％以下。Nb含量优选为0.15％以下，更优选为0.10％以下。为了优选地获得上述的效果，Nb含量为0.001％以上即可。Nb含量优选为0.005％以上。

此外，在本实施方式的热轧钢板中，作为化学成分，优选以质量％计含有Ti：0.001％以上0.20％以下、Nb：0.001％以上0.20％以下中的至少1种。

(B：0％以上0.010％以下)

B(硼)通过在晶界上偏析，使晶界强度提高，从而能够抑制冲裁时的冲裁截面的粗糙。因此，也可以含有B。即使B含量超过0.010％，上述效果也会饱和，在经济上变得不利，因此，B含量的上限设定为0.010％。B含量优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。为了优选地获得上述的效果，B含量为0.001％以上即可。

(V：0％以上1.0％以下)

(Cr：0％以上1.0％以下)

(Mo：0％以上1.0％以下)

(Cu：0％以上1.0％以下)

(Co：0％以上1.0％以下)

(W：0％以上1.0％以下)

(Ni：0％以上1.0％以下)

V(钒)、Cr(铬)、Mo(钼)、Cu(铜)、Co(钴)、W(钨)、Ni(镍)均是对于稳定地确保强度有效的元素。因此，也可以含有这些元素。但是，对于任一种元素，即使分别含有超过1.0％，有的情况下，上述作用带来的效果也容易饱和，在经济上变得不利。因此，这些元素的含量分别设定为1.0％以下。这些元素的含量分别优选为0.8％以下，更优选为0.5％以下。此外，为了更可靠地获得上述作用带来的效果，对于任意一种元素，分别为0.005％以上即可。

此外，在本实施方式的热轧钢板中，作为化学成分，优选以质量％计含有V：0.005％以上1.0％以下、Cr：0.005％以上1.0％以下、Mo：0.005％以上1.0％以下、Cu：0.005％以上1.0％以下、Co：0.005％以上1.0％以下、W：0.005％以上1.0％以下、Ni：0.005％以上1.0％以下中的至少1种。

(Ca：0％以上0.01％以下)

(Mg：0％以上0.01％以下)

(REM：0％以上0.01％以下)

(Zr：0％以上0.01％以下)

Ca(钙)、Mg(镁)、REM(稀土类元素)、Zr(锆)均是有助于夹杂物控制、尤其是有助于夹杂物的微细分散化并具有提高韧性的作用的元素。因此，也可以含有这些元素。但是，对于任意一种元素，若分别含有超过0.01％，则有的情况下表面性状的劣化会显现。因此，这些元素的含量分别设定为0.01％以下。这些元素的含量分别优选为0.005％以下，更优选为0.003％以下。此外，为了更可靠地获得上述作用带来的效果，对于任意一种元素，分别为0.0003％以上即可。

在此，REM是指Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，是其中至少1种。上述REM的含量的意思是这些元素的至少1种的合计含量。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。

此外，在本实施方式的热轧钢板中，作为化学成分，优选以质量％计含有Ca：0.0003％以上0.01％以下、Mg：0.0003％以上0.01％以下、REM：0.0003％以上0.01％以下、Zr：0.0003％以上0.01％以下中的至少1种。

上述的钢成分可以通过钢的通常的分析方法来测定。例如，钢成分可以使用ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体原子发射光谱法)来测定。此外，sol.Al可以使用将试样用酸加热分解后的过滤液并利用ICP-AES来测定。另外，C及S可以使用燃烧-红外线吸收法来测定，N可以使用非活性气体溶解-导热度法来测定，O可以使用非活性气体溶解-非分散型红外线吸收法来测定。

2.织构

接下来，说明本实施方式的热轧钢板的织构。

本实施方式的热轧钢板在从钢板表面到板厚1/10为止的范围的表面区域中，具有由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度、与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为0.5以上6.0以下的织构。

(从钢板表面到板厚1/10为止的范围的表面区域)

在使钢板弯曲变形时，以板厚中心为边界，朝向表面而应变变大，在最外表面处应变变成最大。因此，弯曲内裂纹的龟裂在钢板表面生成。因为有助于这样的龟裂的生成的是从钢板表面到板厚1/10为止的范围的表面区域的组织，所以控制表面区域的织构。

此外，在表背面织构的发达不同的钢板的情况下，在从单侧的钢板表面到板厚1/10为止的范围中满足上述的织构即可。如果将满足织构的面设定为弯曲内侧并进行弯曲加工，则能够获得本实施方式的效果。

