CN109642278B - 热轧钢板 - Google Patents

Abstract

本发明的热轧钢板以质量％计包含C：0.030％以上且低于0.075％、Si+Al：0.08％～0.40％、Mn：0.5％～2.0％、Ti：0.020％～0.150％，其具有包含铁素体和马氏体的金属组织，在上述金属组织中，以面积％计铁素体为90％～98％、马氏体为2％～10％、贝氏体为0％～3％、珠光体为0％～3％，在上述马氏体中，具有10.0GPa以上的硬度的马氏体粒的个数比例为10％以下，具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒的个数N1相对于具有低于8.0GPa的硬度的马氏体粒的个数N2之比N1/N2为0.8～1.2。

Description

热轧钢板

技术领域

本发明涉及热轧钢板。

背景技术

近年来，由于世界上的环境意识的提高，在汽车领域强烈要求二氧化碳排出量的削减或燃料费的提高。例如，针对这样的课题，车体重量的降低是极其有效的，将高强度钢板适用于车体来降低车体重量。因此，为了削减二氧化碳排出量，强烈期望将以往的热轧钢板置换成高强度热轧钢板、或者进一步提高高强度热轧钢板的强度。

目前，对于汽车的行驶部件，使用了抗拉强度为440～590MPa级的高强度热轧钢板。然而，若将这样的高强度热轧钢板适用于汽车构件来降低构件重量(构件厚度)，则构件的刚性下降。

另外，若负载应力增加，则还有构件的疲劳特性下降或者构件的耐久性下降的情况。

因此，将能够降低负载应力或应力集中的结构适用于构件来提高构件的刚性及耐久性。在该情况下，为了通过成型而得到复杂形状的构件，对于热轧钢板变得需要极高的成型性。

在行驶构件的加压成型中，会对热轧钢板实施扩孔弯边加工、放边加工、伸长加工等多种加工，对热轧钢板要求与这些加工对应的加工性。

一般，扩孔弯边加工性和放边加工性与扩孔试验中测定的扩孔率有关联。即，通过将伸长率和扩孔性优异的高强度热轧钢板适用于行驶构件，能够同时达成由板厚的降低带来的构件重量的降低和构件刚性的提高，能够进一步削减二氧化碳排出量。

一般，作为行驶构件用的高强度热轧钢板，可列举出主要包含铁素体和马氏体的Dual Phase钢(以下记载为DP钢)。该DP钢强度高，伸长率优异。然而，就DP钢而言，由于铁素体与马氏体的强度差大，所以在成型中应变或应力集中于马氏体附近的铁素体内，产生裂纹。因此，DP钢的扩孔性低。基于该见识，开发了降低组织间的强度差而提高了扩孔率的热轧钢板。

在专利文献1中公开了一种钢板，其主要包含贝氏体或贝氏体铁素体，具有高强度和优异的扩孔性。该钢板由于实质上具有单一的组织，所以应变或应力难以集中，扩孔率高。然而，该钢板由于为主要包含贝氏体或贝氏体铁素体的单一组织钢，所以伸长率大大发生劣化。因此，在专利文献1中，无法同时达成优异的伸长率和优异的扩孔性。

近年来，提出了一种钢板，其中，利用伸长率优异的铁素体作为单一的组织，通过Ti、Mo等的碳化物而提高了强度(例如专利文献2～4)。可是，专利文献2中公开的钢板含有大量的Mo，专利文献3中公开的钢板含有大量的V。进而，就专利文献4中公开的钢板而言，为了将晶粒微细化，需要在轧制的途中进行冷却。因此，就专利文献2～4那样的以往技术而言，合金成本或制造成本变高。另外，就专利文献2～4中公开的钢板而言，由于大大提高了铁素体自身的强度，所以伸长率发生劣化。这些钢板的伸长率高于主要包含贝氏体或贝氏体铁素体的单一组织钢的伸长率，但伸长率与扩孔性的平衡不一定充分。

另外，在专利文献5中公开了一种复合组织钢板，其中，使用贝氏体来代替DP钢中的马氏体，通过减小硬质相与铁素体之间的强度差而提高了扩孔性。进而，在专利文献6中公开了一种钢板，其中，主要包含铁素体和回火马氏体，为了提高强度而利用了贝氏体。就该钢板而言，减小回火马氏体与铁素体之间的硬度差来提高扩孔性。可是，在这些专利文献5及6中，为了确保强度而提高了贝氏体的面积率，结果是，伸长率发生劣化，伸长率与扩孔性的平衡不充分。另外，就专利文献6而言，由于需要冷轧和之后的退火及冷却，所以制造成本增加。

对于需要优异的疲劳强度的构件，以往使用了通过细粒强化或固溶强化而提高了疲劳强度的钢板。

例如，在专利文献7～10中，为了得到耐疲劳特性优异的钢板，适用了细粒强化。具体而言，在专利文献7及专利文献8中，公开了将平均的铁素体粒径减小至低于2μm的钢板。在专利文献9中，公开了多边形铁素体的平均晶体粒径从板厚中心朝向表层逐渐变小的钢板。另外，在专利文献10中，公开了将马氏体组织的平均块径减小至3μm以下的钢板。

另外，例如，在非专利文献1中，公开了按照细粒强化、析出强化、固溶强化的顺序相对于屈服强度的增加量的疲劳限的增加量变大。在非专利文献2中，公开了若钢中的Cu由固溶物(溶质)变化为析出物，则疲劳限度比下降。像这样，由于若析出物增加则固溶物(溶质)减少，所以在需要优异的疲劳强度的构件中，限制了析出物的量以能够尽可能提高疲劳强度。其结果是，对于需要优异的疲劳强度的构件，优先使用了通过固溶强化而提高了疲劳强度的钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2003-193190号公报

专利文献2：日本特开2003-089848号公报

专利文献3：日本特开2007-063668号公报

专利文献4：日本特开2004-143518号公报

专利文献5：日本特开2004-204326号公报

专利文献6：日本特开2007-302918号公报

专利文献7：日本特开平11-92859号公报

专利文献8：日本特开平11-152544号公报

专利文献9：日本特开2004-211199号公报

专利文献10：日本特开2010-70789号公报

非专利文献

非专利文献1：阿部隆等：铁和钢(鉄と鋼)、Vol.70(1984)、No.10、p.145

非专利文献2：T.Yokoi等：Journal of Materials Science、Vol.36(2001)、p.5757

发明内容

发明所要解决的技术问题

本发明是鉴于上述的问题而想出的，本发明的课题是提供强度、伸长率和扩孔性优异的高强度热轧钢板。另外，本发明的另一课题是提供强度、伸长率、扩孔性和疲劳强度优异的高强度热轧钢板。

用于解决技术问题的手段

本发明人等对于化学组成及金属组织对伸长率造成的影响和化学组成以及金属组织对扩孔性造成的影响进行了反复深入研究，结果认识到：通过将化学组成最优化而得到主要包含铁素体及马氏体的金属组织，并使该金属组织中混合存在硬质的马氏体和比较软质的马氏体，从而不仅能够提高强度而且也能够提高伸长率及扩孔性。进而，本发明人等认识到：通过利用作为析出物的Ti碳化物并控制该Ti碳化物的粒径，从而即使利用析出物(Ti碳化物)来代替固溶物(固溶C及固溶Ti)，也能够对钢板赋予比通过固溶强化而得到的疲劳强度高的疲劳强度。

