热轧钢板的制作方法

本发明涉及热轧钢板。

背景技术：

以往，以汽车车身的轻量化为目的，在运行部件或车身的构造用部件中大多使用高强度钢板。汽车运行部件中，要求无缺口材料的疲劳特性以及缺口疲劳特性，在以往的高强度钢板中，存在这些性能不充分，不能减少部件的板厚的问题。

为了提高无缺口材料的疲劳特性，使组织微细化是有效的。例如，专利文献1以及专利文献2中，记载了具有在热轧原样的状态下平均粒径不足2μm的超微细铁素体粒、具有作为第2相的贝氏体等的热轧钢板，该钢板的延性、韧性、疲劳强度等优异，这些特性的各向异性小。此外，疲劳裂纹从表面附近开始产生，因此使表面附近的组织微细化也是有效的。专利文献3中记载了、具有作为主相的多边形铁素体的平均晶体粒径从板厚中心向表层逐渐变小的晶体粒径倾斜组织，以体积分数计包含5％以上的作为第2相的贝氏体等的热轧钢板。进而，马氏体组织的细粒化也对疲劳特性的提高有效。专利文献4中记载了一种机械结构钢管，其中，显微组织的面积分数的80％以上为马氏体，马氏体组织的平均块径(average block diameter)为3μm以下，并且最大块径为平均块径的1倍以上且3倍以下。此外，专利文献4中记载了造管前的板坯的组织通过热轧以下部贝氏体或者马氏体的方式使碳均匀地分散。然而，细粒化提高无缺口材料的疲劳特性，但没有裂纹传播速度延迟的效果，无助于缺口疲劳特性的提高。

对于缺口疲劳特性的提高，报告了基于复合组织化的裂纹传播速度的降低是有效的。在专利文献5中，在以微细的铁素体为主相的组织中使硬质的贝氏体或马氏体分散，从而使其兼具无缺口材料的疲劳特性和缺口疲劳特性。专利文献6以及7中，报告了通过提高复合组织中的马氏体的长宽比，从而可以降低裂纹传播速度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开平11-92859号公报

专利文献2:日本特开平11-152544号公报

专利文献3:日本特开2004-211199号公报

专利文献4:日本特开2010-70789号公报

专利文献5:日本特开平04-337026号公报

专利文献6:日本特开2005-320619号公报

专利文献7:日本特开平07-90478号公报

技术实现要素：

发明要解决的问题

专利文献5中并未记载用于提高压制成型性的方法，并未特别关注贝氏体以及马氏体的硬度以及形状，因此认为不具有良好的压制成型性。

专利文献6以及7中在进行压制成型时对于必要的延性以及扩孔性等加工性也未考虑。

本发明是为了解决这样的问题而成的，其目的在于提供轧制方向的疲劳特性以及加工性优异，并且拉伸强度为780MPa以上的热轧钢板。

用于解决问题的方案

本发明人等为了达成上述目的而反复进行深入研究，使高强度热轧钢板的化学组成以及制造条件最优化，控制钢板的显微组织，从而成功制造轧制方向的疲劳特性以及加工性优异的钢板。本发明的主旨如以下所述。

(1)一种热轧钢板，其化学组成以质量％计为

C：0.03～0.2％、

Mn：0.1～3.0％、

P：0.10％以下、

S：0.03％以下、

Al+Si：0.2～3.0％、

N：超过0％且0.01％以下、

O：超过0％且0.01％以下、

Ti：0～0.3％、

Nb：0～0.3％、

Mg：0～0.01％、

Ca：0～0.01％、

REM：0～0.1％、

B：0～0.01％、

Cu：0～2.0％、

Ni：0～2.0％、

Mo：0～1.0％、

V：0～0.3％、

Cr：0～2.0％、

余量：铁以及杂质，

显微组织为：以贝氏体为主体，以面积分数计由马氏体和/或奥氏体构成的硬质相为3％以上且不足20％，

在板厚中央部存在的硬质相之中长宽比为3以上的硬质相占60％以上，

在板厚中央部存在的硬质相的轧制方向的长度不足20μm，

沿轧制方向观察到的<011>取向以及<111>取向的X射线随机强度比之和为3.5以上，并且沿轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度比为1.0以下。

(2)根据(1)的热轧钢板，其中，以质量％计包含选自Ti：(0.005+48/14[N]+48/32[S])％以上且0.3％以下、Nb：0.01～0.3％的一种以上，

其中，[N]意味着N的含量(质量％)，[S]意味着S的含量(质量％)。

(3)根据上述(1)的热轧钢板，其中，以质量％计包含选自Mg：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.1％的一种以上。