(在表面区域，由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为0.5以上6.0以下)

由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群及{110}＜001＞的结晶方位是在用通常方法制作出的高强度热轧钢板的表面区域中容易发达的方位。具有这些方位的结晶在弯曲加工时在弯曲内侧变形阻力特别大。因此，由于具有这些方位的结晶与其它方位的结晶的变形阻力的差异，容易产生剪切变形带。因此，通过减小这些方位的极密度，能够抑制弯曲内裂纹。但是，即使减小由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度及{110}＜001＞的结晶方位的极密度中的仅某一者，也不会获得本实施方式的效果，因此，减小其总和是重要的。

若从钢板表面到板厚1/10为止的范围的表面区域中的、由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和超过6.0，则剪切变形带显著地变得容易发生，并成为弯曲内裂纹的发生的原因，因此，将L轴弯曲及C轴弯曲的最小内弯曲半径的平均值除以板厚而得到的值即R/t不会达到2.2以下。因此，将它们之和设定为6.0以下。它们之和优选为5.0以下，进一步优选为4.0以下。

上述的由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和越小越好，但是，在拉伸强度780MPa以上的高强度热轧钢板中，难以将该值设定为小于0.5，因此，实质的下限为0.5。

本实施方式的热轧钢板优选在以钢板表面为基准从板厚1/8至板厚3/8为止的范围的内部区域中，具有{332}＜113＞的结晶方位的极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为1.0以上7.0以下的织构。

(以钢板表面为基准从板厚1/8到板厚3/8为止的范围的内部区域)

若使钢板弯曲变形而在表面区域发生弯曲内裂纹，则有时该弯曲内裂纹会向板厚内部区域传播。主要是以钢板表面为基准从板厚1/8到板厚3/8为止的范围的内部区域有助于这样的弯曲内裂纹的传播，因此，优选控制该区域的织构。

(在内部区域，{332}＜113＞的结晶方位的极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为1.0以上7.0以下)

{332}＜113＞的结晶方位及(110)＜001＞的结晶方位是在用通常方法制作出的高强度热轧钢板的从板厚1/8到板厚3/8为止的范围的内部区域中容易发达的方位。具有这些方位的结晶在弯曲加工时在弯曲内侧变形阻力容易变大。因此，由于具有这些方位的结晶与其它方位的结晶的变形阻力的差异，从而在表面区域发生的弯曲内裂纹容易向内部区域传播。因此，通过在表面区域控制了织构的基础之上，进一步在内部区域减小这些方位的极密度，能够优选地抑制弯曲内裂纹。但是，即使减小{332}＜113＞的结晶方位的极密度及(110)＜001＞的结晶方位的极密度中的仅某一者，也不会得到本实施方式的效果，因此，优选减小其总和。

通过在从板厚1/8到板厚3/8为止的范围的内部区域，将{332}＜113＞的结晶方位的极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和控制在7.0以下，能够优选地抑制弯曲内裂纹。因此，通过在将钢板表面区域的结晶方位控制在预定的范围的基础上，将这些极密度之和上的为7.0以下，从而将L轴弯曲及C轴弯曲的最小内弯曲半径的平均值除以板厚而得到的值即R/t会满足1.8以下。该极密度之和优选为6.0以下，进一步优选为5.0以下。

上述的{332}＜113＞的结晶方位的极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和越小越好，但是，在拉伸强度780MPa以上的高强度热轧钢板中，实质上难以控制到小于1.0，因此，实质的下限为1.0。

极密度能够通过EBSP(Electron Back Scatter Diffraction Pattern：电子背散射衍射图样)法来测定。对于供EBSP法的分析的试样，对与轧制方向平行且与板面垂直的截面进行机械研磨，然后，通过化学研磨、电解研磨等除去畸变。使用该试样，对于从钢板表面到板厚1/10为止的范围、另外根据需要而对于从板厚1/8到板厚3/8为止的范围，以将测定间隔设定为4μm、测定面积为150000μm2以上的方式进行EBSP法的分析。

在图1中示出φ2＝45°截面的结晶方位分布函数(ODF)、由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群、以及{110}＜001＞方位。所谓由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群是指，对织构分析进行BUNGE显示，在φ2＝45°截面的结晶方位分布函数(ODF)中，φ1＝85～90°、Φ＝30～60°、φ2＝45°的范围。将该方位群的平均极密度在图1所示的上述范围中算出。此外，{211}＜111＞～{111}＜112＞方位群严格来说是在ODF上φ1＝90°、Φ＝30～60°、φ2＝45°的范围，但是，因为存在试验片加工或试样的安放引起的测定误差，所以，在本实施方式的热轧钢板中，在φ1＝85～90°、Φ＝30～60°、φ2＝45°的范围内算出平均极密度。

