热轧钢板的制作方法

本发明涉及弯曲加工性优异且弯曲加工性的各向异性较小的高强度热轧钢板。

本申请基于2018年11月28日于日本申请的特愿2018-222296号来主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术：

要求兼顾提高汽车的燃料经济性与确保碰撞安全性，汽车用钢板的高强度化得到了推进，在汽车车体上，高强度钢板被大量使用起来。

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。

但是，虽然在专利文献1的技术中，能够实现优异的弯曲加工性，但需要将组织控制为铁素体单相组织，因此无法实现780mpa以上的高强度。

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。

但是，近年来，为了高强度化，很多情况下含有nb或ti等元素，或是以较低的温度来进行精轧，因此，热轧钢板的弯曲加工性的各向异性较大，成形前的坯料获取的方向受到限定这样的问题正在显著化。

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、特定的晶体取向群的各取向的极密度，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：journalofthejapansocietyfortechnologyofplasticity，vol.36(1995)，no.416，p.973

技术实现要素：

发明要解决的技术问题

如上所述，现在需要在提高钢板强度的基础上进一步改善弯曲加工性、其各向异性，但在上述专利文献1～专利文献4的技术中，不能说强度、弯曲加工性、其各向异性的提高是充分的。本发明想要解决的问题是提供一种弯曲加工性优异，且弯曲加工性的各向异性较小的高强度热轧钢板。

另外，上述的所谓弯曲加工性，是指表示即使在弯曲半径r较小的弯曲加工中，也难以从弯曲的外侧产生龟裂的指标，或表示该龟裂难以生长的指标。

用于解决技术问题的技术手段

本发明的主旨如下所述。

(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为止的范围即表面区域中，由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的平均极密度为0.5以上3.0以下，且所述取向组的极密度的标准偏差为0.2以上2.0以下，拉伸强度为780mpa以上1370mpa以下。

(2)也可以是，在上述(1)所述的热轧钢板中，以上述钢板表面为基准，在从板厚3/8到板厚5/8为止的范围的中心区域中，{334}＜263＞的晶体取向的极密度为1.0以上7.0以下。

(3)也可以是，在上述(1)或(2)所述的热轧钢板中，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，能够得到具有780mpa以上的拉伸强度(拉伸最大强度)，弯曲加工性优异，且弯曲加工性的各向异性较小的热轧钢板。

附图说明

图1是热轧钢板的示意图，是表示弯曲试验的试验片的提取方向和弯曲试验的弯曲方向的图。

图2是表示截面的晶体取向分布函数(odf)中，由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的图。

图3是表示截面的晶体取向分布函数(odf)中，{334}＜263＞的晶体取向的图。

具体实施方式

以下，针对本发明的一个实施方式的热轧钢板详细进行说明。但是，本发明并不仅限于本实施方式中公开的构成，能够在不脱离本发明的主旨的范围内进行各种变更。此外，对于下述数值限定范围，下限值及上限值被包含在该范围中。关于表示为“超过”或“小于”的数值，其值不被包含在数值范围中。与各元素的含量有关的“％”意味着“质量％”。

首先，对想到本实施方式的热轧钢板的经过进行说明。

本发明人们针对弯曲加工性的各向异性出现的主要因素，专心进行研究，发现了：弯曲各向异性起因于热轧钢板的织构；以及如图1所示，在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)之间，弯曲各向异性最大。

此外，以往，一般认为：l轴弯曲时的弯曲加工性与c轴弯曲时的弯曲加工性相比，因沿轧制方向延伸的mns等夹杂物而较差，但是，在起因于钢板的织构的弯曲加工性的各向异性出现的情况下，与以往的认识相反，发现会存在c轴弯曲时的弯曲加工性与l轴弯曲时的弯曲加工性相比较差的情况。

进而，明确了：与板厚中心区域的织构的影响相比，弯曲变形最为严重的钢板表面区域的织构对弯曲加工性的各向异性的影响更强，因此，若不进行钢板表面区域的织构控制，则无法充分改善l轴弯曲与c轴弯曲之间的各向异性。

在上述专利文献2及专利文献3所记载的技术中，通过组织控制得到了优异的弯曲加工性，但存在如下这样的问题：虽然完全未进行织构的控制，l轴弯曲时的弯曲加工性改善，但在c轴弯曲时，难以稳定地确保优异的弯曲加工性。