即，本发明的主旨如下所述。

(1)本发明的一方案的热轧钢板具有下述化学组成：以质量％计C：0.030％以上且低于0.075％、Si+Al：0.08％～0.40％、Mn：0.5％～2.0％、Ti：0.020％～0.150％、Nb：0％～0.06％、Mo：0％～1.0％、V：0％～1.00％、W：0％～1.0％、B：0％～0.005％、Cu：0％～1.2％、Ni：0％～0.80％、Cr：0％～1.5％、Ca：0％～0.005％、REM：0％～0.050％、P：0％～0.040％、S：0％～0.0100％、N：0％～0.0100％、剩余部分包含Fe及杂质，其具有包含铁素体和马氏体的金属组织，在上述金属组织中，以面积％计铁素体为90％～98％、马氏体为2％～10％、贝氏体为0％～3％、珠光体为0％～3％，在上述马氏体中，具有10.0GPa以上的硬度的马氏体粒的个数比例为10％以下，具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒的个数N1相对于具有低于8.0GPa的硬度的马氏体粒的个数N2之比N1/N2为0.8～1.2。

(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其中，上述化学组成也可以以质量％计含有选自由Nb：0.005％～0.06％、Mo：0.05％～1.0％、V：0.02％～1.0％、W：0.1％～1.0％、B：0.0001％～0.005％、Cu：0.1％～1.2％、Ni：0.05％～0.8％、Cr：0.01％～1.5％、Ca：0.0005％～0.0050％、REM：0.0005％～0.0500％构成的组中的至少1种。

(3)根据上述(1)或(2)所述的热轧钢板，其中，作为Ti碳化物存在的Ti的质量％也可以为通过下述式(a)计算的Tief的40％以上。

Tief＝[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S] (a)

(4)根据上述(3)所述的热轧钢板，其中，具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的合计质量相对于全部Ti碳化物的合计质量的比例也可以为50％以上。

发明效果

本发明的(1)～(4)的方案的热轧钢板由于不仅强度高而且伸长率和扩孔性也优异，所以即使在要求严格的加工的情况下也能够容易地成型为构件。因此，本方案的热轧钢板能够广泛适用于汽车中的行驶构件和其它要求严格的加工的构件。另外，由本方案的热轧钢板得到的构件由于即使是小的板厚也具有高的耐久性，所以能够显著减少车体重量。因此，本方案的热轧钢板由于通过板厚的降低而有效地减少车体重量，所以能够显著地降低二氧化碳排出量。进而，本发明的(4)的方案的热轧钢板由于不仅具有高的强度和优异的伸长率及扩孔性而且也具有优异的疲劳强度，所以还能够进一步延迟施加强的反复载荷的构件的寿命。因此，(4)的方案的热轧钢板与(1)～(3)的方案的热轧钢板相比能够适宜地适用于更多种类的构件。

附图说明

图1是表示7～20nm的Ti碳化物相对于Ti碳化物整体的比例与(c-YP)/YP的关系的一个例子的图。

图2是表示低循环疲劳试验中的试验片的尺寸及形状的图。

图3是表示由反复应力应变曲线决定反复屈服应力的方法的图。

具体实施方式

首先，对由本发明人等得到的研究结果和由该研究结果得到的新颖的见识进行说明。

DP钢是使软质的铁素体中分散有比铁素体硬质的马氏体的钢板，除了强度以外伸长率也高。然而，DP钢的扩孔性非常低。在DP钢发生变形时，通过铁素体与马氏体的强度差而应变或应力集中于DP钢中，容易生成引起延展断裂的空隙。然而，生成空隙的机理没有被详细调查，DP钢的显微组织与延展断裂的关系不一定明确。

扩孔加工中的龟裂的产生及进展是通过以空隙的生成、生长、连结作为基本过程的延展断裂而引起的。

于是，本发明人等使用具有各种组织的DP钢，详细调查了加工时的空隙的生成机理和扩孔性。其结果表明，通过增加(生长)及连结而使DP钢断裂的空隙大多通过马氏体的脆性断裂或延展断裂而生成。

进而，本发明人等对马氏体的内部组织与马氏体附近的铁素体的易破坏性、即空隙的易生成性的关系进行了详细研究。其结果是，本发明人等发现，空隙的易生成性受到马氏体的内部组织(固溶碳量等)的强烈影响。

另外获知，马氏体中过饱和存在的固溶碳会大大提高马氏体的强度，另一方面，容易引起马氏体的脆性断裂。该固溶碳是提高马氏体的硬度的主要因素，但由于直接稳定地测定固溶碳是非常困难的，所以在本研究及后述的实施方式中，代替马氏体中的固溶碳的量而将马氏体的硬度视为马氏体的内部组织。若马氏体的硬度为10.0GPa以上，则会因变形的初期阶段的极微小的应变而马氏体发生脆性断裂并生成空隙。因此，10.0GPa以上的硬度的马氏体粒会大大阻碍DP钢的扩孔性。因此，为了抑制空隙的生成，使马氏体软质化是有效的。

为了使马氏体软质化，通过回火等热处理而使铁碳化物析出来降低固溶碳量是有效的。然而，通过铁碳化物的析出而降低了固溶碳量的马氏体的强度低，使DP钢的强度下降。在该情况下，为了补偿强度的下降，需要提高马氏体的面积率。然而，由于若提高马氏体的面积率则具有高的延展性的铁素体的面积率会下降，所以DP钢的延展性下降，伸长率或扩孔性不充分。

因此，本发明人等深入研究了同时提高强度、伸长率和扩孔性的金属组织。其结果是，本发明人等认识到，通过使马氏体的内部组织发生变化来控制硬质的马氏体的量和比较软质的马氏体的量，能够同时提高强度、伸长率和扩孔性。以下叙述所得到的见识。

具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒(硬质的马氏体)会大大提高DP钢的强度，但由于与具有10.0GPa以上的硬度的马氏体粒(非常硬质的马氏体)相比变形能力高、不会发生脆性断裂，所以比较难以形成空隙。然而，本发明人等研究了马氏体仅包含具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒的DP钢，结果空隙的量随着变形量的增加而增加，最终因大量的空隙而无法得到高的扩孔性。

另一方面，具有低于8.0GPa的硬度的马氏体粒(比较软质的马氏体)具有非常高的变形能力，即使给予高的应变也不会断裂，极难形成空隙。具有该低于8.0GPa的硬度的马氏体粒也会提高DP钢的强度，但其强度的增加量小于由具有8.0GPa以上的硬度的马氏体粒带来的强度的增加量。具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒由于可生成空隙，所以有可能会使扩孔性下降，但若将具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒的量限制在一定量以下，则由于空隙的生成量少，所以扩孔性几乎没有下降。因此，若将具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒的量增加至扩孔性不会大大下降的量来尽可能提高DP钢的强度，并根据具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒的量来增加具有低于8.0GPa的硬度的马氏体粒，从而在维持DP钢的强度的状态下进一步提高变形能力，则在DP钢中，能够兼顾高的强度、高的扩孔性和高的伸长率。即，若硬质的马氏体的量相对于比较软质的马氏体的量的比例为所期望的比例，则能够兼顾高的强度、高的扩孔性和高的伸长率。需要说明的是，在后述的实施方式中，为了提高强度，主要有效利用了具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒，由于具有10.0GPa以上的硬度的马氏体粒极容易生成空隙，所以尽可能降低具有10.0GPa以上的硬度的马氏体粒的量。