同样地，{110}＜001＞的结晶方位是指，在φ2＝45°截面的结晶方位分布函数(ODF)中，φ1＝85～90°、Φ＝85～90°、φ2＝45°的范围。将该结晶方位的极密度在图1所示的上述范围中算出。

在此，轧制板的结晶方位通常将与板面平行的晶格面以(hkl)或{hkl}来表示，将与轧制方向平行的方位以[uvw]或＜uvw＞来表示。此外，{hkl}及＜uvw＞是等效的晶格面及方向的总称，(uvw)及[hkl]指各个晶格面及方向。即，在本实施方式的热轧钢板中，因为以bcc构造作为对象，所以，例如(110)、(-110)、(1-10)、(-1-10)、(101)、(-101)、(10-1)、(-10-1)、(011)、(0-11)、(01-1)、(0-1-1)是等效的晶格面，未进行区别。在这样的情况下，将这些晶格面总称为{110}。

图2示出φ2＝45°截面的结晶方位分布函数(ODF)、{332}＜113＞方位、以及{110}＜001＞方位。所谓{332}＜113＞的结晶方位是指，对织构分析进行BUNGE显示，在φ2＝45°截面的结晶方位分布函数(ODF)中，φ1＝85～90°、Φ＝60～70°、φ2＝45°的范围。将该结晶方位的极密度在图2所示的上述范围中算出。

同样地，{110}＜001＞的结晶方位是指，在φ2＝45°截面的结晶方位分布函数(ODF)中，φ1＝85～90°、Φ＝85～90°、φ2＝45°的范围。将该结晶方位的极密度在图2所示的上述范围中算出。

3.钢板组织

在本实施方式的热轧钢板中，如上所述控制织构即可，钢组织的构成相没有特别限制。

不过，本实施方式的热轧钢板中，作为钢组织的构成相，也可以具有铁素体、贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、珠光体、残留奥氏体等任意一种相，也可以在组织中含有碳氮化物等化合物。

例如，优选以面积％计，铁素体：0％以上70％以下、贝氏体及回火马氏体的合计：0％以上100％以下(也可以是贝氏体及回火马氏体单一组织)、残留奥氏体：25％以下、初生马氏体：0％以上100％以下(也可以是马氏体单一组织)、以及珠光体：5％以下。上述的构成相以外的剩余部分优选限制在5％以下。

4.机械特性

接下来，说明本实施方式的热轧钢板的机械特性。

(拉伸强度为780MPa以上1370MPa以下)

本实施方式的热轧钢板优选具有有助于汽车的轻量化的充分的强度。因此，拉伸最大强度(TS)设定为780MPa以上。拉伸最大强度优选为980MPa以上。拉伸最大强度的上限没有必要特别确定，例如可以将该上限设定为1370MPa。另外，本实施方式的热轧钢板优选总伸长率(EL)为7％以上。此外，拉伸试验可以遵照JIS Z2241(2011)来进行。

本实施方式的热轧钢板通过满足上述的钢组分、织构、及拉伸强度，从而将L轴弯曲及C轴弯曲的最小内弯曲半径的平均值除以板厚而得到的值即R/t达到2.2以下。

此外，R为弯曲内裂纹的最小弯曲半径，t为热轧钢板的板厚。弯曲试验例如以如下方式进行：从热轧钢板的宽度方向1/2位置处切取短条形状的试验片，对于弯曲棱线平行于轧制方向(L方向)的弯曲(L轴弯曲)、以及弯曲棱线平行于与轧制方向垂直的方向(C方向)的弯曲(C轴弯曲)这两者，可以遵照JIS Z2248(2014)(V形块90°弯曲试验)来进行。调查在弯曲内侧是否发生了龟裂，求得不会发生龟裂的最小内弯曲半径R。

5.制造方法

接下来，说明本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法。

此外，制造本实施方式的热轧钢板的方法不限定于下述的方法。下述的制造方法是用于制造本实施方式的热轧钢板的一个例子。

为了获得优异的弯曲加工性，重要的是，通过控制承受最严重的弯曲变形的弯曲内侧的钢板表面区域的织构，从而抑制龟裂的发生。进一步，希望通过减小钢板内部区域的预定方位的极密度，从而使在钢板表面区域发生的微小的龟裂不进展到内部。以下示出用于满足这些的制造条件。

