CN117178070A - 热轧钢板 - Google Patents

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Abstract

该热轧钢板具有规定的化学组成及金属组织，当在将与轧制方向平行的板厚截面沿板厚方向进行3分割而得到的区域中，将中央区域的铁素体及贝氏体的{001}面的极密度设定为Pi，将表层区域的铁素体及贝氏体中的{001}面的极密度设定为Ps时，Pi/Ps为1.2～2.0，所述热轧钢板的抗拉强度为950MPa以上。

Description

热轧钢板
技术领域
本发明涉及热轧钢板。具体而言，涉及具有高强度、并且具有优异的疲劳特性及剪切加工性的热轧钢板。
本申请基于2021年7月27日在日本申请的特愿2021-122173号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，以汽车的耐久性提高及碰撞安全性的提高作为目的，正在积极地研究高强度的钢板在汽车构件中的应用。特别是，关于在汽车构件中应用的高强度的钢板，确保部件的疲劳耐久性变得重要。
在由钢板加工成部件时，由钢板冲裁部件形状从而制作坯料材。此时，如果在冲裁剪切面产生开裂，则即使使用高强度的钢板，有可能部件的疲劳耐久性也未必会提高。
例如，在专利文献1中提出了一种热轧钢板，其通过提高马氏体的体积率并降低珠光体的体积率，从而剪切端面的疲劳特性优异。
在专利文献2中提出了一种钢板，其通过将铁素体和贝氏体组织作为主体并减小钢板表面的最大高度，从而冲裁剪切部的疲劳特性优异。
然而，就专利文献1及2中记载的技术而言，由于无法充分抑制冲裁剪切面的开裂，因此施加加工而成为部件形状时的疲劳特性不充分。
在专利文献3中提出了一种钢板，其通过确保铁素体和马氏体的<011>和<111>并抑制<001>，从而延长了疲劳的龟裂产生寿命。
在专利文献4中提出了一种方法，其通过在精轧中控制直至最终道次为止的形状比来控制铁素体或贝氏体主相组织的晶体取向。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2001-40450号公报
专利文献2：日本特开2001-172745号公报
专利文献3：国际公开第2016/010005号
专利文献4：日本特开2009-19265号公报
发明内容
发明所要解决的课题
然而，从不仅更加提高疲劳特性、而且也更加提高剪切加工性的观点考虑，专利文献3及4中记载的技术存在改善的余地。
以近年来的对汽车的进一步轻量化的要求的提高、及部件形状的复杂化等为背景，要求具有更优异的疲劳特性及剪切加工性的高强度的热轧钢板。
本发明是鉴于上述的课题而进行的，本发明的目的是提供具有高强度、并且具有优异的疲劳特性及剪切加工性的热轧钢板。
用于解决课题的手段
作为疲劳特性优异的组织，已知在阻碍位错运动的铁素体中分散有硬质的初生马氏体的复相组织是有效的。具有该复相组织的钢板例如大多被利用于汽车的轮盘(wheeldisc)部件。
另一方面，由于硬质的初生马氏体也是阻碍塑性变形的组织，因此在冲裁加工那样的强加工时，因在初生马氏体周边形成空隙(void)，从而在冲裁剪切面容易产生开裂。因此，就具有利用了铁素体和初生马氏体的复相组织的热轧钢板而言，一般而言剪切加工性劣化。
为了打破这些相互关系，本发明的发明者们对各个变形机理进行了详细解析。其结果是，本发明的发明者们发现：通过严密地控制所期望的区域的铁素体及贝氏体的晶体取向，能够确保热轧钢板的疲劳特性并且提高剪切加工性。即，发现：通过控制硬质的初生马氏体和作为主相的回火马氏体的面积率来确保疲劳特性，并且在所期望的区域中，通过冲裁加工来适宜地制出较大地进行晶体旋转的铁素体及贝氏体的晶体取向，由此能够在高维度上兼顾热轧钢板的疲劳特性及剪切加工性。
本发明是基于上述见识而进行的，本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一个方案的热轧钢板的化学组成以质量％计含有：
C：0.02～0.30％、
Si：0.10～2.00％、
Mn：0.5～3.0％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.10～1.00％、
N：0.0100％以下、
Ti：0.06～0.20％、
Nb：0～0.10％、
Ca：0～0.0060％、
Mo：0～1.00％、
Cr：0～1.00％、
V：0～0.40％、