(4)根据上述(1)的热轧钢板，其中，以质量％计包含B：0.0002～0.01％。

(5)根据上述(1)的热轧钢板，其中，以质量％计包含选自Cu：0.01～2.0％、Ni：0.01～2.0％、Mo：0.01～1.0％、V：0.01～0.3％、Cr：0.01～2.0％的一种以上。

(6)根据上述(1)的热轧钢板，其中，在表面具有热浸镀锌层、或合金化镀锌层。

发明的效果

根据本发明，可以提供轧制方向的疲劳特性和加工性优异、并且拉伸强度为780MPa以上的热轧钢板。本发明可以适宜地用于板厚8mm以下的钢板。本发明所述的热轧钢板可以延长汽车用材料的运行部件等疲劳寿命，因此对于产业上的贡献显著。

附图说明

图1为示出疲劳试验中使用的试验片的形状以及尺寸的示意图。图1的(a)示出测定没有缺口的情况的疲劳强度的试验片的俯视图以及主视图，图1的(b)示出测定具有缺口的情况的疲劳强度的试验片的俯视图以及主视图。

具体实施方式

1.热轧钢板的显微组织

1-1.构成热轧钢板的各相的面积分数

对于本发明的热轧钢板，以贝氏体为主体，由马氏体和/或奥氏体构成的硬质相以面积分数计需要存在3％以上且不足20％。若使显微组织成为在作为主相的软质的贝氏体中配合有作为第二相的硬质相的复合组织，则主相提高延性，第二相提高强度，因此制成强度和延性的平衡良好的钢板。贝氏体为主体意味着热轧钢板中的作为主相的贝氏体的面积分数最高。以往，广泛使用主相为铁素体、第二相为上述的硬质相的钢板。特别是以拉伸强度计需要780MPa以上的强度的情况下，有时将主相制成贝氏体。进而，硬质相成为在软质相中产生的疲劳裂纹传播的障碍，具有降低疲劳裂纹传播速度的效果，因此具有上述复合组织的钢板的冲裁疲劳特性优异。由此，本发明的热轧钢板制成以贝氏体为主体，分配有作为第二相由马氏体和/或奥氏体构成的硬质相的显微组织。贝氏体的面积分数优选为65～97％。

在硬质相的面积分数为3％以上时表现出基于硬质相的疲劳裂纹传播抑制效果。另一方面，硬质相的面积分数为20％以上时，硬质相以称为空孔的缺陷为起点而使扩孔率降低，不能满足汽车的运行部件中所需要的“(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000”。因此，使由马氏体或奥氏体构成的硬质相在以贝氏体为主体的显微组织中以面积分数计存在3％以上且不足20％。硬质相优选以面积分数计存在5％以上，更优选存在7％以上。

1-2.在板厚中央部存在的硬质相的长宽比

接着，对于在板厚中央部存在的硬质相的长宽比进行说明。在以轴疲劳试验进行冲裁疲劳试验时从板厚中央部产生疲劳裂纹，裂纹在板厚方向上传播从而导致断裂。此时，为了抑制裂纹的产生和初期的传播，板厚中央部的硬质相的形态特别重要。

硬质相的长宽比以(硬质相的长轴的长度/硬质相的短轴的长度)来定义。在本发明的热轧钢板中，将“硬质相的长轴的长度”设为“钢板的轧制方向的硬质相的长度”，将“硬质相的短轴的长度”设为“钢板的厚度方向的硬质相的长度”。硬质相的长宽比越大，裂纹碰到成为疲劳裂纹传播的障碍的硬质相的频率越增加，并且裂纹的迂回/支化距离越增大，因此对于疲劳裂纹传播速度降低是有效的。其中，对于长宽比不足3的硬质相，裂纹碰到硬质相时的迂回/支化距离小，因此裂纹传播抑制效果小。因此，使长宽比为3以上的硬质相增加是有效的。因此，本发明的热轧钢板中，在板厚中央部存在的硬质相之中长宽比为3以上的硬质相占60％以上。在板厚中央部存在的硬质相之中长宽比为3以上的硬质相的存在比率优选为80％以上。

1-3.在板厚中央部存在的硬质相的轧制方向的长度

对于在板厚中央部存在的硬质相的轧制方向的长度进行说明。在包含贝氏体和硬质相的复合组织钢变形时，软质的贝氏体侧优先塑性变形，因此伴随变形，硬质相承担的应力增大，在贝氏体·硬质相界面产生大的应变。

硬质相承担的应力、或贝氏体/硬质相界面的应变为一定以上时，在钢中产生称为空孔的缺陷，由于该空孔连结从而导致断裂。容易产生空孔的材料，在局部变形上弱、扩孔性低。

硬质相在轧制方向上延伸时，变形时的应力以及应变在硬质相集中，在早期产生空孔，因此扩孔性容易劣化。此外，与表层部相比，板厚中央部的塑性拘束强，存在容易产生空孔的倾向，因此板厚中央部的硬质相的长度特别重要。