在热轧之前进行的制造工序没有特别限定。即，在利用高炉或电炉等进行的熔炼之后，接着进行各种二次熔炼，接下来，用通常的连续铸造、铸块法的铸造、或薄板坯铸造等方法来铸造即可。在连续铸造的情况下，既可以将铸造板坯一度冷却到低温之后再次加热，然后进行热轧，也可以不将铸造板坯冷却到低温而在铸造后直接进行热轧。原料也可以使用废料。

对铸造出来的板坯实施加热。在该加热工序中，在将板坯加热到1200℃以上1300℃以下的温度后，保持30分以上。如果加热温度低于1200℃，则Ti及Nb系析出物不会充分地溶解，因此，在后工序的热轧时无法得到充分的析出强化，另外，由于作为粗大的碳化物而残存在钢中，从而使成形性劣化。因此，板坯的加热温度设定为1200℃以上。另一方面，如果加热温度超过1300℃，则氧化皮生成量会增大，良品率降低，因此，加热温度设定为1300℃以下。为了使Ti及Nb系析出物充分溶解，优选在该温度范围保持30分以上，另外，为了抑制过度的氧化皮损失，保持时间优选设定为10小时以下，进一步优选设定为5小时以下。

对加热后的板坯实施粗轧。在该粗轧工序中，将粗轧后的粗轧板的厚度控制为大于35mm且45mm以下。粗轧板的厚度会对精轧工序中的从轧制开始时到轧制完成时为止产生的从轧制板的前端到尾端为止的温度降低量带来影响。另外，若粗轧板的厚度为35mm以下或超过45mm，则在下一工序即精轧中向钢板导入的应变量会变化，在精轧中形成的加工组织会变化。结果，再结晶动作会变化，难以获得期望的织构。尤其是，在钢板表面区域难以获得上述的织构。

对粗轧板实施精轧。在该精轧工序中，实施多级精轧。精轧的开始温度为1000℃以上1150℃以下，精轧的开始前的钢板的厚度(粗轧板的厚度)为大于35mm且45mm以下。另外，多级精轧的最终级之前的1级轧制中轧制温度为960℃以上1020℃以下，压下率为大于11％且23％以下。另外，多级精轧的最终级中轧制温度为930℃以上995℃以下，压下率为大于11％且22％以下。另外，控制最终2级的压下时的各条件，通过以下的式1计算的织构形成参数ω满足110以下。进一步，多级精轧的最终3级的总压下率为35％以上。以上述条件实施精轧。

[数式1]

[数式2]

[数式3]

[数式4]

[数式5]

[数式6]

[数式7]

[数式8]

在此，

PE：析出物形成元素带来的再结晶抑制效应的换算值(单位：质量％)

Ti：钢中含有的Ti的浓度(单位：质量％)

Nb：钢中含有的Nb的浓度(单位：质量％)

F₁ ^＊：最终级之前1级的换算压下率(单位：％)

F₂ ^＊：最终级的换算轧制压下率(单位：％)

F₁：最终级之前1级的压下率(单位：％)

F₂：最终级的压下率(单位：％)

Sr₁：最终级之前1级的轧制形状比(无单位)

Sr₂：最终级中的轧制形状比(无单位)

D₁：最终级之前1级的辊径(单位：mm)

D₂：最终级的辊径(单位：mm)

t₁：最终级之前1级的轧制开始时的板厚(单位：mm)

t₂：最终级的轧制开始时的板厚(单位：mm)

t_f：精轧后的板厚(单位：mm)

FT₁ ^＊：最终级之前1级的换算轧制温度(单位：℃)

FT₂ ^＊：最终级的换算轧制温度(单位：℃)

FT₁：最终级之前1级的轧制温度(单位：℃)

FT₂：最终级的轧制温度(单位：℃)

其中，在式1～式8中，如F₁、F₂那样变量上标记的数字的1及2，关于多级精轧中的最终2级的轧制，与最终级之前1级的轧制相关的变量标记1，与最终级的轧制相关的变量标记2。例如，在由总计7级的轧制构成的多级精轧中，F₁表示从轧制入口侧起数第6级的轧制的压下率，F₂表示第7级的轧制的压下率。