Ni：0～0.40％、
B：0～0.0020％、
Cu：0～1.00％、
Sn：0～0.50％、及
Zr：0～0.050％，
剩余部分为Fe及杂质，
金属组织以面积率计为：
铁素体及贝氏体的合计：30～47％、
回火马氏体：50～70％、
初生马氏体：3～10％，
当在将与轧制方向平行的板厚截面沿板厚方向进行3分割而得到的区域中，将中央区域的铁素体及贝氏体中的{001}面的极密度设定为Pi，将表层区域的铁素体及贝氏体中的{001}面的极密度设定为Ps时，Pi/Ps为1.2～2.0，
所述热轧钢板的抗拉强度为950MPa以上。
(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％计含有下述元素中的1种或2种以上：
Nb：0.01～0.10％、
Ca：0.0005～0.0060％、
Mo：0.02～1.00％、
Cr：0.02～1.00％、
V：0.01～0.40％、
Ni：0.01～0.40％、
B：0.0001～0.0020％、
Cu：0.02～1.00％、
Sn：0.01～0.50％、及
Zr：0.001～0.050％。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度、并且具有优异的疲劳特性及剪切加工性的热轧钢板。根据本发明的热轧钢板，能够实现汽车等车体的轻量化部件的一体成形、加工工序的缩短，能够谋求燃料效率的提高、制造成本的降低。
具体实施方式
对本发明的一个实施方式的热轧钢板(有时称为本实施方式的热轧钢板)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，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种变更。
以下对本发明的各个构成必要条件进行详细说明。首先，对本实施方式的热轧钢板的化学组成的限定理由进行叙述。
对于以下夹持“～”所记载的数值限定范围，下限值及上限值包含在其范围内。对于表示为“低于”或“超过”的数值，该值不包含在数值范围内。关于化学组成的“％”只要没有特别指定则是指“质量％”。
本实施方式的热轧钢板的化学组成以质量％计含有C：0.02～0.30％、Si：0.10～2.00％、Mn：0.5～3.0％、P：0.100％以下、S：0.010％以下、Al：0.10～1.00％、N：0.0100％以下、Ti：0.06～0.20％、以及剩余部分：Fe及杂质。
<C：0.02～0.30％>
C是为了提高热轧钢板的强度而言重要的元素。如果C含量低于0.02％，则无法得到所期望的强度。因此，C含量设定为0.02％以上。优选为0.04％以上、0.06％以上或0.10％以上。
另一方面，如果C含量超过0.30％，则热轧钢板的剪切加工性劣化。因此，C含量设定为0.30％以下。优选为0.25％以下或0.20％以下。
<Si：0.10～2.00％>
Si是具有抑制铁素体相变中的碳化物的生成、提高热轧钢板的疲劳特性的效果的元素。如果Si含量低于0.10％，则无法得到该效果。因此，Si含量设定为0.10％以上。优选为0.20％以上、0.30％以上或0.50％以上。
另一方面，如果Si含量超过2.00％，则热轧钢板的剪切加工性劣化。因此，Si含量设定为2.00％以下。优选为1.80％以下、1.60％以下或1.50％以下。
<Mn：0.5～3.0％>
Mn是对于通过淬火性的提高及固溶强化来提高热轧钢板的强度而言有效的元素。如果Mn含量低于0.5％，则无法得到该效果。因此，Mn含量设定为0.5％以上。优选为0.7％以上或1.0％以上。
另一方面，如果Mn含量超过3.0％，则因生成MnS，导致热轧钢板的疲劳特性劣化。因此，Mn含量设定为3.0％以下。优选为2.8％以下、2.5％以下、2.3％以下或2.0％以下。
<P：0.100％以下>
P为杂质，P含量越低越优选，优选为0％。如果P含量超过0.100％，则热轧钢板的加工性及焊接性显著劣化，而且疲劳特性也劣化。因此，P含量设定为0.100％以下。优选为0.070％以下、0.050％以下或0.030％以下。
从精炼成本的观点出发，P含量也可以设定为0.001％以上。
<S：0.010％以下>
S为杂质，S含量越低越优选，优选为0％。如果S含量超过0.010％，则大量生成MnS等夹杂物，热轧钢板的剪切加工性劣化。因此，S含量设定为0.010％以下。优选为0.008％以下、0.007％以下。在要求更优异的剪切加工性的情况下，S含量优选设定为0.006％以下。