此外，在专利文献4所示的技术中，对板厚中心区域中的织构进行了控制，但是，针对钢板表面区域的织构，未进行任何控制，因此，针对试验片长边沿着c方向的c方向弯曲(即l轴弯曲)和45°方向的弯曲，得到了优异的弯曲加工性，但存在如下这样的问题：针对c轴弯曲，得不到优异的弯曲加工性。

本发明人们进行了专心研究，结果发现：弯曲变形最严重的钢板表面区域的织构会影响到弯曲变形时龟裂的形成。进而发现了：板厚中心区域的织构会影响到在表面区域中产生的龟裂的传播。

本发明人们基于上述认识而发现了：能够通过在热轧的精轧中，对形成于钢板表面区域的织构进行控制，并抑制l方向与c方向之间的各向异性，从而实现在l轴弯曲与c轴弯曲这两者上具备优异的弯曲加工性的高强度热轧钢板。此外发现了：如果在控制了钢板表面区域的织构的基础上，也对板厚中心区域的织构进行控制，则能够进一步改善弯曲加工性及其各向异性。

具体而言，将钢组分控制于适当的范围，并对热轧时的板厚和温度进行控制，此外，在以往未被积极地控制的热轧的精轧时的最终2级的轧制中，对板厚、辊形状比、压下率、温度进行控制，从而控制钢板表面区域的加工组织。结果发现了：因为再结晶被控制，钢板表面区域的织构被合理化，所以会在l轴弯曲与c轴弯曲这两者上实现优异的弯曲加工性。

此外，发现了：除了上述钢板表面区域的织构的合理化以外，还通过良好地控制热轧的精轧条件来控制板厚中心区域的加工组织，结果，如果使板厚中心区域的织构合理化，则l轴弯曲与c轴弯曲这两者的弯曲加工性会更良好地提高。

本实施方式的热轧钢板中作为化学成分，以质量％计，包含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、以及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。此外，在本实施方式的热轧钢板中，在从钢板表面起到板厚1/10为止的范围的表面区域内，由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的平均极密度为0.5以上3.0以下，且上述取向组的极密度的标准偏差为0.2以上2.0以下。此外，在本实施方式的热轧钢板中，拉伸强度为780mpa以上1370mpa以下。

此外，优选的是，在本实施方式的热轧钢板中，以钢板表面为基准，在板厚3/8～板厚5/8的范围的中心区域中，{334}＜263＞的晶体取向的极密度为1.0以上7.0以下。

此外，也可以是，本实施方式的热轧钢板中，作为化学成分，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、以及zr：0.0003％以上0.01％以下中的至少1种。

1.化学成分

首先，针对钢组分及其限定理由进行说明。本实施方式的热轧钢板中作为化学成分，包含基本元素，并根据需要包含选择性元素，剩余部分由铁及杂质构成。

在本实施方式的热轧钢板的化学成分中，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，所以有时也有意地含有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)为作为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，有助于提高强度的元素。因此，也可以使其含有ti。当过剩地添加ti时，会抑制热轧时的再结晶，特定的晶体取向的织构会发达。因此，在l轴弯曲与c轴弯曲中的至少一者中，将具有复杂形状的底盘构件的加工所需的、最小弯曲半径除以板厚得到的值即rm/t不会成为2.0以下。因此，将ti含量设为0.20％以下。ti含量优选为0.18％以下，更优选的是，为0.15％以下。为了良好地得到上述效果，ti含量可以为0.001％以上。ti含量优选为0.02％以上。

(nb：0％以上0.20％以下)

nb(铌)与ti同样，为作为nbc而析出，可提高强度，并且会显著地抑制奥氏体的再结晶的元素。因此，也可以使其含有nb。当nb超过0.20％时，在热轧中会抑制奥氏体的再结晶，织构会发达，因而在l轴弯曲与c轴弯曲中的至少一者中，将最小弯曲半径除以板厚得到的值即rm/t不会成为2.0以下。因此，将nb含量设为0.20％以下。nb含量优选为0.15％以下，更优选的是，为0.10％以下。为了良好地得到上述效果，nb含量可以为0.001％以上。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(inductivelycoupledplasma-atomicemissionspectrometry：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

接着，针对本实施方式的热轧钢板的织构进行说明。

本实施方式的热轧钢板具有如下这样的织构：在从钢板表面起到板厚1/10为止的范围的表面区域中，由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的平均极密度为0.5以上3.0以下，且该取向组的极密度的标准偏差为0.2以上2.0以下。

(从钢板表面起到板厚1/10为止的范围的表面区域)