关于析出物形成元素带来的再结晶抑制效应的换算值PE，钉扎及溶质拖曳的效应在Ti+1.3Nb的值为0.02以上使会显现，因此，在式2中满足Ti+1.3Nb＜0.02的情况下，采用PE＝0.01，在满足Ti+1.3Nb≧0.02的情况下，采用PE＝Ti+1.3Nb-0.01。

关于最终级之前1级的换算压下率F₁ ^＊，最终级之前1级的压下率F₁对织构带来的影响在F₁的值为12以上时会显现，因此，在式3中满足F₁＜12的情况下，采用F₁ ^＊＝1.0，在满足F₁≧12的情况下，采用F₁ ^＊＝F₁-11。

关于最终级的换算轧制压下率F₂ ^＊，最终级的压下率F₂对织构带来的影响在F₂的值为11.1以上时会显现，因此，在式4中满足F₂＜11.1的情况下，采用F₂ ^＊＝0.1，在满足F₂≧11.1的情况下，采用F₂ ^＊＝F₂-11。

式1示出最终级的轧制温度FT₂为930℃以上的精轧中的优选的制造条件，在FT₂小于930℃的情况下，织构形成参数ω的值没有意义。即，FT₂为930℃以上、且为110以下。

(精轧的开始温度为1000℃以上1150℃以下)

若精轧的开始温度小于1000℃，则利用除最终2级之外的前级中的轧制加工出来的组织不会充分产生再结晶，钢板表面区域的织构发达，无法将表面区域的织构控制在上述范围。因此，精轧的开始温度设定为1000℃以上。精轧的开始温度优选为1050℃以上。另一方面，若精轧的开始温度超过1150℃，则奥氏体晶粒过度地粗大化，使韧性劣化，因此，将精轧的开始温度设定为1150℃以下。

(控制多级精轧中的最终2级的压下时的各条件，以由式1计算的ω达到110以下的条件实施精轧)

在本实施方式的热轧钢板的制造中，多级精轧中的最终2级的热轧条件是重要的。

由式1定义的ω的计算所使用的最终2级的轧制时的压下率F₁及F₂是用百分率表示将各级中的轧制前后的板厚之差除以轧制前的板厚而得到的值的数值。轧辊的直径D₁及D₂是在室温下测定的，不必考虑热轧中的扁平。另外，轧制入口侧的板厚t₁和t₂、以及精轧后的板厚t_f既可以使用放射线等当场测定，也可以根据轧制载荷并考虑变形阻力等通过计算来求出。此外，精轧后的板厚t_f也可以设定为热轧完成后的钢板的最终板厚。轧制开始温度FT₁及FT₂可以使用利用精轧机架间的放射温度计等温度计测定的值。

织构形成参数ω是将精轧的最终2级中导入到钢板整体中的轧制应变、导入到钢板表面区域中的剪切应变、以及轧制后的再结晶速度考虑在内的指标，表示织构的形成容易性。若在织构形成参数ω超过110的条件下进行最终2级的精轧，则在表面区域由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度和{110}＜001＞的结晶方位的极密度会发达，无法将表面区域的织构控制在上述范围。因此，在精轧工序中，织构形成参数ω控制为110以下。

另外，在将织构形成参数ω设定为98以下的情况下，导入到钢板表面区域的剪切应变量会降低，并且，从板厚1/8到板厚3/8为止的范围的内部区域中的再结晶动作会得到促进，因此，除了钢板表面区域的织构之外，还在钢板内部区域中，{332}＜113＞的结晶方位与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和成为7.0以下，变得更难以产生弯曲内裂纹。因此，在精轧工序中，优选将织构形成参数ω设定为98以下。

(最终级之前1级的轧制温度FT₁为960℃以上1020℃以下)

若最终级之前1级的轧制温度FT₁低于960℃，则通过轧制加工出来的组织不会充分产生再结晶，无法将表面区域的织构控制在上述范围。因此，轧制温度FT₁设定为960℃以上。另一方面，若轧制温度FT₁超过1020℃，则奥氏体晶粒的粗大化等原因会导致加工组织的形成状态、再结晶动作会变化，因此，无法将表面区域的织构控制在上述范围。因此，轧制温度FT₁设定为1020℃以下。

(最终级之前1级的压下率F₁为大于11％且23％以下)