从精炼成本的观点出发，S含量也可以设定为0.001％以上。
<Al：0.10～1.00％>
Al是为了控制铁素体相变而言重要的元素。如果Al含量低于0.10％，则无法优选地控制铁素体的面积率。因此，Al含量设定为0.10％以上。优选为0.20％以上、0.30％以上或0.40％以上。
另一方面，如果Al含量超过1.00％，则生成以簇状析出的氧化铝，热轧钢板的剪切加工性劣化。因此，Al含量设定为1.00％以下。优选为0.90％以下、0.80％以下、0.70％以下或0.60％以下。
<N：0.0100％以下>
N为杂质，N含量越低越优选，优选为0％。如果N含量超过0.0100％，则在高温下形成粗大的Ti氮化物，热轧钢板的剪切加工性劣化。因此，N含量设定为0.0100％以下。优选为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0050％以下。
从精炼成本的观点出发，N含量也可以设定为0.0001％以上。
<Ti：0.06～0.20％>
Ti是使铁素体析出强化的元素，并且是为了控制铁素体相变而得到期望量的铁素体而言重要的元素。如果Ti含量低于0.06％，则无法得到析出强化及铁素体相变控制的效果。因此，Ti含量设定为0.06％以上。优选为0.08％以上、0.10％以上。
另一方面，如果Ti含量超过0.20％，则生成因TiN而引起的夹杂物，热轧钢板的剪切加工性劣化。因此，Ti含量设定为0.20％以下。优选为0.18％以下或0.16％以下。
本实施方式的热轧钢板也可以具有上述的化学组成，且剩余部分包含Fe及杂质。这里，杂质是指在工业上制造钢材时由于矿石、废料等原料、其他要因而混入的成分、和/或在对本实施方式的热轧钢板不造成不良影响的范围内被容许的成分。
关于本实施方式的热轧钢板的化学组成，虽然不是为了满足所要求的特性所必需的，但为了降低制造不均、或更加提高强度，也可以含有下述任选元素。但是，下述任选元素都不是为了满足要求特性所必需的，因此其含量的下限为0％。
<Nb：0.01～0.10％>
Nb是具有通过晶体粒径的微细化及NbC的析出强化来提高热轧钢板的强度的效果的元素。在要得到该效果的情况下，Nb含量优选设定为0.01％以上。
另一方面，Nb含量超过0.10％时，上述效果饱和。因此，即使是在含有Nb的情况下，Nb含量也设定为0.10％以下。优选为0.06％以下。
<Ca：0.0005～0.0060％>
Ca是将钢中的S以球形的CaS的形式进行固定、抑制MnS等延伸夹杂物的生成而提高热轧钢板的扩孔性的元素。在要得到这些效果的情况下，Ca含量优选设定为0.0005％以上。
另一方面，Ca含量超过0.0060％时，上述效果饱和。因此，即使是在含有Ca的情况下，Ca含量也设定为0.0060％以下。优选为0.0040％以下。
<Mo：0.02～1.00％>
Mo是通过铁素体的析出强化而对于热轧钢板的强度提高有效的元素。在要得到该效果的情况下，Mo含量优选设定为0.02％以上。更优选为0.10％以上。
另一方面，Mo含量超过1.00％时，板坯的开裂敏感性提高从而板坯的操作变得困难。因此，即使是在含有Mo的情况下，Mo含量也设定为1.00％以下。优选为0.60％以下、0.50％以下或0.30％以下。
<Cr：0.02～1.00％>
Cr是对于提高热轧钢板的强度而言有效的元素。在要得到该效果的情况下，Cr含量优选设定为0.02％以上。更优选为0.10％以上。
另一方面，Cr含量超过1.00％时，热轧钢板的延展性劣化。因此，即使是在含有Cr的情况下，Cr含量也设定为1.00％以下。优选为0.80％以下。
<V：0.01～0.40％>
V是通过析出强化及利用再结晶的抑制带来的位错强化来提高热轧钢板的强度的元素。在要得到这些效果的情况下，V含量优选设定为0.01％以上。
另一方面，V含量超过0.40％时，大量析出碳氮化物从而热轧钢板的成形性降低。因此，V含量设定为0.40％以下。优选为0.20％以下。
<Ni：0.01～0.40％>
Ni是抑制高温下的相变、提高热轧钢板的强度的元素。在要得到该效果的情况下，Ni含量优选设定为0.01％以上。
另一方面，Ni含量超过0.40％时，热轧钢板的焊接性降低。因此，Ni含量设定为0.40％以下。优选为0.20％以下。
<B：0.0001～0.0020％>
B是抑制高温下的相变、提高热轧钢板的强度的元素。在要得到该效果的情况下，B含量优选设定为0.0001％以上。