另外，本发明人等对钢板的疲劳特性也进行了研究。若反复屈服应力(c-YP)相对于屈服强度(YP)的比例增加，则低循环特性及高循环特性变得更加良好。因此，在后述的实施方式中，将反复屈服应力(c-YP)相对于屈服强度(YP)的比例定义为疲劳强度。这里，反复屈服应力(c-YP)是指后述的规定的反复变形后的对变形的抵抗力、即对疲劳的抵抗力。本发明人等发现，若反复屈服应力(c-YP)相对于屈服强度(YP)的比例为0.90以上，则由于即使是低的屈服应力(YP)，对疲劳的抵抗力也高，所以能够在不牺牲钢板的疲劳特性的情况下提高加压成型时的生产率。

另外，如上所述，已知由析出强化带来的疲劳强度的增加量小于由固溶强化带来的疲劳强度的增加量，但由析出强化带来的抗拉强度的增加量大于由固溶强化带来的抗拉强度的增加量。于是，发明人等对通过析出强化而能够在不牺牲疲劳强度的情况下提高抗拉强度的方法进行了详细调查。

其结果是，发明人等发现，若有效利用作为析出物的具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物，则即使是析出强化也能够对钢板赋予比通过固溶强化而得到的疲劳强度高的疲劳强度、即能够将反复屈服应力(c-YP)相对于屈服强度(YP)的比例提高至0.90以上。

发明人等对于具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物提高疲劳强度的理由如以下那样考虑。若Ti碳化物的当量圆粒径为7nm～20nm，则位错在Ti碳化物中迂回，在Ti碳化物的周围形成被称为奥罗万环的环状的位错。每次位错横切该Ti碳化物，奥罗万环就增殖，位错密度增加。由于随着反复变形进展，位错密度增加而屈服强度变大，所以疲劳强度提高。另一方面，若Ti碳化物的当量圆粒径低于7nm，则位错切断Ti碳化物而通过Ti碳化物。因此，在反复变形时无法通过Ti碳化物来妨碍位错的运动，疲劳强度下降。另外，若Ti碳化物的当量圆粒径超过20nm，则Ti碳化物的个数(密度)下降。因此，在反复变形时无法通过Ti碳化物来妨碍位错的运动，疲劳强度下降。

因此，使固溶Ti尽可能与C结合而增加Ti碳化物的量、增加具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物相对于Ti碳化物整体的比例在提高疲劳强度方面是重要的。

以下，对本发明的一实施方式的热轧钢板进行说明。

首先，对本实施方式的热轧钢板的化学组成进行详细说明。需要说明的是，各元素的含量的％是指质量％。

(C：0.030％以上且低于0.075％)

C是生成马氏体的重要的元素。另外，C能够与Ti结合而生成提高铁素体的强度的Ti碳化物。为了充分地生成马氏体，需要C量为0.030％以上。优选C量为0.035％以上或0.040％以上。可是，若C量为0.075％以上，则马氏体的量过多而扩孔性下降。因此，需要C量低于0.075％。优选C量为0.070％以下、0.065％以下、或0.060％以下。

(Mn：0.5％～2.0％)

Mn是提高铁素体的强度及淬火性的重要的元素。为了提高淬火性、生成马氏体，需要Mn量为0.5％以上。Mn量优选为0.6％以上、0.7％以上、或0.8％以上，进一步优选为0.9％以上或1.0％以上。但是，若Mn量超过2.0％，则无法充分地生成铁素体。因此，Mn量的上限为2.0％。Mn量优选为1.9％以下、1.8％以下、1.7％以下、或1.6％以下，进一步优选为1.5％以下或1.4％以下。

(P：0％～0.040％)

P是杂质元素，由于若超过0.040％则焊接部显著脆化，所以将P量限制在0.040％以下。P量优选为0.030％以下或0.020％以下，更优选为0.015％以下。P量的下限没有特别规定，但将P量降低至低于0.0001％在经济上不利。因此，从制造成本的观点出发，优选将P量设定为0.0001％以上。

(S：0％～0.0100％)

S是杂质元素，由于对焊接性或铸造时及热轧时的制造性造成不良影响，所以将S量限制在0.0100％以下。另外，若钢过量地含有S，则形成粗大的MnS，扩孔性下降。因此，为了使扩孔性提高，优选降低S量。从这样的观点出发，S量优选设定为0.0060％以下或0.0050％以下，更优选设定为0.0040％以下。S的下限没有特别规定，但将S量降低至低于0.0001％在经济上不利。因此，优选将S量设定为0.0001％以上。

(Si+Al：0.08％～0.40％)

Si及Al是通过铁素体的强化、铁素体的生成及马氏体中的碳化物析出对强度造成影响的重要的元素。为了生成90面积％以上的铁素体，需要Si与Al的合计量为0.08％以上。需要说明的是，为了进一步增加铁素体量，Si与Al的合计量优选为0.20％以上，更优选为0.30％以上。另一方面，若Si与Al的合计量超过0.40％则马氏体中的铁碳化物的析出受到抑制。因此，低于8GPa的硬度的马氏体粒的个数减少，后述的(N1/N2)超过1.2，扩孔性下降。因此，Si与Al的合计量为0.40％以下。需要说明的是，为了进一步提高扩孔性，Si与Al的合计量优选为0.30％以下，更优选为0.20％以下。像这样，将Si与Al的合计量设定为0.08％～0.40％的范围内是重要的。在降低炼钢成本的情况下，Si量优选为0.05％以上，Al量优选为0.03％以上。从以上出发，Si量需要为0.40％以下，优选为0.37％以下。另外，Al量需要为0.40％以下，优选为0.35％以下。另外，为了使钢板的表面性状更加良好，Si量优选为0.20％以下，Al量优选为0.10％以下。

(N：0％～0.0100％)

N是杂质元素。若N量超过0.0100％，则形成粗大的氮化物而使弯曲性和扩孔性劣化。因此，将N量限制在0.0100％以下。另外，由于若N量增加，则在焊接时产生气孔的概率提高，所以优选降低N量。从这样的观点出发，N量优选为0.0090％以下、0.0080％以下、或0.0070％以下，更优选为0.0060％以下、0.0050％以下、或0.0040％以下。N量的下限没有特别规定，但为了将N量设定为低于0.0005％，制造成本大大上升。因此，优选将N量设定为0.0005％以上。

(Ti：0.020％～0.150％)

Ti是形成碳化物而强化铁素体的重要的元素。若Ti量低于0.020％，则由于铁素体的强度不充分，所以钢板的强度不足。若为了补偿不足的强度而提高马氏体的面积率则伸长率下降。因此，需要Ti量为0.020％以上。为了进一步强化铁素体，Ti量优选为0.030％以上，更优选为0.040％以上。特别是为了优先提高抗拉强度，Ti量特别优选为0.070％以上、0.080％以上、0.090％以上、或0.100％以上。另一方面，由于若Ti量超过0.150％，则铁素体被过量强化而伸长率大大下降，所以将Ti量限制在0.150％以下。Ti量优选为0.140％以下或0.130％以下。特别是为了尽可能维持伸长率，Ti量优选为低于0.070％或0.060％以下。