在使钢板弯曲变形时，以板厚中心为界，越向表面而应变越大，在最表面上，应变最大。因此，在钢板表面会生成弯曲龟裂。有助于这种龟裂生成的是从钢板表面起到板厚1/10为止的范围的表面区域的组织，因此对表面区域的织构进行控制。

(在表面区域中，由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的平均极密度为0.5以上3.0以下，且该取向组的极密度的标准偏差为0.2以上2.0以下)

当从钢板表面起到板厚1/10为止的范围的表面区域中的、由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的平均极密度超过3.0超时，发生变形的局部化的区域会増加，成为发生弯曲开裂的主要原因，因此在l轴弯曲与c轴弯曲中的至少一者中，不满足将最小弯曲半径除以板厚得到的值即rm/t为2.0以下。因此，将由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的平均极密度设为3.0以下。该取向组的平均极密度优选为2.5以下，更优选的是，为2.0以下。

上述由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的平均极密度越小越好，但在拉伸强度为780mpa以上的高强度热轧钢板中，难以将该值设为小于0.5，因此实质上的下限为0.5。

当从钢板表面起到板厚1/10为止的范围的表面区域中的、由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的分布不均匀时，弯曲加工性的各向异性会变大。当由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的各取向的极密度的标准偏差超过2.0时，l轴弯曲与c轴弯曲的各向异性会变大，在l轴弯曲与c轴弯曲的至少一方中，不满足将最小弯曲半径除以板厚得到的值即rm/t为2.0以下。因此，将由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的极密度的标准偏差设为2.0以下。该取向组的极密度的标准偏差优选设为1.5以下，更优选的是，设为1.0以下。

上述由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的极密度的标准偏差越小越好，但在拉伸强度为780mpa以上的高强度热轧钢板中，难以设为小于0.2，因此实质上的下限为0.2。

本实施方式的热轧钢板优选具有如下织构：以钢板表面为基准，在板厚3/8～板厚5/8的范围的中心区域中，{334}＜263＞的晶体取向的极密度为1.0以上7.0以下。

(以钢板表面为基准，板厚3/8～板厚5/8的范围的中心区域)

当使钢板弯曲变形而在表面区域中生成弯曲龟裂时，该弯曲龟裂有时会向板厚中心区域传播。因为这样的弯曲龟裂的发展中，主要是以钢板表面为基准，板厚3/8～板厚5/8的范围的中心区域做出贡献，所以优选对该区域的织构进行控制。

(在中心区域中，{334}＜263＞的晶体取向的极密度为1.0以上7.0以下)

通过在板厚3/8～板厚5/8的范围的中心区域中，将{334}＜263＞的晶体取向的极密度控制在7.0以下，从而在l方向及c方向上一起良好地得到优异的弯曲加工性。例如，如果在表面区域中，由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的平均极密度为0.5以上3.0以下，且该取向组的极密度的标准偏差为0.2以上2.0以下，且在中心区域中，{334}＜263＞的晶体取向的极密度为7.0以下，则在l方向与c方向这两者中，满足将最小弯曲半径除以板厚得到的值即rm/t为1.5以下。因此，优选将{334}＜263＞的晶体取向的极密度设为7.0以下。关于该晶体取向的极密度，更优选的是6.0以下，进一步优选的是5.0以下。

上述{334}＜263＞的晶体取向的极密度越小越好，但因为在拉伸强度780mpa以上的高强度热轧钢板中，难以控制为小于1.0，所以实质上的下限为1.0。

极密度能够通过ebsp(electronbackscatterdiffractionpattern：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，针对从钢板表面起到板厚1/10为止的范围，并根据需要，针对板厚3/8～板厚5/8的范围，将测定间隔设为4μm，并以测定面积为150000μm²以上的方式进行ebsp法的分析。

在图2中，示出了截面的晶体取向分布函数(odf)、以及由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组。所谓由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组，是指对织构分析进行bunge显示，在截面的晶体取向分布函数(odf)中，{110}＜110＞的晶体取向的晶体取向(φ＝90.0°，)的的范围。但是，因为存在因试验片加工或试样的设置导致的测定误差，所以在本实施方式的热轧钢板中，在图2中所示的阴影部(φ＝80～90°，的范围内)算出由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的平均极密度和标准偏差。

另外，在由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组中，包含{110}＜110＞、{110}＜111＞、{110}＜223＞、{110}＜112＞、以及{110}＜001＞的晶体取向。