根据本发明人等的研究，将在板厚中央部存在的硬质相的轧制方向的长度控制在不足20μm，从而可以抑制空孔的产生，可以达成汽车的运行部件所需要的(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000。因此，本发明的热轧钢板中，将在板厚中央部存在的硬质相的轧制方向的长度规定为不足20μm。板厚中央部的硬质相的轧制方向的长度优选不足18μm。

硬质相由马氏体和/或奥氏体构成。即，存在仅由含马氏体形成的硬质相、仅由奥氏体组成形成的硬质相、由马氏体和奥氏体两者形成的硬质相的3形态。此外，硬质相存在由单一种晶粒(马氏体粒或奥氏体粒)形成的情况、或存在由多种晶粒集合而一体化地构成硬质相的情况。多种晶粒集合而成的硬质相中，存在多种马氏体粒的集合体、多种奥氏体粒、单一种或多种马氏体粒和单一或多种奥氏体粒的集合体的情况。

1-4.X射线随机强度比

对于X射线随机强度比进行说明。对于无缺口材料的疲劳寿命，受到产生疲劳裂纹为止的寿命的巨大影响。已知疲劳裂纹的产生经过(1)位错组织的饱和、(2)突出·凹陷(intrusion and extrusion)的形成、(3)疲劳裂纹的形成的3阶段过程。

本次，本发明人等深入研究，结果发现适宜地控制疲劳试验时的应力负载方向的晶体取向，使X射线随机强度比满足规定的条件，从而在3阶段的过程之中可以推迟(1)的位错组织的饱和，提高无缺口材料的轧制方向的疲劳寿命。以下说明其的机理。

铁的晶体结构为体心立方结构(body-centered cubic、b.c.c.构造)，工作的滑动系是指{110}<111>系、{112}<111>系、{123}<111>系的42个。对于晶体取向的标记在后面进行叙述。多晶的情况，根据晶体取向而使变形容易程度不同，变形的难易度根据泰勒因子(Taylor factor)而决定。泰勒因子为由(G)式定义的值。

dΣΓ_i＝Mdε···(G)

其中，Γ_i意味着滑动系i的滑动量、ΣΓ_i意味着活动的滑动整体的滑动量的总和、M意味着泰勒因子、ε意味着整体的塑性应变量。

泰勒因子越小，即便各滑动系的滑动量的总和小，整体的塑性应变量也变大，因此可以以小能量进行塑性变形。泰勒因子根据相对于应力负载方向的晶体取向而变化，因此泰勒因子小的取向的晶粒容易变形，泰勒因子大的取向的晶粒不易变形。

根据研究人等的计算，在b.c.c.金属中，假定上述的42个滑动系时，已知使<001>取向、<011>取向以及<111>取向拉伸变形时的泰勒因子的值分别为2.1、3.2以及3.2，<001>取向最容易变形，位错组织的形成快速。另一方面，<011>取向、<111>取向不易变形，因此位错组织的形成迟缓。即、相对于应力负载方向，朝着<001>取向的晶粒的疲劳裂纹的产生寿命短，朝着<011>取向、<111>取向的晶粒的疲劳裂纹的产生寿命长。

本发明人等研究的结果，发现将沿轧制方向观察到的<011>取向以及<111>取向的X射线随机强度比之和控制在3.5以上、并且将沿轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度控制在1.0以下，从而轧制方向的疲劳特性成为(疲劳极限)/(拉伸强度)为0.55以上的良好的值。在此“疲劳极限”是指由后述的无缺口的疲劳试验片得到的1000万次时间强度。

基于该见解，本发明的热轧钢板中，将沿轧制方向观察到的<011>取向以及<111>取向的X射线随机强度比之和设为3.5以上，并且将沿轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度比设为1.0以下。沿轧制方向观察到的<011>取向以及<111>取向的X射线随机强度比之和优选为4.0以上。此外，沿轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度比优选为0.8以下。

1-5.热轧钢板的显微组织、X射线随机强度的测定方法

(1)贝氏体与硬质相的面积分数的测定方法

由构成如以上那样的本发明的热轧钢板的组织的贝氏体与马氏体和/或奥氏体构成的硬质相的面积分数使用将与钢板的宽度方向垂直的截面作为观察面而采取的试样来测定。对于试样研磨观察面，进行硝酸化乙醇腐蚀液蚀刻。用FE-SEM观察进行过硝酸化乙醇腐蚀液蚀刻的观察面的、板厚的1/4厚(意味着距钢板的表面在钢板的厚度方向上位于钢板的厚度的1/4位置。以下同样)、3/8厚、以及1/2厚的范围。