本实施方式的热轧钢板的基本的化学组成包含以上的元素(必须元素)、杂质(杂质元素)和剩余部分的Fe。本实施方式的热轧钢板也可以进一步包含下述的元素(任选元素)。即，可以将基本的化学组成中的剩余部分的Fe的一部分置换成选自由0％～0.06％的Nb、0％～1.0％的Mo、0％～1.00％的V、0％～1.0％的W、0％～0.005％的B、0％～1.2％的Cu、0％～0.80％的Ni、0％～1.5％的Cr、0％～0.005％的Ca、0％～0.050％的REM构成的组中的至少1种。

在本实施方式的热轧钢板中，Nb量也可以为0％～0.06％。

(Nb：0％～0.06％)

Nb是与铁素体的析出强化有关的元素。若Nb量超过0.06％，则由于铁素体相变的开始温度或速度大幅下降，铁素体相变没有充分地进展，所以伸长率会发生劣化。因此，Nb量优选为0.06％以下，进一步优选为0.05％以下、0.04％以下、0.03％以下、或0.02％以下。为了强化铁素体，Nb量优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。即使Nb量低于0.005％，Nb也不会对钢板特性造成不良影响。因此，Nb量可以为0％，也可以低于0.005％。

本实施方式的热轧钢板也可以含有选自由0％～1.0％的Mo、0％～1.00％的V、0％～1.0％的W构成的组中的至少1种。即，在本实施方式的热轧钢板中，也可以Mo量为0％～1.0％、V量为0％～1.00％、W量为0％～1.0％。

(V：0％～1.00％、W：0％～1.0％、Mo：0％～1.0％)

V、Mo、W是提高钢板的强度的元素。为了进一步提高钢板的强度，钢板优选包含选自由0.02％～1.00％的V、0.05％～1.0％的Mo、0.1％～1.0％的W构成的组中的至少1种。即使V量低于0.02％、Mo量低于0.05％、W量低于0.1％，V、Mo、W也不会对钢板特性造成不良影响。因此，V量可以为0％，也可以低于0.02％。另外，Mo量可以为0％，也可以低于0.05％。W量可以为0％，也可以低于0.1％。可是，若V量、Mo量、W量过量，则有时成型性发生劣化。因此，优选V量为1.00％以下、W量为1.0％以下、Mo量为1.0％以下。

本实施方式的热轧钢板也可以含有选自由0％～0.005％的B、0％～1.2％的Cu、0％～0.80％的Ni、0％～1.5％的Cr构成的组中的至少1种。即，在本实施方式的热轧钢板中，也可以B量为0％～0.005％、Cu量为0％～1.2％、Ni量为0％～0.80％、Cr量为0％～1.5％。

(Cr：0％～1.5％、Cu：0％～1.2％，Ni：0％～0.80％、B：0％～0.005％)为了进一步提高钢板的强度，钢板也可以含有选自由0.01％～1.5％的Cr、0.1％～1.2％的Cu、0.05％～0.80％的Ni、0.0001％～0.005％的B构成的组中的至少1种。即使Cr量低于0.01％、Cu量低于0.1％、Ni量低于0.05％、B量低于0.0001％，Cr、Cu、Ni、B也不会对钢板特性造成不良影响。因此，Cr量可以为0％，也可以低于0.01％。另外，Cu量可以为0％，也可以低于0.1％。Ni量可以为0％，也可以低于0.05％。B量可以为0％，也可以低于0.0001％。可是，若Cr量、Cu量、Ni量、B量过量，则有时成型性发生劣化。因此，优选Cr量为1.5％以下、Cu量为1.2％以下、Ni量为0.80％以下、B量为0.005％以下。

本实施方式的热轧钢板也可以含有选自由0％～0.005％的Ca、0％～0.050％的REM构成的组中的至少1种。即，在本实施方式的热轧钢板中，也可以Ca量为0％～0.005％、REM量为0％～0.050％。

(Ca：0％～0.005％、REM：0％～0.050％)

Ca及REM是对控制氧化物和硫化物的形态有效的元素。因此，钢板也可以含有选自由0.0005％～0.050％的REM、0.0005％～0.005％的Ca构成的组中的至少1种。若Ca量或REM量过量，则有时会损害成型性。因此，REM量的上限为0.050％，Ca量的上限为0.005％。Ca量可以为0％，也可以低于0.0005％。REM量可以为0％，也可以低于0.0005％。

在本发明中，REM是指镧族系列的元素。REM大多以混合稀土合金的形式添加到钢中。因此，钢板大多含有选自La或Ce等镧族系列的元素中的2种以上。也可以在钢中添加金属La或Ce来代替混合稀土合金。

在本实施方式的热轧钢板中，除上述元素以外的剩余部分包含Fe及杂质，但在不损害本发明的效果的范围内钢板也可以微量包含其它元素。

以下，对本实施方式的热轧钢板的金属组织进行详细说明。

铁素体是在确保伸长率的方面最重要的组织。由于铁素体的面积率低于90％时无法实现高的伸长率，所以铁素体的面积率为90％以上。优选铁素体的面积率为91％以上、92％以上、或93％以上。可是，若铁素体的面积率超过98％，则由于马氏体的面积率变少，所以无法通过马氏体来充分提高钢板的强度。其结果是，若通过例如析出强化等其它方法来补偿不足的强度，则均匀伸长率下降。因此，需要铁素体的面积率为98％以下。优选铁素体的面积率为97％以下、96％以下、或95％以下。

马氏体是在实现高的强度及高的扩孔性方面重要的组织。由于马氏体的面积率低于2％时强度不充分，所以马氏体的面积率为2％以上。优选马氏体的面积率为3％以上或4％以上。另一方面，若马氏体的面积率超过10％，则即使控制马氏体的内部组织，也无法表现出高的扩孔性。因此，马氏体的面积率为10％以下。优选马氏体的面积率为9％以下或8％以下。

另外，如上所述，硬度为10.0GPa以上的马氏体粒的变形能力低，极易形成空隙。因此，硬度为10.0GPa以上的马氏体粒相对于全部马氏体粒的比例越低越好。具体而言，需要将10.0GPa以上的马氏体粒相对于全部马氏体粒的个数比例(个数密度)限制在10％以下。该10.0GPa以上的马氏体粒的个数比例优选为5％以下，也可以为0％。

进而，硬度为8.0GPa以上且低于10.0GPa的马氏体粒的个数N1相对于硬度低于8.0GPa的马氏体粒的个数N2之比(N1/N2)需要为0.8～1.2。若(N1/N2)超过1.2，则容易由马氏体粒生成空隙，扩孔性下降。另一方面，(N1/N2)低于0.8时，软质的马氏体的比例变高而强度不足。然而，若为了补偿该强度的不足而提高马氏体的面积率，则扩孔性或伸长率下降。为了更稳定地提高扩孔性，(N1/N2)优选为1.1以下。为了更稳定地提高强度，(N1/N2)优选为0.9以上。