另一方面，B含量超过0.0020％时，生成B析出物从而热轧钢板的强度降低。因此，B含量设定为0.0020％以下。优选为0.0005％以下。
<Cu：0.02～1.00％>
Cu是以微细的粒子的形态存在于钢中、提高热轧钢板的强度的元素。在要得到该效果的情况下，Cu含量优选设定为0.02％以上。
另一方面，Cu含量超过1.00％时，热轧钢板的焊接性劣化。因此，Cu含量设定为1.00％以下。优选为0.80％以下。
<Sn：0.01～0.50％>
Sn是抑制晶粒的粗大化、提高热轧钢板的强度的元素。在要得到该效果的情况下，Sn含量优选设定为0.01％以上。
另一方面，Sn含量超过0.50％时，钢发生脆化从而在轧制时变得容易断裂。因此，Sn含量设定为0.50％以下。优选为0.30％以下。
<Zr：0.001～0.050％>
Zr是有助于热轧钢板的成形性提高的元素。在要得到该效果的情况下，Zr含量优选设定为0.001％以上。
另一方面，Zr含量超过0.050％时，热轧钢板的延展性劣化。因此，Zr含量设定为0.050％以下。优选为0.030％以下。
上述的热轧钢板的化学组成通过一般的分析方法进行测定即可。例如，使用ICP-AES(电感耦合等离子体-原子发射光谱法；Inductively CoupledPlasma-Atomic EmissionSpectrometry)进行测定即可。需要说明的是，C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活泼气体熔融-热导率法进行测定即可。
接下来，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的金属组织以面积率计铁素体及贝氏体的合计：30～47％、回火马氏体：50～70％、初生马氏体：3～10％，当在将与轧制方向平行的板厚截面沿板厚方向进行3分割而得到的区域中，将中央区域的铁素体及贝氏体中的{001}面的极密度设定为Pi，将表层区域的铁素体及贝氏体中的{001}面的极密度设定为Ps时，Pi/Ps为1.2～2.0。
本实施方式的热轧钢板优选金属组织仅由铁素体、贝氏体、回火马氏体及初生马氏体形成。即，本实施方式的热轧钢板优选金属组织以面积率计仅由铁素体及贝氏体的合计：30～47％、回火马氏体：50～70％以及初生马氏体：3～10％来形成。
需要说明的是，在本实施方式中，对距离表面为1/8深度～距离表面为3/8深度的区域中的铁素体及贝氏体、回火马氏体以及初生马氏体的面积率进行规定。其理由是由于该区域中的金属组织表示热轧钢板的代表性金属组织。
铁素体及贝氏体的合计：30～47％
铁素体及贝氏体会提高热轧钢板的剪切加工性。如果铁素体及贝氏体的面积率的合计低于30％，则有可能热轧钢板的剪切加工性劣化或有可能热轧钢板的疲劳强度劣化。因此，铁素体及贝氏体的面积率的合计设定为30％以上。优选为33％以上、35％以上或37％以上。
另一方面，如果铁素体及贝氏体的面积率的合计超过47％，则有可能热轧钢板的强度及疲劳特性劣化或热轧钢板的剪切加工性劣化。因此，铁素体及贝氏体的面积率的合计设定为47％以下。优选为45％以下或43％以下。
需要说明的是，在本实施方式中，不需要一定含有铁素体及贝氏体这两者，也可以仅含有铁素体及贝氏体中的某一者、且其面积率为上述的范围。
回火马氏体：50～70％
为了提高热轧钢板的疲劳特性，包含初生马氏体是有效的，但为了兼顾剪切加工性及疲劳特性，马氏体生成温度高，包含通过在冷却中被回火而生成的回火马氏体是有效的。
如果回火马氏体的面积率低于50％，则热轧钢板的强度及疲劳特性劣化。因此，回火马氏体的面积率设定为50％以上。优选为53％以上或55％以上。
另一方面，如果回火马氏体的面积率超过70％，则有可能热轧钢板的剪切加工性劣化或有可能热轧钢板的强度劣化。因此，回火马氏体的面积率设定为70％以下。优选为65％以下或60％以下。
初生马氏体：3～10％
初生马氏体会提高热轧钢板的疲劳强度。如果初生马氏体的面积率低于3％，则有可能热轧钢板的疲劳强度劣化和/或有可能热轧钢板的强度劣化。因此，初生马氏体的面积率设定为3％以上。优选为4％以上或5％以上。
另一方面，如果初生马氏体的面积率超过10％，则热轧钢板的剪切加工性劣化。因此，初生马氏体的面积率设定为10％以下。优选为9％以下或8％以下。
各组织的面积率通过以下的方法来获得。
首先，按照可以在与轧制方向平行的板厚截面中观察距离表面为板厚的1/4深度(距离表面为1/8深度～距离表面为3/8深度的区域)并且板宽方向中央位置处的金属组织的方式，从热轧钢板中采集试验片。