若最终级之前1级的压下率F₁为11％以下，则通过轧制向钢板导入的应变量变得不充分而不会充分产生再结晶，无法将表面区域的织构控制在上述范围。因此，压下率F₁设定为大于11％。另一方面，若压下率F₁超过23％，则结晶中的晶格缺陷变得过剩而再结晶动作会变化，因此，无法将表面区域的织构控制在上述范围。因此，压下率F₁设定为23％以下。

此外，压下率F₁如以下这样计算。

F₁＝(t₁-t₂)/t₁×100

(最终级的轧制温度FT₂为930℃以上995℃以下)

若最终级的轧制温度FT₂小于930℃，则奥氏体的再结晶速度会显著降低，在表面区域无法使由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和在6.0以下。因此，轧制温度FT₂设定为930℃以上。另一方面，若轧制温度FT₂超过995℃，则加工组织的形成状态、再结晶动作会变化，因此，无法将表面区域的织构控制在上述范围。因此，轧制温度FT₂设定为995℃以下。

(最终级的压下率F₂为大于11％且22％以下)

若最终级的压下率F₂为11％以下，则通过轧制向钢板导入的应变量变得不充分而不会充分产生再结晶，无法将表面区域的织构控制在上述范围。因此，压下率F₂设定为大于11％。另一方面，若压下率F₂超过22％，则结晶中的晶格缺陷变得过剩而再结晶动作会变化，因此，无法将表面区域的织构控制在上述范围。因此，压下率F₂设定为22％以下。

此外，压下率F₂如以下这样计算。

F₂＝(t₂-t_f)/t₂×100

(最终3级的总压下率Ft为35％以上)

为了促进奥氏体的再结晶，最终3级的总压下率Ft优选较大。若最终3级的总压下率Ft小于35％，则奥氏体的再结晶速度会显著降低，在表面区域无法使由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和在6.0以下。另一方面，总压下率Ft的上限没有特别限定，但是，为了优选地控制再结晶动作，优选为43％以下。

此外，最终3级的总压下率Ft如以下这样计算。

Ft＝(t₀-t_f)/t₀×100

在此，t₀为比最终级靠前2级的轧制开始时的板厚(单位：mm)。

在精轧工序中，同时且不可分地控制上述的各条件。上述的各条件并非仅满足某一个条件即可，而是在同时满足上述的各条件的全部时，能够将表面区域的织构控制在上述范围。

对精轧后的热轧钢板，进行冷却并卷取。在本实施方式的热轧钢板中，并非控制基体组织(钢组织的构成相)，而是通过控制织构来达成优异的弯曲加工性。因此，在冷却工序及卷取工序中，不特别限定制造条件。因此，多级精轧后的冷却工序、及卷取工序可以通过通常方法来进行。

此外，精轧中的钢板的构成相中奥氏体为主体，通过上述的精轧来控制奥氏体的织构。该奥氏体等的高温稳定相在精轧后的冷却及卷取时会向贝氏体等低温稳定相发生相变。由于该相变，结晶方位会变化，有时冷却后的钢板的织构会变化。不过，关于本实施方式的热轧钢板，在表面区域中控制的上述的结晶方位不会因精轧后的冷却及卷取而受到大的影响。即，如果在精轧时作为奥氏体来控制织构，则即使在之后的冷却及卷取时向贝氏体等低温稳定相进行相变，该低温稳定相也在表面区域中满足上述的织构的规定。对于板厚中心区域的织构也同样。

另外，对于本实施方式的热轧钢板，在冷却后，也可以根据需要而实施酸洗。即使进行该酸洗处理，表面区域的织构也不会变化。酸洗处理例如可以在3～10％浓度的盐酸中以85℃～98℃的温度进行20秒～100秒。

另外，对于本实施方式的热轧钢板，在冷却后，也可以根据需要而实施平整轧制。该平整轧制设定为表面区域的织构不会变化的程度的压下率即可。平整轧制具有防止在加工成形时发生的拉伸应变、形状矫正的效果。

[实施例1]

接着，通过实施例更具体详细地说明本发明的一实施方式的效果，但是，实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性及效果而采用的一个条件例，本发明不限制于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨地达成本发明的目的，就可以采用各种条件。

铸造具有预定的化学成分的钢，在铸造后，直接或者一度冷却到室温后进行再加热，加热到1200℃～1300℃的温度范围，然后，以1100℃以上的温度对板坯进行粗轧到目标的粗轧板板厚为止，制作了粗轧板。对粗轧板实施了由全部7级构成的多级精轧。将精轧后的钢板冷却并卷取而制作了热轧钢板。将精轧后的钢板冷却并卷取而制作了热轧钢板。