进而，本实施方式的热轧钢板若贝氏体及珠光体的面积率分别为3％以下，则作为剩余部分的金属组织也可以含有贝氏体及珠光体。贝氏体及珠光体的分率(面积率/面积分率)越少越好。另外，如由后述的测定方法理解的那样，由于可以将铁素体的面积率与马氏体的面积率与珠光体的面积率与贝氏体的面积率的合计视为100％，所以马氏体的面积率与珠光体的面积率与贝氏体的面积率的合计为2～10％。

珠光体会使扩孔性劣化。因此，珠光体的分率越少越好，也可以为0％。但是，由于若珠光体的面积率为3％以下则珠光体对扩孔性造成的影响小，所以珠光体的面积率容许至3％为止。因此，珠光体的面积率为0％～3％。为了更可靠地提高扩孔性，优选将珠光体的面积率限制在2％以下或1％以下。

另外，作为剩余部分的金属组织，除了珠光体以外还可以存在贝氏体。贝氏体由于会提高钢板的强度，变形能力也优异，所以不会使钢板的扩孔性下降。然而，由贝氏体带来的钢板强度的增加量小于由马氏体带来的钢板强度的增加量。因此，本实施方式的热轧钢板不需要包含贝氏体，贝氏体的面积率也可以为0％。若贝氏体的面积率为3％以上则强度不充分。因此，贝氏体的面积率为0％～3％。为了更可靠地提高强度及扩孔性，优选将贝氏体的面积率限制在2％以下或1％以下。

这里，铁素体、马氏体、贝氏体、珠光体的面积率通过利用光学显微镜来观察金属组织并鉴定视场(观察区域)内的铁素体、马氏体、贝氏体、珠光体来得到。该观察用试样从距离钢板的轧制方向上的边缘1m以上、并且相当于钢板的宽度的中心的位置按照表面(观察面)中具有与钢板的轧制方向平行的板厚截面(包含板厚整体的截面)的方式采集。将该采集试样的表面(观察面)进行研磨，用硝酸乙醇试剂、Lepera试剂进行蚀刻，准备2种观察用试样。利用光学显微镜的观察区域是观察面中的在板厚方向上距离钢板表面仅板厚的1/4的区域(1/4厚区域)。通过对该观察区域的图像进行图像处理来测定铁素体、珠光体及马氏体的面积分率。需要说明的是，除铁素体、珠光体及马氏体以外的区域(剩余部分)定义为贝氏体。即，贝氏体的面积率通过由100减去铁素体的面积率、马氏体的面积率和珠光体的面积率而算出。光学显微镜的倍率为500倍，观察区域为5个视场。各组织(铁素体、马氏体、珠光体、贝氏体)的面积率是将5个视场中得到的各面积率平均而得到的。

另外，马氏体的硬度通过能够以μN节距控制压入载荷的纳米压痕法来测定。测定试样通过与上述的观察用试样同样的方法被采集。在该测定试样中，将与钢板的轧制方向平行的截面(包含板厚整体的截面)用砂纸研磨后利用胶体二氧化硅进行化学研磨，进而为了除去加工层而进行电解研磨。在纳米压痕法(压入试验)中，使用Berkovich型压头，压入载荷为500μN。利用纳米压痕法的测定区域是在板厚方向上距离钢板表面仅板厚的1/4的区域(1/4厚区域)。测定的马氏体粒的个数为30个以上。例如，测定的马氏体粒的个数为30～60个。测定的马氏体粒的个数的上限没有特别限定。若将测定的马氏体的个数增加至即使增加个数而结果也不会变动为止则在统计上是充分的。

将所测定的马氏体粒根据硬度分成3种，通过该3个等级的规定的个数比例(具有10.0GPa以上的硬度的马氏体粒的个数比例及具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒的个数相对于具有低于8.0GPa的硬度的马氏体粒的个数之比)来评价马氏体的内部组织。例如，测定在板厚方向上距离钢板表面仅板厚的1/4的区域(1/4厚区域)内的40～50个马氏体粒的硬度，将这些马氏体粒分类成具有低于8.0GPa的硬度的马氏体粒、具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒、具有10.0GPa以上的硬度的马氏体粒，对各个等级中包含的马氏体粒的个数进行计数。由各等级中的马氏体粒的个数计算具有10.0GPa以上的硬度的马氏体粒的个数比例及具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒的个数相对于具有低于8.0GPa的硬度的马氏体粒的个数之比。

以下，对本实施方式的一变形例的热轧钢板进行详细说明。本变形例满足上述实施方式的全部要件，在本变形例中，金属组织中的Ti碳化物进一步如以下那样被控制。

Ti氮化物及Ti硫化物与Ti碳化物相比在高温下生成。因此，并不能将钢中的全部Ti作为Ti碳化物有效利用。于是，作为可作为Ti碳化物有效利用的Ti的量，定义通过下述式(2)计算的Tief(质量％)。在下述式(2)中，[Ti]表示Ti的量(质量％)，[N]表示N的量(质量％)，[S]表示S的量(质量％)。

Tief＝[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S](2)

Ti碳化物是在进一步提高疲劳强度的方面重要的析出物。因此，为了对钢板赋予优异的疲劳强度，至少需要作为Ti碳化物存在的Ti的质量％(与C结合的Ti的量)为通过上述式(2)计算的Tief的40％以上(0.4倍以上)。因此，为了提高疲劳强度，作为Ti碳化物存在的Ti的质量％优选为Tief的40％以上，更优选为45％以上(0.45倍以上)。若作为Ti碳化物存在的Ti的质量％低于通过上述式(2)计算的Tief的40％，则由于无法充分引出具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物给予疲劳强度的效果，所以无法对钢板赋予优异的疲劳强度。

另外，如上所述，具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物会提高热轧钢板的疲劳强度。另一方面，具有低于7nm的当量圆粒径的Ti碳化物及具有超过20nm的当量圆粒径的Ti碳化物几乎不会提高疲劳强度。图1是表示7～20nm的Ti碳化物相对于Ti碳化物整体的比例与(c-YP)/YP的关系的一个例子的图。该图1中的数据除了7～20nm的Ti碳化物相对于Ti碳化物整体的比例以外，满足本变形例的条件。如图1中所示的那样，若具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的合计质量相对于全部Ti碳化物的合计质量的比例为50％以上，则由于Ti碳化物提高疲劳强度，所以能够将反复屈服应力(c-YP)相对于屈服强度(YP)的比例提高至0.90以上。因此，为了对钢板赋予优异的疲劳强度，还需要具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的合计质量相对于全部Ti碳化物的合计质量的比例为50％以上。因此，具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的合计质量相对于全部Ti碳化物的合计质量的比例优选为50％以上。若具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的合计质量相对于全部Ti碳化物的合计质量的比例低于50％，则由于具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物给予疲劳强度的效果不充分，所以无法对钢板赋予优异的疲劳强度。

因此，若作为Ti碳化物存在的Ti的质量％为Tief的40％以上、并且具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的合计质量相对于全部Ti碳化物的合计质量的比例为50％以上，则能够将反复屈服应力(c-YP)相对于屈服强度(YP)的比例提高至0.90以上。

作为Ti碳化物存在的Ti的质量％通过以下那样的方法来决定。通过利用电解使规定量的钢板溶解，并对残渣中的Ti的重量进行定量，来决定析出物中的Ti的总重量。另外，由溶解的钢板的重量和钢板中的氮的质量％算出溶解的钢板中包含的氮的总重量，通过该氮的总重量乘以48/14来决定TiN中的Ti的总重量。通过由析出物中的Ti的总重量减去Ti氮化物(TiN)中的Ti的总重量而得到Ti碳化物中的Ti的总重量，由该Ti碳化物中的Ti的总重量和溶解的钢板的重量计算作为Ti碳化物存在的Ti的质量％。