将上述试验片的截面使用#600～#1500的碳化硅纸进行研磨后，使用使粒度为1～6μm的金刚石粉分散到醇等稀释液或纯水中而得到的液体精加工成镜面。接着，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅进行研磨，将被导入到样品的表层中的应变除去。在样品截面的长度方向的任意位置处，按照可观察距离表面为板厚的1/4深度位置的方式，对长度为50μm、距离表面为板厚的1/8深度～距离表面为板厚的3/8深度的区域以0.1μm的测定间隔通过电子射线背散射衍射法进行测定来取得晶体取向信息。
对于测定，使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD解析装置。此时，EBSD解析装置内的真空度设定为9.6×10-5Pa以下，加速电压设定为15kV，照射电流水平设定为13，电子射线的照射水平设定为62。由所得到的晶体取向信息，使用EBSD解析装置中附属的软件“OIM Analysis(注册商标)”中搭载的“Grain Orientation Spread”功能，在将15°晶界视为晶体晶界的条件下，抽出“Grain Orientation Spread”为1°以下的区域作为铁素体。通过算出所抽出的铁素体的面积率，得到铁素体的面积率。
接着，在剩余部分区域(“Grain Orientation Spread”超过1°的区域)中，在将5°晶界视为晶体晶界的条件下，将铁素体区域的“Grain AverageIQ”的最大值设定为Iα时，抽出处于超过Iα/2的区域作为贝氏体，抽出处于Iα/2以下的区域作为“初生马氏体及回火马氏体”。通过算出所抽出的贝氏体的面积率，得到贝氏体的面积率。
对于所抽出的“初生马氏体及回火马氏体”，通过下述方法来区别初生马氏体和回火马氏体。
为了对与EBSD测定区域相同的区域用SEM进行观察，在观察位置附近打刻维氏压痕。之后，保留观察面的组织，将表层的污垢研磨除去，进行硝酸乙醇蚀刻。接着，对与EBSD观察面相同的视场通过SEM以倍率为3000倍进行观察。
在EBSD测定中，将被判别为“初生马氏体及回火马氏体”的区域中的在晶粒内具有下部组织、并且渗碳体以多个变体析出的区域判断为回火马氏体。将亮度大、并且通过蚀刻而没有显现出下部组织的区域判断为初生马氏体。通过算出各自的面积率，得到回火马氏体的面积率及初生马氏体的面积率。
需要说明的是，对于观察面表层的污垢除去，采用使用了粒径为0.1μm以下的氧化铝粒子而进行的抛光或者Ar离子溅射等方法即可。
Pi/Ps：1.2～2.0
如果轧制面与{001}面平行，则位错的滑移系少，在剪切加工中不引起晶体旋转，在冲裁剪切面变得容易产生开裂，因此热轧钢板的剪切加工性劣化。本发明的发明者们发现：剪切加工中的开裂容易在将与轧制方向平行的板厚截面沿板厚方向进行3分割而得到的区域中的中央区域中产生。本实施方式中，通过优选地控制中央区域及表层区域的铁素体及贝氏体中的{001}面的极密度，从而使热轧钢板的剪切加工性提高。
当在将与轧制方向平行的板厚截面沿板厚方向进行3分割而得到的区域中，将中央区域的铁素体及贝氏体中的{001}面的极密度设定为Pi，将表层区域的铁素体及贝氏体中的{001}面的极密度设定为Ps时，Pi/Ps低于1.2表示从热轧钢板的表面起{001}面均匀地进行分布。该情况下，在冲裁加工时从剪切面引起晶体旋转，剪切时的塌边变大，在冲裁剪切面变得容易引起开裂，其结果是，热轧钢板的剪切加工性劣化。因此，Pi/Ps设定为1.2以上。优选为1.3以上、1.4以上或1.5以上。
另一方面，Pi/Ps超过2.0表示在中央区域中{001}面过量集中。该情况下，作为脆性断面的{001}面在断裂面中变多，在冲裁剪切面变得容易引起开裂，其结果是，热轧钢板的剪切加工性劣化。因此，Pi/Ps设定为2.0以下。优选为1.9以下、1.8以下或1.7以下。
需要说明的是，所谓中央区域是指在将与轧制方向平行的板厚截面沿板厚方向进行3分割而得到的区域中的距离表面为板厚的1/3深度～距离表面为板厚的2/3深度的区域。此外，所谓表层区域是指在将与轧制方向平行的板厚截面沿板厚方向进行3分割而得到的区域中的表面～距离表面为板厚的1/3深度的区域、或距离表面为板厚的2/3深度～背面(与上述表面不同的另一侧的表面)的区域，在本实施方式中为哪个区域并没有特别限定。