对于各试样的观察对象范围，以1000倍的倍率进行10个视野的观察，在各视野中，测定贝氏体与硬质相占据的面积的比例。硬质相的面积为马氏体与奥氏体的总计的面积。并且，将贝氏体与硬质相占据的面积的比例的总视野的平均值设为贝氏体与硬质相的面积分数。根据该方法，也可以测定除贝氏体、马氏体以及奥氏体(硬质相)之外的铁素体等面积分数。

(2)在板厚中央部存在的硬质相的长宽比以及轧制方向的长度

对于在板厚中央部存在的硬质相的长宽比以及轧制方向的长度是对于位于上述的试样中的板厚1/2厚的硬质相而求出的。对上述的试样中的位于板厚1/2厚的硬质相使用FE-SEM观察50个以上，测定各硬质相的钢板轧制方向的长度以及钢板厚度方向的长度。根据这些长度的测定结果算出各硬质相的长宽比。算出观察到的硬质相之中长宽比为3以上的硬质相的比例。此外，将观察到的硬质相的轧制方向的长度的平均值设为在板厚中央部存在的硬质相的轧制方向的长度。

板厚中央部是指、距钢板的表面在钢板的厚度方向上位于钢板的厚度的1/2位置。例如，在板厚中央部中，任意地选择50个位于50μm×200μm的视野范围内的硬质相，测定各硬质相的轧制方向的长度以及钢板厚度方向的长度。为了提高测定精度，也可以对于位于视野范围内的全部硬质相测定轧制方向的长度以及厚度方向的长度来代替任意地选择50个。

(3)X射线随机强度比

沿轧制方向观察到的<001>取向、<011>取向以及<111>取向的X射线随机强度比若通过X射线衍射而测定的反极图求出即可。X射线随机强度比是指在相同条件下通过X射线衍射法等测定不具有向特定的取向的集聚的标准试样与供试验材料的X射线强度，将所得到的供试验材料的X射线强度除以标准试样的X射线强度得到的数值。

其中，对于热轧钢板，晶体的取向通常用[hkl]或{hkl}表示与板面垂直的取向、用(uvw)或<uvw>表示与轧制方向平行的取向。{hkl}、<uvw>为等效面的总称，[hkl]、(uvw)是指各自的结晶面。在本发明中，以包含b.c.c.构造的铁素体且以贝氏体为主体的热轧钢板为对象，因此例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面是等效的没有区别。这样的情况下，将这些取向总称为<111>。需要说明的是，在结晶学中，对于取向，“-1”正式地讲是在“1”之上附以“-”来标记，但在此，受记载的限制故标记为“-1”。

X射线衍射用试样的制作如下所述进行。通过机械研磨、化学研磨等研磨钢板的轧制方向截面(相对于轧制方向垂直的截面)，通过抛光研磨加工为镜面之后，通过电解研磨、化学研磨等而去除应变。X射线衍射的范围设为板厚整体。不能一次性地测量整体的情况下，将板厚方向分为数个视野来测定，可以对它们的结果进行平均而求出。此外，基于X射线衍射的测定困难的情况下，可以通过EBSP(电子背散射衍射，Electron Back Scattering Pattern)法、ECP(电子通道花样，Electron Channeling Pattern)法等进行统计上足够数目的测定，求出各取向的X射线衍射随机强度比。

2.钢板的化学组成

本发明的热轧钢板的化学组成含有如下的元素。在以下，一并说明这些元素的含量的限定理由。元素的含量的“％”意味着“质量％”。

C：0.03～0.2％

碳(C)在本发明中为重要的元素之一。对于C，使马氏体生成并使奥氏体稳定化、因此不仅有助于基于组织强化的热轧钢板的强度提高，而且具有抑制裂纹传播的效果。其中，C含量不足0.03％时，不能确保规定的硬质相的体积分数，因此不能确认冲裁疲劳特性的提高效果。另一方面，超过0.2％而含有时，构成作为第二相的硬质相的低温相变产物的面积分数过量、扩孔性降低。因此，C含量设为0.03％～0.2％。C含量的下限优选设为0.06％、上限优选设为0.18％。

Mn：0.1～3.0％

锰(Mn)是为了在固溶强化的基础上、提高淬火性而在钢板组织中生成马氏体或奥氏体而含有的。Mn含量即便含有超过3％，该效果也饱和。另一方面，Mn含量不足0.1％时，难以发挥冷却中的珠光体的生成的抑制效果。因此，Mn含量设为0.1～3.0％。Mn含量的下限优选设为0.3％、上限优选设为2.5％。