具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的合计质量相对于全部Ti碳化物的合计质量的比例通过以下那样的方法来决定。从使用3D-AP(三维原子探针)得到的元素分布图像选择至少20处10μm×10μm的区域。在各区域中，将包含Ti及C的粒子鉴定为Ti碳化物，测定具有1nm～100nm的当量圆粒径的Ti碳化物的当量圆粒径。在测定Ti碳化物的当量圆粒径时，为了提高精度，根据Ti碳化物的当量圆粒径及有效位数而适当选择元素分布图像的倍率。由所得到的粒度分布及Ti碳化物的密度计算具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的重量相对于具有1nm～100nm的当量圆粒径的Ti碳化物的重量的比例，将该比例视为具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的合计质量相对于全部Ti碳化物的合计质量的比例。

反复屈服应力(c-YP)通过以下那样的方法来决定。为了得到反复数与对应于该反复数的最大应力之间的关系，在低循环疲劳试验中以0.4％/秒的应变速度、0.2％的应变振幅对试验片反复施加载荷直到图2中所示的试验片断裂为止。也以0.3％、0.5％、0.8％、1.0％的应变振幅实施该低循环疲劳试验。之后，由各应变振幅下的试验结果决定与断裂时的反复数的一半的反复数对应的最大应力，得到应变振幅与最大应力的关系(反复应力应变曲线)。如图3中所示的那样，在应变为0.2％、应力为0MPa的点处***具有杨氏模量的斜率的直线，求出该直线与反复应力应变曲线的交点。将该交点处的应力决定为反复屈服应力(c-YP)。

在以上说明的实施方式及其变形例的热轧钢板的表面，也可以具有利用有机皮膜形成、膜层压、有机盐类/无机盐类处理、无铬处理、镀覆处理等进行表面处理而得到的1个或其以上的表面层(表面皮膜)。即使热轧钢板具有这些表面层，本发明的效果也可以不被阻碍而充分地得到。

上述实施方式及其变形例的热轧钢板的抗拉强度由于优选根据热轧钢板中的Ti量来提高抗拉强度，所以抗拉强度优选为500MPa以上且(2500×([Ti]-0.02)+500)MPa以上。同样地，抗拉强度与伸长率之积优选为(13000×[Ti]+15000)MPa·％以上，抗拉强度与扩孔性之积优选为70000MPa％以上。这里，[Ti]表示Ti的量(质量％)。

以下，对上述实施方式及其变形例的热轧钢板的制造方法进行说明。

热轧中现有的制造方法除了按照钢液的化学组成成为上述实施方式的热轧钢板的化学组成的范围内的方式熔炼钢以外没有特别限定。即，首先可以通过常规方法熔炼钢而在上述的化学组成的范围内调整钢液的化学组成，进行铸造而制造钢坯。从生产率的观点出发，优选通过连续铸造来铸造。

接着，将具有本实施方式的化学组成的钢坯(板坯)在热轧前进行加热。若板坯加热温度为1150℃以上，则由于能够将Ti碳化物充分地固溶，所以在精轧后的冷却中可得到微细的Ti碳化物，可进一步提高强度及疲劳强度。因此，板坯加热温度优选为1150℃以上。板坯加热温度的上限没有特别规定。然而，为了降低制造成本，板坯加热温度优选为1300℃以下。另外，不一定需要在热轧前将板坯加热。例如，也可以在将铸造后的板坯的温度维持在1150℃以上的状态下将板坯直送至热轧机中进行热轧。

板坯加热后，在热轧工序中，进行粗轧和精轧。

若粗轧结束温度为1000℃以上，则由于能够抑制不提高强度的Ti碳化物因奥氏体域中的应变诱发而析出，所以能够确保充分量的为了使提高强度的Ti碳化物在后工序中析出所需要的固溶Ti。因此，粗轧结束温度优选为1000～1300℃。更优选粗轧的结束温度为1050℃以上或1080℃以上。

精轧结束温度为850～1000℃。若精轧结束温度超过1000℃，则因再结晶的奥氏体(γ)的粒径的增加而铁素体的核生成位点减少，铁素体相变大幅延迟。其结果是，铁素体的面积率下降，无法确保充分的伸长率。因此，精轧结束温度为1000℃以下。另外，为了稳定地提高伸长率，精轧结束温度优选为950℃以下。另一方面，精轧结束温度低于850℃时，在下次一次冷却前铁素体相变开始，一次冷却中的铁素体相变的驱动力下降。因此，即使提高一次冷却的冷却速度，一次冷却对奥氏体粒内的碳的浓缩造成的效果也不充分。结果是，具有8.0GPa以上的硬度的马氏体粒减少而(N1/N2)变得低于0.8，强度不足。因此，精轧结束温度为850℃以上。

像这样，在热轧工序中，在粗轧后进行精轧，在850～1000℃的温度区域中结束精轧。

精轧之后，依次进行一次冷却、二次冷却、三次冷却、四次冷却和卷取。

精轧之后，从精轧结束温度进行一次冷却至二次冷却开始温度为止。在该一次冷却中，从精轧结束温度到二次冷却开始温度的平均冷却速度(一次冷却速度)为20℃/秒以上。

这里，为了在同一金属组织内形成具有各种硬度的马氏体粒，控制马氏体粒各自中包含的碳的量是有效的。

马氏体相变前的奥氏体中的碳量在奥氏体相变成铁素体时，通过碳从铁素体移动至奥氏体中而逐渐提高。若铁素体相变进行，则由于奥氏体被铁素体截断而孤立，所以奥氏体粒间碳的移动变得无法进行。奥氏体粒内的碳量根据奥氏体粒的周围产生的铁素体相变的温度而发生变化。因此，通过在同一金属组织内使铁素体相变温度变动而使铁素体相变率局部地变动，从而可在同一金属组织内得到各种碳量的奥氏体粒。由于马氏体是奥氏体相变而得到的，所以结果是能够得到广的硬度范围的马氏体粒。

通过将一次冷却速度控制在20℃/秒以上，能够得到各种硬度的马氏体粒。在该一次冷却中，铁素体相变在宽幅的温度区域中发生，根据该温度区域而奥氏体粒内的碳量、即碳向奥氏体粒内浓缩的量发生变化。结果是，得到包含各种量的碳的奥氏体粒，由这些奥氏体粒能够得到各种硬度的马氏体粒。

在一次冷却速度低于20℃/秒的情况下，铁素体相变仅在高温区域中进行。其结果是，由于铁素体相变的驱动力小，所以铁素体相变的速度慢，奥氏体粒的大半被碳量低的奥氏体粒占据。因此，具有8.0GPa以上的硬度的马氏体粒减少而(N1/N2)变得低于0.8，强度不足。