此外，{hkl}表示与轧制面平行的晶面。即，{hkl}表示轧制方向与{hkl}面平行。
铁素体及贝氏体的{001}面的极密度使用将扫描电子显微镜与EBSD解析装置组合而成的装置及TSL公司制的OIM Analysis(注册商标)。由使用通过EBSD(电子背散射衍射；Electron Back Scattering Diffraction)法而测定的取向数据和球面调和函数而算出的表示三维织构的晶体取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)，可以求出极密度。需要说明的是，测定间距设定为5μm/步进。
测定范围设定为中央区域(在将与轧制方向平行的板厚截面沿板厚方向进行3分割而得到的区域中的距离表面为板厚的1/3深度～距离表面为板厚的2/3深度的区域)、以及表层区域(在将与轧制方向平行的板厚截面沿板厚方向进行3分割而得到的区域中的表面～距离表面为板厚的1/3深度的区域、或距离表面为板厚的2/3深度～背面(与上述表面不同的另一侧的表面)的区域)。此外，对于通过与上述的EBSD测定同样的方法而被视为铁素体及贝氏体的区域，进行极密度的测定。
抗拉强度：950MPa以上
本实施方式的热轧钢板的抗拉强度为950MPa以上。优选为1000MPa以上。如果抗拉强度低于950MPa，则适用部件受到限定，车体轻量化的贡献小。上限没有必要特别限定，但从抑制模具磨损的观点出发，也可以设定为1500MPa以下或1300MPa以下。
此外，本实施方式的热轧钢板的疲劳极限比(疲劳强度/抗拉强度)也可以为0.35以上。
抗拉强度通过依据JIS Z 2241：2011进行拉伸试验来评价。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距离板宽方向的端部为1/4部分，将与轧制方向垂直的方向作为长度方向即可。
疲劳强度依据JIS Z 2275：1978，从热轧钢板中采集1号试验片，使用申克式平面弯曲疲劳试验机进行测定。测定时的应力负荷以交变将试验的速度设定为30Hz，测定107个循环时的疲劳强度。然后，通过将107个循环时的疲劳强度除以通过上述的拉伸试验而测定得到的抗拉强度，算出疲劳极限比(疲劳强度/抗拉强度)。
本实施方式的热轧钢板的板厚没有特别限定，但也可以设定为1.2～8.0mm。热轧钢板的板厚低于1.2mm时，轧制完成温度的确保变得困难，并且轧制载荷变得过大，有可能热轧变得困难。另一方面，板厚超过8.0mm时，有可能在热轧后变得难以得到上述的金属组织。
具有上述的化学组成及金属组织的本实施方式的热轧钢板也可以出于耐蚀性的提高等目的而使表面具备镀层来制成表面处理钢板。镀层可以为电镀层，也可以为热浸镀层。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。镀层附着量没有特别限制，可以设定为与以往相同。此外，也可以在镀覆后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)来进一步提高耐蚀性。
本实施方式的热轧钢板不管制造方法如何，通过具有上述的化学组成、金属组织，都可得到其效果。然而，如果利用以下所示的制造方法，则可稳定地得到本实施方式的热轧钢板，因此是优选的。
在本实施方式的热轧钢板的优选的制造方法中，严格地控制热轧条件及之后的冷却条件。以下，进行详细说明。
板坯的加热温度对固溶化及元素偏析的消除造成大的影响。板坯的加热温度低于1100℃时，固溶化及元素偏析的消除不充分，无法充分得到最终得到的制品的析出强化，抗拉强度劣化。此外，如果板坯的加热温度超过1350℃，则不仅固溶化及元素偏析的消除的效果饱和，而且奥氏体的平均粒径粗大化，因此轧制时的晶体旋转产生不均匀性，变得难以得到所期望的织构。因此，板坯的加热温度优选设定为1100～1350℃。更优选为1150～1300℃。
需要说明的是，本实施方式中的板坯的温度及钢板的温度是指板坯的表面温度及钢板的表面温度。
在精轧中，进行使板坯多次连续地在精轧用的轧制机架中通过的轧制。此时，优选的是，在连续的多个轧制机架中，最终3个机架(最终的轧制机架、从最终起前1个的轧制机架、从最终起前2个的轧制机架)的轧制机架中的轧制条件满足下述式(1)及式(2)。本实施方式中，最终3个机架的平均值优选满足下述式(1)及式(2)。
2.0≤2×{R(H1-H2)}0.5/(H1+H2)≤10.0式(1)
其中，上述式(1)中的各符号如下所述。
R：辊半径(mm)