P：0.10％以下

磷(P)为铁水中所含的杂质，为在晶界偏析、使伴随含量的增加的低温韧性降低的元素。因此，P含量越低越优选。此外，含有超过0.10％的P时，对加工性以及焊接性产生坏影响。因此，P含量设为0.10％以下。特别是，考虑焊接性时，P含量的上限优选0.03％。

S：0.03％以下

硫(S)为在铁水中所含的杂质，为含量过多时，不仅引起热轧时的裂纹，而且使扩孔性劣化的MnS等夹杂物生成的元素。因此，S的含量应尽可能降低。然而，若为0.03％以下则是可以允许的范围。因此，S含量设为0.03％以下。其中，需要某种程度的扩孔性的情况下，S含量的上限优选0.01％、更优选0.005％。

Si+Al：0.2～3.0％

硅(Si)以及铝(Al)均为本发明中的重要的元素之一。Si以及Al具有抑制铁中的{112}<111>滑动，使位错组织形成延迟，从而提高疲劳裂纹的产生寿命的效果。该效果在Si以及Al的总含量(Si+Al)为0.2％以上时得到，在0.5％以上时显著。此外，即便含有超过3.0％，效果也饱和，经济性恶化。因此，Si+Al设为0.2～3.0％。Si+Al的下限优选设为0.5％。需要说明的是，本发明的Al含量是指酸可溶性Al(所谓“sol.Al”)。Si和Al可以仅任一者含有0.2～3.0％，也可以Si与Al两者总计含有0.2～3.0％。

N：超过0％且0.01％以下

氮(N)为在钢中以TiN的形式存在，从而通过板坯加热时的晶体粒径的微细化，有助于低温韧性提高的元素。因此，可以含有。但是，担心含有多于0.01％的N，从而钢板的焊接时形成气孔，使焊接部的接头强度降低。因此，N含量设为0.01％以下。另一方面，将N含量设为不足0.0001％在经济上不优选。因此，N含量的下限优选设为0.0001％以上、更优选设为0.0005％。

O：超过0％且0.01％以下

氧(O)形成氧化物，使成形性劣化，因此需要抑制含量。特别是O含量超过0.01％时，成形性的劣化倾向显著。因此，O含量设为0.01％以下。另一方面，O含量不足0.001％在经济上不优选。因此，O含量的下限优选设为0.001％以上。

Ti：0～0.3％

Nb：0～0.3％

钛(Ti)为兼具优异的低温韧性和基于析出强化的高强度的元素。因此，可以根据需要而含有Ti。Ti的碳氮化物或固溶Ti延迟热轧时的晶粒生长，因此可以使热轧钢板的粒径微细化，有助于低温韧性提高。然而，Ti含量超过0.3％时，上述效果饱和，经济性降低。因此，Ti含量设为0～0.3％。此外，担心Ti含量不足(0.005+48/14[N]+48/32[S])％时，不能充分地得到上述效果。因此，Ti含量优选为0.005+48/14[N]+48/32[S](％)以上且0.3％以下。其中，[N]以及[S]分别为N含量(％)以及S含量(％)。进而，担心Ti含量超过0.15％时，铸造时容易阻塞中间包喷嘴。因此，Ti含量的上限优选设为0.15％。

铌(Nb)为提高热轧钢板的低温韧性的元素。因此，可以根据需要含有Nb。Nb的碳氮化物、或固溶Nb延迟热轧时的晶粒生长，从而可以使热轧钢板的粒径微细化，有助于低温韧性提高。然而，Nb含量即便含有超过0.3％，上述效果也饱和，在经济性上降低。因此，Nb含量设为0～0.3％。此外，担心Nb含量不足0.01％时，不能充分地得到上述效果。因此，Nb含量的下限优选设为0.01％、上限优选设为0.1％。

Mg：0～0.01％

Ca：0～0.01％

REM：0～0.1％

镁(Mg)、钙(Ca)以及稀土元素(REM)为控制成为破坏的起点、成为使加工性劣化的原因的非金属夹杂物的形态、提高加工性的元素。因此，可以根据需要含有这些元素的一种以上。然而，即便含有超过0.01％的Mg、超过0.01％的Ca、或、超过0.1％的REM，上述效果也饱和，经济性降低。因此，Mg含量设为0～0.01％、Ca含量设为0～0.01％、REM含量设为0～0.1％。Mg、Ca以及REM以各自的含量为0.0005％以上的方式而含有，从而上述效果变得显著。因此，Mg含量的下限优选0.0005％、Ca含量的下限优选0.0005％、REM含量的下限优选0.0005％。需要说明的是，REM为Sc、Y以及镧系元素的总计17元素的总称，REM的含量意味着上述元素的总量。