需要说明的是，为了提高钢板的强度，在增加8.0～10.0GPa的马氏体粒的量的情况下，一次冷却速度优选为30℃/秒以上或40℃/秒以上。

一次冷却之后，在600～750℃的部分区间中进行二次冷却。即，二次冷却开始温度(一次冷却停止温度)为超过600℃且750℃以下的温度。若二次冷却开始温度超过750℃，则由于铁素体相变的驱动力减少，铁素体的面积率变得低于90％，所以伸长率下降。另外，为了使作为Ti碳化物存在的Ti的质量％为Tief的40％以上，二次冷却开始温度需要为750℃以下。另一方面，若二次冷却开始温度为600℃以下，则由于贝氏体的面积率超过3％、或者铁素体的面积率变得低于90％，所以伸长率下降。另外，二次冷却开始温度越低，则Ti碳化物的当量圆粒径变得越小，微细的Ti碳化物的量越增加。因此，为了限制具有低于7nm的当量圆平均径的Ti碳化物的量而将具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的合计质量相对于全部Ti碳化物的合计质量的比例增加至50％以上，二次冷却开始温度需要为670℃以上。因此，为了得到优异的疲劳强度，二次冷却开始温度优选为670℃～750℃。需要说明的是，二次冷却结束温度(三次冷却开始温度)为600℃以上且低于二次冷却开始温度。

二次冷却中的平均冷却速度为10℃/秒以下，二次冷却时间为2～10秒。若平均冷却速度超过10℃/秒、或者二次冷却时间低于2秒，则铁素体的面积率下降而伸长率发生劣化。另外，为了使作为Ti碳化物存在的Ti的质量％为Tief的40％以上，二次冷却时间需要为2秒以上。另一方面，若二次冷却时间超过10秒，则珠光体的面积率增加而扩孔性发生劣化。为了更稳定地得到伸长率，二次冷却时间优选为3秒以上或5秒以上。为了更稳定地得到扩孔性，二次冷却时间优选为9秒以下或7秒以下。二次冷却结束温度为从开始二次冷却起经过二次冷却时间的时刻的温度，由二次冷却开始温度、二次冷却的平均冷却速度和二次冷却时间来计算。

需要说明的是，如以上说明的那样无法仅通过控制热轧、一次冷却及二次冷却来得到所期望的金属组织。即，可以通过进一步控制二次冷却后的冷却(三次冷却、四次冷却)来得到所期望的金属组织。

二次冷却后进行三次冷却。在该三次冷却中，钢板在二次冷却结束温度到400℃的温度区域中以超过80℃/秒的平均冷却速度被冷却，由碳量低的奥氏体生成马氏体。在该温度区域中，由于碳的扩散速度大，所以若平均冷却速度为80℃/秒以下，则碳化物在短时间内生成并生长，马氏体显著软质化。其结果是，N1/N2下降至低于0.8，强度不充分。需要说明的是，三次冷却速度的上限没有特别限定。为了提高冷却停止温度的精度，优选将三次冷却速度设定为200℃/秒以下。

三次冷却后，进行四次冷却。在该四次冷却中，将钢板在400℃到100℃的温度区域中以30～80℃/秒的平均冷却速度进行冷却。在该100～400℃的范围内，由碳量高的奥氏体生成马氏体。在该低的温度范围内，若平均冷却速度超过80℃/秒，则无法充分地生成碳化物。因此，由于硬度为10.0GPa以上的马氏体粒的个数比例成为10％以上而容易形成空隙，所以扩孔性下降。另一方面，若四次冷却速度低于30℃/秒，则由于过量的碳化物析出，马氏体粒发生软化，所以N1/N2下降至低于0.8，强度不充分。为了进一步限制硬度为10.0GPa以上的马氏体粒的量而更稳定地提高扩孔性，四次冷却速度优选为70℃/秒以下。另外，为了进一步提高硬度为8.0GPa以上且低于10.0GPa的马氏体的量而进一步提高强度，四次冷却速度优选为50℃/秒以上。四次冷却后，将热轧钢板卷取。因此，卷取温度为100℃以下。

通过上述实施方式的热轧钢板的制造方法，能够制造上述实施方式的热轧钢板。

另外，根据需要，也可以利用有机皮膜形成、膜层压、有机盐类/无机盐类处理、无铬处理等进行表面处理。

实施例

以下，列举出本发明的实施例，对本发明的技术内容进一步进行说明。需要说明的是，以下所示的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。另外，只要不脱离本发明的主旨、且达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。

将具有表1中所示的化学成分的钢溶解，进行铸造而得到钢坯。在热轧中，将所得到的钢坯加热至1150℃后进行粗轧及精轧。粗轧结束温度为1000℃，精轧结束温度(FT)为表2～4中所示的温度。之后，按照表2～4中所示的条件进行一次冷却(从精轧结束温度到二次冷却开始温度为止的冷却)、二次冷却(从开始二次冷却到经过二次冷却时间为止的冷却)、三次冷却(从二次冷却结束温度到400℃为止的冷却)及四次冷却(从400℃到100℃为止的冷却)，将钢板卷取。热轧钢板的板厚为3.2mm。需要说明的是，在表2～4中，“一次冷速”表示从精轧结束温度(FT)到二次冷却开始温度为止的温度区域中的平均冷却速度。“二次冷速”表示从开始二次冷却到经过二次冷却时间为止的平均冷却速度。“三次冷速”表示从二次冷却结束温度到400℃为止的温度区域中的平均冷却速度。“四次冷速”表示从400℃到100℃为止的温度区域中的平均冷却速度。在表1中，对不满足上述的实施方式中所示的必须条件的栏赋予了下划线。在表2～4中，对不满足上述的制造方法中所示的必须条件的栏赋予了下划线。

表1

表2

表3

表4

显微组织使用光学显微镜如以下那样被鉴定。从所得到的热轧钢板(No.A-1～No.O-1及No.a-1～n-1)采集试样，将与轧制方向平行的板厚截面进行研磨，将研磨面利用试剂进行蚀刻。对于试剂，使用硝酸乙醇试剂和Lepera试剂，准备了将研磨面利用硝酸乙醇试剂蚀刻而得到的试样和将研磨面利用Lepera试剂蚀刻而得到的试样。以倍率500倍利用光学显微镜观察通过硝酸乙醇试剂蚀刻而得到的试样中的1/4厚区域，拍摄5个区域(视场)的照片。通过该照片的图像解析来求出铁素体的面积率、珠光体的面积率。另外，以倍率500倍利用光学显微镜观察将研磨面利用Lepera试剂蚀刻而得到的试样中的1/4厚区域，拍摄5个区域(视场)的照片。通过该照片的图像解析来求出马氏体的面积率。贝氏体的面积率通过从100减去铁素体的面积率、珠光体的面积率和马氏体的面积率而求出。

另外，在所得到的热轧钢板(No.A-1～No.O-1及No.a-1～No.n-1)中，评价以下的特性。

关于屈服应力(YP)、抗拉强度(TS)、伸长率(El)，对于JIS Z 2201中公开的5号试验片进行依据JIS Z 2241的拉伸试验来评价。试验片按照试验片的长度方向与和轧制方向垂直的方向(板宽方向)一致的方式从距离钢板的板宽方向上的边缘为板宽的1/4的距离的位置采集。另外，若抗拉强度(TS)为500MPa以上且(2500×([Ti]-0.02)+500)MPa以上，则评价为钢板的强度充分。在表8～10中，对评价为钢板的强度不充分的栏赋予了下划线。若抗拉强度(TS)与伸长率(El)之积(TS×El)为(13000×[Ti]+15000)MPa·％以上，则评价为钢板的伸长率充分。在表8～10中，对评价为钢板的伸长率不充分的栏赋予了下划线。