H1：入侧的钢板厚度(mm)
H2：出侧的钢板厚度(mm)
5≤ΔT≤35式(2)
其中，上述式(2)中的ΔT为各轧制机架中的钢板入侧温度与钢板出侧温度之差。
上述式(1)的中边是求出轧制形状比的式子。通过控制轧制形状比，能够控制利用轧制引起的晶体旋转，在所期望的区域中能够得到所期望的晶体取向。如果最终3个机架的轧制形状比的平均值低于2.0，则通过轧制而在钢板内部使压缩应变变多，通过轧制再结晶织构的形成，导致中央区域的{001}面的极密度降低。其结果是，Pi/Ps变得低于1.2。
此外，如果最终3个机架的轧制形状比的平均值超过10.0，则在钢板表面施加强的剪切变形，表层区域的{001}面的极密度极端增加。其结果是，Pi/Ps变得低于1.2。
因此，最终3个机架的轧制形状比的平均值优选设定为2.0～10.0。即，最终的轧制机架中的轧制形状比、从最终起前1个的轧制机架中的轧制形状比及从最终起前2个的轧制机架中的轧制形状比的平均值优选设定为2.0～10.0。
关于上述式(2)，对各轧制机架的钢板入侧温度与钢板出侧温度之差即ΔT进行控制这一事项为了控制钢板内部的温度而言是有效的。在热轧时，同时产生由与轧辊的接触引起的除热和由加工能量或与辊的摩擦热引起的从钢板内部的发热。在精轧的后段中特别是板厚变薄，轧制速度变快，因此除热变小，加工发热的影响变大。因此，根据轧辊的直径、表面状态和所制造的板厚通过适宜的通板速度进行制造变得重要。
如果最终3个机架的ΔT的平均值低于5，则与钢板内部的板厚方向温度差变小。其结果是，表层区域与中央区域的{001}面的极密度之差小，Pi/Ps变得低于1.2。
此外，如果最终3个机架的ΔT的平均值超过35，则从钢板表面的除热变大，因此钢板表面的剪切变形变大。其结果是，表层区域的{001}面的极密度极端降低，Pi/Ps变得超过2.0。
因此，最终3个机架的ΔT的平均值优选设定为5～35。即，最终的轧制机架中的ΔT、从最终起前1个的轧制机架中的ΔT及从最终起前2个的轧制机架中的ΔT的平均值优选设定为5～35。
在精轧结束后，优选在1.6秒以内开始冷却。如果直至冷却开始为止的时间超过1.6秒，则由轧制产生的应变恢复，因此有可能无法优选地控制表层区域的{001}面的极密度。其结果是，有可能Pi/Ps变得低于1.2。直至冷却开始为止的时间更优选为0.6秒以内。
在精轧后，作为一次冷却，优选以平均冷却速度为50℃/秒以上冷却至600～750℃的温度区域。之后，优选在该温度区域中实施2.0～6.0秒钟的空气冷却。进行空气冷却的温度区域低于600℃、超过750℃时，不会充分进行铁素体相变，因此有可能无法得到期望量的铁素体。其结果是，有可能铁素体及贝氏体的面积率的合计不会成为期望量。从抑制冷却设备的增设的观点出发，一次冷却的平均冷却速度也可以设定为250℃/s以下。
此外，如果600～750℃的温度区域中的空气冷却时间超过6.0秒，则有可能大量地生成铁素体，铁素体及贝氏体的面积率的合计不会成为期望量。如果该温度区域中的空气冷却时间低于2.0秒，则有可能回火马氏体的面积率变高，初生马氏体的面积率不会成为期望量。
在上述空气冷却后，作为二次冷却，优选以平均冷却速度为40℃/秒以上冷却至200℃以下的温度区域。二次冷却的平均冷却速度低于40℃/秒时，变得低于马氏体相变所需的临界冷却速度，因此有可能无法得到期望量的初生马氏体和/或回火马氏体。从抑制冷却设备的增设的观点出发，二次冷却的平均冷却速度也可以设定为250℃/s以下。
这里，本实施方式中平均冷却速度设定为用从冷却开始时至冷却结束时为止的钢板的温度下降幅度除以从冷却开始时至冷却结束时为止的所需时间而得到的值。所谓冷却开始时设定为利用冷却设备向钢板开始喷射冷却介质时，所谓冷却结束时设定为钢板从冷却设备中导出时。
此外，对于冷却设备，有在中途没有空气冷却区间的设备和在中途具有1个以上空气冷却区间的设备。本实施方式中，可以使用任一冷却设备。
通过二次冷却而冷却至200℃以下的温度区域之后，将钢板卷取成卷材状。由于在二次冷却后立即进行钢板的卷取，因此卷取温度与二次冷却的冷却停止温度大致相等。如果卷取温度超过200℃，则有可能大量地生成铁素体或贝氏体，变得无法得到所期望的金属组织。因此，成为冷却停止温度的卷取温度优选设定为200℃以下。
需要说明的是，在卷取后，也可以对热轧钢板按照常规方法实施调质轧制，此外，也可以实施酸洗而将形成于表面的氧化皮除去。或者，也可以进一步实施热浸镀、电镀等镀覆处理、化学转化处理。