B：0～0.01％

B为在晶界偏析，提高晶界强度，从而提高低温韧性的元素。因此，可以根据需要在钢板中含有。然而，B含量超过0.01％时，上述效果不仅饱和而且在经济性上差。因此，B含量设为0～0.01％。此外，上述效果在钢板的B含量成为0.0002％以上时显著。因此，B含量的下限优选0.0002％、更优选0.0005％。B含量的上限优选0.005％、更优选0.002％。

Cu：0～2.0％

Ni：0～2.0％

Mo：0～1.0％

V：0～0.3％

Cr：0～2.0％

铜(Cu)、镍(Ni)、钼(Mo)、钒(V)以及铬(Cr)为具有通过析出强化或者固溶强化而提高热轧钢板的强度的效果的元素。因此，可以根据需要含有这些元素的任一种以上。然而，即便含有Cu含量超过2.0％，Ni含量超过2.0％、Mo含量超过1.0％、V含量超过0.3％、Cr含量超过2.0％，上述效果也饱和，经济性降低。因此，Cu含量设为0～2.0％、Ni含量设为0～2.0％、Mo含量设为0～1.0％、V含量设为0～0.3％、Cr含量设为0～2.0％。此外，Cu、Ni、Mo、V以及Cu各自的含量不足0.01％时，不能充分地得到上述效果。因此，Cu含量的下限优选0.01％、更优选0.02％。Ni含量的下限优选0.01％、Mo含量的下限优选0.01％、V含量的下限优选0.01％、Cr含量的下限优选0.01％。此外，Cu含量的上限优选1.2％、Ni含量的上限优选0.6％、Mo含量的上限优选0.7％、V含量的上限优选0.2％、Cr含量的上限优选1.2％。

以上为本发明的热轧钢板的基本的化学组成。本发明的热轧钢板的化学组成的余量为铁以及杂质。需要说明的是，杂质意味着在工业上制造钢材时，由于矿石、废料等原料的其它因素而混入的成分。

需要说明的是，作为除上述元素以外的元素，确认到即便以总计含有1％以下的Zr、Sn、Co、Zn以及W的1种以上代替铁的一部分，本发明的热轧钢板优异的轧制方向的疲劳特性以及加工性以及780MPa以上的拉伸强度也没有损害。这些元素之中，Sn存在在热轧时产生瑕疵的担心，因此Sn含量的上限优选0.05％。

具有如以上那样的组织和组成的本发明的热轧钢板制成在表面具备基于热浸镀锌处理的热浸镀锌层，进而，具备进行镀覆后合金化处理的合金化镀锌层，从而可以提高耐腐蚀性。此外，镀覆层并不限于纯锌，也可以含有Si、Mg、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等元素，实现更高的耐腐蚀性。由于具备这样的镀覆层，从而不会损害本发明的热轧钢板优异的冲裁疲劳特性以及加工性。

此外，本发明的热轧钢板即便具有由有机覆膜形成、薄膜层压、有机盐类/无机盐类处理、无铬处理等产生的表面处理层的任意种，也可以得到本发明的效果。

3.本发明的热轧钢板的制造方法

若可以得到具有前述显微组织的热轧钢板，则对其的制造方法没有特别制约，例如，若根据具备以下的工序[a]～[h]的制造方法，则可以稳定地得到本发明的热轧钢板。在以下，以各工序的详细情况作为一个例子来说明。

[a]板坯铸造工序

在热轧之前进行的板坯的制造方法没有特别限定。即、以利用高炉、电炉等的钢的熔炼，之后接着进行各种2次冶炼，制成上述的化学组成的方式进行调整，接着，由通常的连续铸造、薄板坯铸造等方法制造板坯即可。此时，若可以控制在本发明的成分范围内，则在原料中使用废料也没有关系。

[b]板坯加热工序

对于所铸造的板坯，在热轧时加热到规定的温度。连续铸造的情况下，可以暂时冷却至低温之后，进行再次加热之后进行热轧、或可以不特别地进行冷却而在连续铸造之后，接着进行直接加热来热轧。板坯的加热时间设为由(A)式规定的时间t₁(s)以上。

t₁(s)＝1.4×10^-6×Exp{3.2×10⁴/(T₁+273)}···(A)

其中，T₁(℃)：为均热带中的板坯的平均温度。

如此地规定加热时间的理由如以下所述。在铸造后的板坯的组织中，在板坯的中央存在Mn的偏析。因此，板坯的加热不充分的情况下，在通过轧制而得到的热轧钢板的板厚中央部残存Mn的偏析。Mn使奥氏体稳定化，因此成为在轧制后的冷却中沿着Mn偏析奥氏体容易残留的区域。因此，在低温由奥氏体相变而成的马氏体或残留的奥氏体容易沿着Mn偏析而存在，使热轧钢板的板厚中央部的硬质相的轧制方向的长度增大。