在表1及表2中示出热轧钢板的化学成分。此外，关于化学成分，在表中标记“＜”的值表示为测定装置的检测极限以下的值，表示这些元素不是有意地向钢中添加。

另外，在精轧工序中，从表3～表6记载的温度开始精轧，从轧制开始，除了最终3级的轧制，利用合计4级的轧制，轧制到表3～表6中记载的比最终级靠前2级的轧制开始时的板厚t₀为止。然后，以表7～表10中记载的总压下率Ft实施了最终3级的轧制。除此之外，以表3～表10中记载的各条件实施了最终2级的轧制。在精轧完成后，用以下所示的各冷却方式进行冷却及卷取，作为表3～表6所示的板厚t_f的热轧钢板。此外，热轧完成后的钢板的最终板厚作为精轧后的板厚t_f。

(冷却方式B：贝氏体方式)

在本方式中，在精轧完成后，以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却到卷取温度450℃～550℃后，卷取成卷状。

(冷却方式F+B：铁素体-贝氏体方式)

在本方式中，在精轧完成后，以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却到600～750℃的冷却停止温度范围内，在冷却停止温度范围内停止冷却并保持2～4秒后，进一步以20℃/秒以上的平均冷却速度在550℃以下的卷取温度卷取成卷状。此外，冷却停止温度、保持时间参考以下的Ar3温度而设定。

Ar3(℃)＝870-390C+24Si-70Mn-50Ni-5Cr-20Cu+80Mo

(冷却方式Ms：马氏体方式)

在本方式中，在精轧完成后，以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却到100℃以下的卷取温度后，卷取成卷状。

此外，在试样No.1～No.128中，在1200℃～1100℃的范围中进行合计压下率40％以上的粗轧，并以多级精轧的除最终2级以外的5级的合计的压下率为50％以上的方式进行了精轧。其中，合计的压下率是分别基于粗轧的开始、精轧的开始时的板厚、以及粗轧的完成、精轧第5级的完成时的板厚进行计算并以百分率表示的数值。

关于制作出的热轧钢板，在表1及表2中示出各化学成分，在表3～表10中示出各制造条件，在表11～表14中示出各制造结果。此外，在表7～表10中的“冷却-卷取方式”中，“B”表示贝氏体方式，“F+B”表示铁素体-贝氏体方式，“Ms”表示马氏体方式。另外，在表11～表14中的“织构”中，“极密度之和A”表示由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和，“极密度之和B”表示{332}＜113＞的结晶方位的极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和。另外，表中使用的各记号与在上文中说明的记号对应。

对于拉伸强度，使用从热轧钢板的宽度方向1/4的位置以与轧制方向垂直的方向(C方向)成为长边方向的方式取样的JIS5号试验片，遵照JISZ2241(2011)的规定实施拉伸试验，求出了拉伸最大强度TS、对接伸长率(总伸长率)EL。

对于弯曲试验，使用从热轧钢板的宽度方向1/2位置以100mm×30mm的短条形状切出的试验片，遵照JISZ2248(2014)(V形块90°弯曲试验)，实施了弯曲棱线与轧制方向(L方向)平行的弯曲(L轴弯曲)、及弯曲棱线平行于与轧制方向垂直的方向(C方向)的弯曲(C轴弯曲)这两者的弯曲试验，求出了不会发生龟裂的最小弯曲半径。其中，龟裂的有无如以下这样判断：对于将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的截面，在镜面研磨后，用光学显微镜观察试验片的弯曲内侧的龟裂，在观察到的龟裂长度超过30μm的情况下，判断为有龟裂。此外，将L轴弯曲的最小内弯曲半径及C轴弯曲的最小内弯曲半径取平均后的值除以板厚而得到的值设定为极限弯曲R/t，并作为弯曲性的指标值。

表1～表14中带下划线的数值表示处于本发明的范围外。

在表1～表14中，记为“本发明例”的试样No.是满足所有本发明的条件的钢板。

在本发明例中，满足钢组分，在表面区域中由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为0.5以上6.0以下，具有780MPa以上的拉伸强度。因此，极限弯曲R/t为2.2以下，获得了抑制弯曲内裂纹发生的弯曲加工性优异的热轧钢板。

另一方面，在表1～表14中，记为“比较例”的试样No.是不满足钢组分、表面区域的织构、或拉伸强度中的至少一者的钢板。

试样No.5中，因为Mn含量在控制范围外，所以拉伸强度不充分。

试样No.8中，因为Mn含量在控制范围外，所以弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.9中，因为C含量在控制范围外，所以拉伸强度不充分。