在此，轧制板的晶体取向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取向以[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}。

{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组为根据的值来使变形阻力值大幅变化的取向，例如，当的角度为0°～45°时，使其向l方向变形时的变形阻力会变大，当的角度为45°～90°时，使其向c方向变形时的变形阻力会变大。因此，在该取向组发达的织构中，在使其在l方向或c方向变形时，在变形阻力较大的取向的结晶与变形阻力较小的取向的结晶之间，会发生因变形量的不同导致的变形的局部化，从而成为发生龟裂的起点。

在图3中，示出了截面的晶体取向分布函数(odf)和{334}＜263＞的晶体取向。所谓{334}＜263＞的晶体取向，是指对织构分析进行bunge显示，在截面的晶体取向分布函数(odf)中，(φ＝46.7°，)。但是，因为存在因试验片加工或试样的设置导致的测定误差，所以在本实施方式的热轧钢板中，作为{334}＜263＞的晶体取向的极密度，算出图3中示出的阴影部(φ＝40～50°，的范围内)中的平均强度。

关于{334}＜263＞的晶体取向，因为对于l方向和c方向，变形阻力均较大，所以由于该晶体取向发达，因而会发生因与其他晶体取向的变形阻力的差异导致的变形的局部化，由于这些变形集中位置会助长龟裂的传播，因而会使弯曲性劣化。

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。

但是，也可以是，本实施方式的热轧钢板中，作为钢组织的构成相，含有铁素体、贝氏体、初生马氏体、回火马氏体、珠光体、残留奥氏体、碳氮化物等化合物等。

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jisz2241(2011)来进行。

关于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，从而在沿着轧制方向(l方向)及轧制方向的垂直方向(c方向)的弯曲试验中，将最小弯曲半径除以板厚得到的值(最小弯曲半径÷板厚)即rm/t均为2.0以下。

另外，rm为最小弯曲半径，t为热轧钢板的板厚。弯曲试验例如可以从热轧钢板的宽度方向1/2位置切出长条形状的试验片，并针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，遵照jisz2248(2014)(v形块90°弯曲试验)来进行。对在弯曲外侧是否发生了龟裂进行调查，从而求得不发生龟裂的最小弯曲半径rm。

5.制造方法

接着，针对本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法进行说明。

另外，制造本实施方式的热轧钢板的方法不被限定于下述方法。下述制造方法为用于制造本实施方式的热轧钢板的一例。

为了针对l方向及c方向这两个方向，都得到优异的弯曲加工性，重要的是：通过对承受最严重的弯曲变形的钢板表面区域的织构进行控制，从而在l方向及c方向弯曲变形时，都会抑制弯曲龟裂的产生。进而，优选通过降低板厚中心区域的预定取向的极密度来不使在钢板表面区域产生的微小的龟裂进展到内部。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，进行多级精轧。精轧的开始温度为1000℃以上1150℃以下，精轧开始前的钢板的厚度(粗轧板的厚度)超过35mm且为45mm以下。此外，多级精轧的最终级的前1级的轧制中，轧制温度为960℃以上1015℃以下，压下率超过11％且为23％以下。此外，多级精轧的最终级中，轧制温度为930℃以上995℃以下，压下率超过11％且为21％以下。此外，对最终2级的压下时的各条件进行控制，满足通过下述式1计算出的织构形成参数ω为100以下。以上述条件实施精轧。

【式1】

【式2】

【式3】

【式4】

【式5】

【式6】

【式7】

【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)

tf：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ω为100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100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tf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tf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为考虑了在精轧的最终2级中被导入到整个钢板全体的轧制应变、被导入到钢板表面区域的剪切应变、以及轧制后的再结晶速度的指标，意味着织构的形成容易度。当在织构形成参数ω超过100的条件下进行最终2级的精轧时，在表面区域中，由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组发达，无法将表面区域的织构控制在上述范围中。或者，在表面区域中，上述取向组所包含的晶体取向的极密度的分布会变得不均等，无法将上述取向组的极密度的标准偏差控制在上述范围中。因此，在精轧工序中，将织构形成参数ω控制在100以下。

此外，在将织构形成参数ω设为60以下的情况下，被导入到钢板表面区域的剪切应变量会降低，并且板厚中心区域中的再结晶行为会得到促进，因此除了钢板表面区域的织构以外，在板厚中心区域中，{334}＜263＞的晶体取向的极密度会成为7.0以下，弯曲加工性的各向异性会变小。因此，在精轧工序中，优选将织构形成参数ω设为60以下。