依据日本钢铁联盟标准JFST1001-1996中记载的扩孔试验方法进行扩孔试验，评价了扩孔值(λ)。若抗拉强度(TS)与扩孔值(λ)之积(TS×λ)为70000MPa％以上，则评价为钢板的扩孔性充分。在表8～10中，对评价为钢板的扩孔性不充分的栏赋予了下划线。

在本实施例中，通过纳米压痕法来求出马氏体粒的硬度。具体而言，将与供试钢的轧制方向平行的板厚截面用砂纸研磨后，利用胶体二氧化硅进行化学研磨，进而为了除去加工层而进行电解研磨。在纳米压痕法中，使用Berkovich型压头，相对于研磨面的压入载荷为500μN。压痕尺寸为直径0.1μm以下。

在本实施例中，测定40～50个1/4厚区域中的马氏体粒，将这些马氏体粒分类成低于8.0GPa的硬度范围、8.0GPa以上且低于10.0GPa(8.0～10.0GPa)的硬度范围和10.0GPa以上的硬度范围这样的3种类别。由分类成各类别的马氏体粒的个数算出具有10.0GPa以上的硬度的马氏体粒的个数比例(个数密度)(％)和具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒的个数N1相对于具有低于8.0GPa的硬度的马氏体粒的个数N2之比。在表5～10中，“>10GPa”表示具有10.0GPa以上的硬度的马氏体粒的个数比例(％)。另外，“个数比N1/N2”表示具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒的个数N1相对于具有低于8.0GPa的硬度的马氏体粒的个数N2之比。

在本实施例中，使从距离钢板的板宽方向上的边缘为板宽的1/4的距离的位置采集的试样通过电解溶解于规定量电解液中。将全部量残渣从电解液中回收，将该残渣中的Ti的重量通过化学分析进行定量来决定析出物中的Ti的总重量。另外，由溶解的钢板的重量和钢板中的氮的质量％算出溶解的钢板中包含的氮的总重量，通过该氮的总重量乘以48/14来决定TiN中的Ti的总重量。通过从析出物中的Ti的总重量减去Ti氮化物(TiN)中的Ti的总重量而得到Ti碳化物中的Ti的总重量，由该Ti碳化物中的Ti的总重量和溶解的钢板的重量计算作为Ti碳化物存在的Ti的质量％。

另外，将从距离钢板的板宽方向上的边缘为板宽的1/4的距离的位置采集的针状试样通过3D-AP进行分析，得到元素分布图像。将该元素分布图像的10μm×10μm的区域中的包含Ti及C的粒子鉴定为Ti碳化物，测定具有1nm～100nm的当量圆粒径的Ti碳化物的当量圆粒径。对合计20个区域进行该测定，得到Ti碳化物的粒度分布，得到具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的合计质量相对于全部Ti碳化物的合计质量的比例。

将通过以上的方法得到的钢板的组织及机械特性示于表5～10中。在表5～7中，对不满足上述的实施方式所示的必须条件的栏赋予了下划线。

表5

表6

表7

表8

表9

表10

以下对结果进行说明。

发明例的钢板具有优异的伸长率及扩孔性和高强度。在一部分发明例中，由于二次冷却开始温度为670～750℃，所以钢板的Ticar/Tief为40％以上，7～20nm的Ti碳化物相对于Ti碳化物整体的比例为50％以上。因此，这些发明例的钢板不仅具有优异的伸长率及扩孔性和高强度，而且还具有优异的疲劳强度。

在No.A-9及No.H-8中，由于精轧结束温度低于850℃，所以钢板的N1/N2变得低于0.8，强度不充分。

在No.B-2及No.I-3中，由于精轧结束温度超过1000℃，所以钢板中的铁素体的面积率变得低于90％，伸长率不充分。

在No.D-2及No.K-3中，由于一次冷却速度低于20℃/秒，所以钢板的N1/N2变得低于0.8，强度不充分。

在No.A-3及No.I-7中，由于二次冷却开始温度超过750℃，所以钢板中的铁素体的面积率变得低于90％，伸长率不充分。

在No.A-8及No.H-7中，由于二次冷却速度超过10℃/秒，所以钢板中的铁素体的面积率变得低于90％，伸长率不充分。

在No.C-1及No.J-1中，由于二次冷却时间低于2秒，所以钢板中的铁素体的面积率变得低于90％，伸长率不充分。

在No.D-1及No.K-1中，由于二次冷却时间超过10秒，所以钢板中的珠光体的面积率超过3％，扩孔性不充分。

在No.A-10～A-14、No.B-4及No.I-5中，由于三次冷却速度为80℃/秒以下，所以钢板的N1/N2变得低于0.8，强度不充分。

在No.E-2及No.L-2中，由于四次冷却速度低于30℃/秒，所以钢板的N1/N2变得低于0.8，强度不充分。

在No.G-2及No.N-2中，由于四次冷却速度超过80℃/秒，所以硬度为10.0GPa以上的马氏体粒的个数比例超过10％，扩孔性不充分。

在No.a-1～n-1中，由于钢的化学组成不适当，所以强度、伸长率、扩孔性中的至少1者不充分。

Claims (4)

1.一种热轧钢板，其特征在于，其具有下述化学组成：以质量％计

C：0.030％以上且低于0.075％、

Si+Al：0.08％～0.40％、

Mn：0.5％～2.0％、

Ti：0.020％～0.150％、

Nb：0％～0.06％、

Mo：0％～1.0％、

V：0％～1.00％、

W：0％～1.0％、

B：0％～0.005％、

Cu：0％～1.2％、

Ni：0％～0.80％、

Cr：0％～1.5％、

Ca：0％～0.005％、

REM：0％～0.050％、

P：0％～0.040％、

S：0％～0.0100％、

N：0％～0.0100％、

剩余部分由Fe及杂质构成，

其具有包含铁素体和马氏体的金属组织，

在所述金属组织中，以面积％计铁素体为90％～98％、马氏体为2％～10％、贝氏体为0％～3％、珠光体为0％～3％，

在所述马氏体中，具有10.0GPa以上的硬度的马氏体粒的个数比例为10％以下，

具有8.0GPa以上且低于10.0GPa的硬度的马氏体粒的个数N1相对于具有低于8.0GPa的硬度的马氏体粒的个数N2之比N1/N2为0.8～1.2。

2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自由

Nb：0.005％～0.06％、

Mo：0.05％～1.0％、

V：0.02％～1.0％、

W：0.1％～1.0％、

B：0.0001％～0.005％、

Cu：0.1％～1.2％、

Ni：0.05％～0.8％、

Cr：0.01％～1.5％、

Ca：0.0005％～0.0050％、

REM：0.0005％～0.0500％

构成的组中的至少1种。

3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，作为Ti碳化物存在的Ti的质量％为通过下述式(1)计算的Tief的40％以上，

Tief＝[Ti]-48/14×[N]-48/32×[S] (1)。

4.根据权利要求3所述的热轧钢板，其特征在于，具有7nm～20nm的当量圆粒径的Ti碳化物的合计质量相对于全部Ti碳化物的合计质量的比例为50％以上。

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