试样No.15中，因为Ti含量及织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.19中，因为Nb含量及织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.30中，因为精轧条件FT₁及FT₂在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.32中，因为精轧条件FT₁及FT₂在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.34中，因为织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.48中，因为Ti含量及织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.51中，因为Nb含量及织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.55中，因为精轧条件FT₁及织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.58中，因为精轧条件FT₁及织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.63中，因为精轧条件F₁及织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.66中，因为织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.71中，因为织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.74中，因为精轧条件F₁及织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.79中，因为织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.82中，因为织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.87中，因为织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.95中，因为精轧条件F₁及织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.98中，因为精轧条件F₂及织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.103中，因为精轧的开始温度及精轧条件F₁在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.111中，因为精轧条件Ft在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.113中，因为粗轧板的厚度在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.116中，因为粗轧板的厚度在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.117中，因为精轧条件FT₁在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.118中，因为精轧条件FT₂在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.119中，因为精轧条件FT₂在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.120中，因为精轧条件F₁在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.121中，因为精轧条件F₂及织构形成参数ω在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.122中，因为精轧条件F₂在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.123中，因为精轧的开始温度在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.124中，因为Si含量、粗轧板的厚度、精轧的开始温度、及精轧条件F₁在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.125中，因为精轧条件F₁及F₂在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.126中，因为精轧条件FT₁及FT₂在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

试样No.127中，因为粗轧板的厚度、精轧的开始温度、精轧条件F₁、及F₂在控制范围外，所以不满足织构，弯曲内裂纹抑制不充分。

此外，在最终级的轧制温度FT₂小于930℃的实施例中，因为织构形成参数ω的值没有意义，所以在表中ω等为空栏。

[表1]

表1

[表2]

表2

[表3]

表3

[表4]

表4

[表5]

表5

[表6]

表6

[表7]

表7

[表8]

表8

[表9]

表9

[表10]

表10

[表11]

表11

[表12]

表12

[表13]

表13

[表14]

表14

[工业实用性]

根据本发明的上述实施方式，能够获得具有780MPa以上的拉伸强度(拉伸最大强度)、并能够抑制弯曲内裂纹发生的弯曲加工性优异的热轧钢板。因此，工业实用性较高。

Claims

1.一种热轧钢板，其特征在于，

作为化学成分，以质量％计含有：

C：0.030％以上0.400％以下、

Si：0.050％以上2.5％以下、

Mn：1.00％以上4.00％以下、

sol.Al：0.001％以上2.0％以下、

Ti：0％以上0.20％以下、

Nb：0％以上0.20％以下、

B：0％以上0.010％以下、

V：0％以上1.0％以下、

Cr：0％以上1.0％以下、

Mo：0％以上1.0％以下、

Cu：0％以上1.0％以下、

Co：0％以上1.0％以下、

W：0％以上1.0％以下、

Ni：0％以上1.0％以下、

Ca：0％以上0.01％以下、

Mg：0％以上0.01％以下、

REM：0％以上0.01％以下、

Zr：0％以上0.01％以下，

并限制为

P：0.020％以下、

S：0.020％以下、

N：0.010％以下，

剩余部分由铁及杂质构成，

在从钢板表面到板厚1/10为止的范围的表面区域中，由{211}＜111＞～{111}＜112＞构成的方位群的平均极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为0.5以上6.0以下，

拉伸强度为780MPa以上1370MPa以下。

2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，

在以所述钢板表面为基准从板厚1/8到板厚3/8为止的范围的内部区域中，{332}＜113＞的结晶方位的极密度与{110}＜001＞的结晶方位的极密度之和为1.0以上7.0以下。

3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，

作为所述化学成分，以质量％计含有

Ti：0.001％以上0.20％以下、

Nb：0.001％以上0.20％以下、

B：0.001％以上0.010％以下、

V：0.005％以上1.0％以下、

Cr：0.005％以上1.0％以下、

Mo：0.005％以上1.0％以下、

Cu：0.005％以上1.0％以下、

Co：0.005％以上1.0％以下、

W：0.005％以上1.0％以下、

Ni：0.005％以上1.0％以下、

Ca：0.0003％以上0.01％以下、

Mg：0.0003％以上0.01％以下、

REM：0.0003％以上0.01％以下、

Zr：0.0003％以上0.01％以下中的至少1种。