本发明人等反复深入研究，结果发现为了将硬质相的轧制方向的长度设为20μm以下，需要将板坯的加热时间设为用(A)式规定的时间t₁(s)以上。认为通过充分地延长板坯的加热时间，从而可以促进Mn的扩散，可以使硬质相的轧制方向的长度降低。板坯加热温度的上限没有特别限定，虽然发挥本发明的效果，但将加热温度设为过度的高温在经济上不优选。因此，板坯加热温度优选设为不足1300℃。此外，板坯加热温度的下限优选设为1150℃。板坯的加热时间不是从加热开始的经过时间而是将板坯保持在规定的加热温度(例如1150℃以上且不足1300℃的温度)的时间。

[c]粗轧制工序

板坯加热工序之后，对于从加热炉抽取的板坯不进行特别地等待而开始热轧的粗轧制工序，得到粗棒(rough bar)。在粗轧制工序中，将粗轧制中的总计压下率设为50％以上，并且在粗轧制中以2次以上、优选为3次以上将板坯表层冷却至由下式(B)式表示的Ar₃相变点以下。具体而言，将粗轧制工序设为多道次热轧，将经过先前的道次的板坯的表层暂时冷却至Ar₃相变点以下，复热至高于Ar₃相变点的温度。由后面的道次对表层进行了复热的板坯进行轧制，再次将板坯的表层冷却至Ar₃相变点以下。重复该过程。需要说明的是，本发明中的板坯表层的温度是指距板坯表面在深度方向上为1mm的部分中板坯的温度，例如可以从传热计算推测。不仅对于板坯最外表面而且将板坯内部的温度冷却至Ar₃点以下，从而复热的效果变大。

Ar₃(℃)＝901-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×Ni···(B)

其中，各元素标记表示各种元素的含量(质量％)。

由以上那样地规定粗轧制条件的理由如下所述。为了得到本发明的效果，所述本发明的效果为得到轧制方向的疲劳特性良好的热轧钢板的效果，在热轧钢板中，沿轧制方向观察到的<011>取向以及<111>取向的X射线随机强度比之和必须为3.5以上，并且沿轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度比必须不足1.0。如此，为了控制晶体取向，使剪切力作用于钢板，从而尽可能增强<011>取向以及<111>取向，使其发展到在板厚的中心附近的部分是重要的。通常，由粗轧制中的剪切力的作用而形成的组织的影响利用粗轧制后的重结晶来排除。然而，基于本发明人等的研究，明确了在粗轧制中暂时将板坯表层冷却到Ar₃相变点以下，从而粗轧制中的组织对最终组织产生优选影响。以下记载所认为的机理。

在粗轧制中施加足够的剪切力，暂时将板坯表层冷却到Ar₃相变点以下时，表层周边的组织一部分由奥氏体相变为铁素体。此时的铁素体受到粗轧制中的剪切力的影响，因此从轧制方向观察，<111>取向与<011>取向增大、<001>取向减小。

至下一道次为止表层的铁素体进行复热而逆相变为奥氏体。此时，奥氏体逆相变为与相变前的铁素体的晶体取向具有一定的取向关系的取向。逆相变而成的表层奥氏体进一步被粗轧制，再次冷却至Ar₃相变点以下时，表层组织的一部分再次从奥氏体相变为铁素体。相变前的奥氏体的晶体取向受到以前的铁素体的晶体取向的影响，因此相变后的铁素体的<111>取向与<011>取向与前一道次之后相比进一步增大。

如此，若重复在粗轧制中，在各道次中，施加足够的剪切力，并且冷却至Ar₃相变点以下使表层相变，则表层附近的<111>取向与<011>取向增大、<001>取向减小。为了充分地发挥该效果，将粗轧制中的压下率设为50％以上，充分地施加剪切力是必要的，在本工序中，将板坯表层进行2次以上、优选为3次以上冷却至Ar₃相变点以下。

[d]最终轧制工序

接着粗轧制工序的最终轧制工序中，以2道次以上、1100℃以下的板坯表层温度进行由下式(C)式求出的形状比X为2.3以上的轧制，将总计轧制率设为40％以上。

其中，L：轧制辊的直径、h_in：轧制辊入侧的板厚、h_out：轧制辊出侧的板厚。

本发明人等发现在1100℃以下的轧制中，为了使热轧的剪切力作用至钢板的深处，需要在热轧的全部道次数之中，在至少2道次中，满足由上述(C)式规定的形状比X为2.3以上。形状比X如由下式(C1)～(C3)式所示那样为轧制辊以及钢板的接触弧长l_d与平均板厚h_m之比。