(最终级之前1级的轧制温度ft1为960℃以上1015℃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1015℃，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1015℃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)

当最终级的轧制温度ft2小于930℃时，奥氏体的再结晶速度会显著降低，在表面区域中，无法抑制由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的发达，无法将表面区域的织构控制在上述范围中。因此，将轧制温度ft2设为930℃以上。另一方面，当轧制温度ft2超过995℃时，加工组织的形成状态或再结晶行为会发生变化，因此无法将表面区域的织构控制在上述范围中。因此，将轧制温度ft2设为995℃以下。

(最终级的压下率f2为大于11％且21％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21％，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21％以下。

此外，压下率f2如以下这样计算。

f2＝(t2-tf)/t2×100

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在l轴弯曲和c轴弯曲这两者中优异的弯曲加工性。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，晶体取向会变化，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晶体取向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。

在表1及表2中，示出热轧钢板的化学成分。另外，关于化学成分，在表中附注“＜”的值表示为测定装置的检测极限以下的值，表示这些元素未有意图地添加在钢中。

此外，在精轧工序中，从表3～表6所述的温度开始精轧，从轧制开始起，除了最终2级的轧制以外，通过计5级的轧制来轧制到表3～表6所记载的最终级的前1级的轧制开始时的板厚t1为止。然后，以表3～表10所述的各条件来实施最终2级的轧制。在精轧完成后，用以下所示的各冷却模式来进行冷却及卷取，制成表3～表6所示的板厚tf的热轧钢板。另外，将热轧完成后的钢板的最终板厚设为精轧后的板厚tf。

(冷却模式b：贝氏体模式)

在本模式中，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。

(冷却模式f+b：铁素体-贝氏体模式)

在本模式中，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

(冷却模式ms：马氏体模式)

在本模式中，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.142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％以上的模式进行了精轧。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-卷取模式”中，“b”表示贝氏体模式，“f+b”表示铁素体-贝氏体模式，“ms”表示马氏体模式。此外，在表11～表14中的“织构”中，“a取向组”表示由{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组，“b取向”表示{334}＜263＞晶体取向。此外，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，以光学显微镜观察试验片的弯曲外侧的龟裂，在被观察到的龟裂长度超过50μm的情况下，判断为有龟裂。

在表1～表14中标注下划线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.为全部满足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{110}＜110＞～{110}＜001＞构成的取向组的平均极密度为0.5以上3.0以下，且该取向组的极密度的标准偏差为0.2以上2.0以下，并具有780mpa以上的拉伸强度。因此，在l轴弯曲与c轴弯曲这两者中，将最小弯曲半径除以板厚得到的值即rm/t为2.0以下，得到了具有优异的弯曲性，且弯曲加工性的各向异性较小的热轧钢板。

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

试样no.5中，mn含量在控制范围外，因此拉伸强度不足。

试样no.8中，mn含量在控制范围外，因此弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.9中，c含量在控制范围外，因此拉伸强度不足。

试样no.15中，ti含量及织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.19中，nb含量及织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.31中，精轧条件ft1及ft2在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.33中，精轧条件ft1及ft2在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.35中，织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.48中，ti含量及织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.51中，nb含量及织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.55中，精轧条件ft1及织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.58中，精轧条件ft1及织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.63中，织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.66中，织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.71中，织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.74中，精轧条件f1及织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.79中，织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.82中，织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.87中，织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.90中，织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.95中，织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.98中，织构形成参数ω在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.103中，精轧的开始温度及精轧条件f1在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.110中，粗轧板的厚度在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.113中，粗轧板的厚度在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.114中，精轧条件ft1在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.115中，精轧条件ft2在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.116中，精轧条件ft2在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.117中，精轧条件f1在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.118中，精轧条件f2在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.119中，精轧条件f2在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.120中，精轧的开始温度在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.121中，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，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.122中，精轧条件f1及f2在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.123中，精轧条件ft1及ft2在控制范围外，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

试样no.124中，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，因此不满足织构，弯曲性及弯曲加工性的各向异性不足。

另外，最终级的轧制温度ft2小于930℃的实施例中，织构形成参数ω的值没有意义，因此在表中将“ω”等设为空栏。

【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

工业可利用性

根据本发明的上述方案，能够得到一种具有780mpa以上的拉伸强度(拉伸最大强度)，弯曲加工性优异，且弯曲加工性的各向异性较小的热轧钢板。因此，工业可利用性较高。