根据上述的制造方法，能够稳定地制造本实施方式的热轧钢板。
实施例
接下来，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个条件例，本发明并不限于这一个条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可采用各种条件。
将具有表1A及表1B中所示的化学组成的钢进行熔炼，通过连续铸造来制造厚度为240～300mm的板坯。使用所得到的板坯，通过表2A及表2B中所示的制造条件，得到表3中所示的热轧钢板。需要说明的是，由于使用具有7个轧制机架的精轧机进行精轧，因此在表中记载了F5(从最终起前2个的轧制机架)、F6(从最终起前1个的轧制机架)及F7(最终的轧制机架)中的轧制形状比及ΔT。
对于所得到的热轧钢板，通过上述的方法，求出金属组织的面积率、Pi/Ps、抗拉强度及疲劳极限比。将所得到的测定结果示于表3中。
在抗拉强度TS为950MPa以上的情况下，作为具有高强度的热轧钢板而判定为合格。另一方面，在抗拉强度TS低于950MPa的情况下，作为不具有高强度的热轧钢板而判定为不合格。
在疲劳极限比为0.35以上的情况下，作为具有优异的疲劳强度的热轧钢板而判定为合格。另一方面，在疲劳极限比低于0.35的情况下，作为不具有优异的疲劳强度的热轧钢板而判定为不合格。
此外，通过以下的方法，对热轧钢板的剪切加工性进行评价。
通过依据JIS Z 2256：2020，使用φ10mm的冲头，以余隙(clearance)为15％、冲裁速度为3m/s进行冲裁，制作了3个冲裁孔。对于3个冲裁孔，测定冲裁剪切面(与板面垂直的截面)中的开裂的最大长度。在开裂的最大长度为300μm以上的情况下，作为不具有优异的剪切加工性的热轧钢板而判定为不合格。另一方面，在开裂的最大长度低于300μm的情况下，作为具有优异的剪切加工性的热轧钢板而判定为合格。
[表1A]
下划线表示为本发明的范围外。
[表1B]
[表2A]
下划线表示制造条件不优选。
[表2B]
下划线表示制造条件不优选。
[表3]
下划线是指为本发明的范围外或特性不优选。
如果观察表3，则可知：本发明例的热轧钢板具有高强度，并且具有优异的疲劳特性及剪切加工性。另一方面，可知：比较例的热轧钢板的上述特性中的某1个以上低劣。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供具有高强度、并且具有优异的疲劳特性及剪切加工性的热轧钢板。根据本发明的热轧钢板，能够实现汽车等车体的轻量化、部件的一体成形、加工工序的缩短，能够谋求燃料效率的提高、制造成本的降低。

Claims (2)

1.一种热轧钢板，其特征在于，化学组成以质量％计含有：
C：0.02～0.30％、
Si：0.10～2.00％、
Mn：0.5～3.0％、
P：0.100％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.10～1.00％、
N：0.0100％以下、
Ti：0.06～0.20％、
Nb：0～0.10％、
Ca：0～0.0060％、
Mo：0～1.00％、
Cr：0～1.00％、
V：0～0.40％、
Ni：0～0.40％、
B：0～0.0020％、
Cu：0～1.00％、
Sn：0～0.50％、及
Zr：0～0.050％，
剩余部分为Fe及杂质，
金属组织以面积率计为：
铁素体及贝氏体的合计：30～47％、
回火马氏体：50～70％、
初生马氏体：3～10％，
当在将与轧制方向平行的板厚截面沿板厚方向进行3分割而得到的区域中，将中央区域的铁素体及贝氏体中的{001}面的极密度设定为Pi，将表层区域的铁素体及贝氏体中的{001}面的极密度设定为Ps时，Pi/Ps为1.2～2.0，
所述热轧钢板的抗拉强度为950MPa以上。
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％计含有下述元素中的1种或2种以上：
Nb：0.01～0.10％、
Ca：0.0005～0.0060％、
Mo：0.02～1.00％、
Cr：0.02～1.00％、
V：0.01～0.40％、
Ni：0.01～0.40％、
B：0.0001～0.0020％、
Cu：0.02～1.00％、
Sn：0.01～0.50％、及
Zr：0.001～0.050％。
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