X＝l_d/h_m···(C1)

l_d＝(L×(h_in-h_out)/2)^1/2···(C2)

h_m＝(h_in+h_out)/2···(C3)

由上述(C)式而求出的形状比X为2.3以上，轧制的道次数为1道次时，剪切应变的导入深度不充分。剪切应变的导入深度不充分时，沿轧制方向观察到的铁素体的向<111>取向与<011>取向的定向变弱，其结果轧制方向的疲劳特性降低。因此，将形状比X为2.3以上的道次数设为2道次以上。

最终轧制工序中的轧制道次数越多越优选。将道次数设为3以上时，可以在全部道次中将形状比X设为2.3以上。为了使剪切层的厚度增加，优选形状比X的值也大的情况。形状比X的值优选2.5以上、更优选3.0以上。

形状比X为2.3以上的轧制在高温下进行时，有时由于之后的重结晶，提高杨氏模量的集合组织被破坏。因此，对于将形状比X设为2.3以上的道次数进行限定的轧制在板坯表层温度为1100℃以下的状态下进行。此外，剪切应力的导入量越大，越使提高钢板的轧制方向的疲劳特性的从轧制方向观察到的<111>取向以及<011>取向的晶粒发达。该效果在1100℃以下的总计压下率为40％以上时是显著的，因此1100℃以下的总计压下率设为40％以上。

最终轧制的最终道次中的压下为(T₂-100)℃以上且不足(T₂+20)℃，优选为(T₂-100)℃以上且不足T₂(℃)，其压下率为3％以上且不足40％。压下率优选为10％以上且不足40％。T₂为由下式(D)式规定的温度。

T₂(℃)＝870+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V···(D)

其中，各元素标记表示各种元素的含量(质量％)。

该最终道次中的压下条件对于为了控制板厚中央部的硬质相的长宽比而言是极其重要的。认为在(T₂-100)℃以上且不足(T₂+20)℃的温度区域进行轧制，从而板厚中央部的硬质相的长宽比增大的原因是因为在抑制重结晶的状态下进行轧制，从而奥氏体的长宽比增大，其形状继承于硬质相。为了发挥增大该硬质相的长宽比的效果，需要将最终压下的压下率设为3％以上。40％以上的轧制对轧制机来说施加了较大的负载，因此优选3％以上且不足40％的压下率。

在不足(T₂-100)℃的温度区域下进行在最终道次中的压下的情况下，成为在铁素体与奥氏体的二相区域的轧制。因此，由于加工诱发相变而促进铁素体的生成，贝氏体未成为显微组织的主体。此外，该情况，生成的铁素体为延性低的未重结晶铁素体，因此钢板的延性低，不满足(拉伸强度(MPa))×(总伸长率(％))≥18000。此外，在(T₂+20)℃以上的温度区域下进行时，板厚中央部的硬质相的长宽比变小。认为这是因为促进奥氏体的重结晶，奥氏体的长宽比减小的情况对硬质相的形态产生影响。因此，在最终道次中的压下在(T₂-100)℃以上且不足(T₂+20)℃的温度区域下进行。在该条件下进行压下，从而使硬质相的长宽比为3以上。

[e]第1冷却工序

接着最终轧制工序的第1冷却工序中，将从最终轧制的最终压下温度至750℃的平均冷却速度设为60℃/s以上。这是因为存在冷却速度不足60℃/s时，板厚中央部的硬质相的板厚方向的长度为20μm以上的情况。冷却速度与硬质相的板厚方向的长度的关联原因尚不确定，但在冷却速度60℃/s以上时，由最终轧制的最终压下导入的位错难以回复，作为铁素体相变的核而起作用，因此存在板厚中央部的未相变奥氏体被铁素体隔断，作为结果的硬质相的板厚方向的长度降低的可能性。

在钢板的厚板领域中，虽然存在指向基于硬质相的长宽比控制的疲劳裂纹传播的抑制的例子，但没有报告兼具其与扩孔性等加工性的文献。推测这是由于如下原因：在厚板领域，轧制应变难以传递到板厚中央部，由于板厚厚，因此不能确保板厚中央部的冷却速度，进行位错回复，结果不能充分地导入铁素体相变的核，不能降低硬质相的长度。

[f]第2冷却工序

接着第1冷却工序的第2冷却工序中，相对于由下式(E)式规定的温度T₃(℃)，将在T₃(℃)以上且不足750℃的温度区域中的平均冷却速度设为50℃/s以上。其理由是因为：平均冷却速度不足50℃/s时，冷却中的铁素体相变量多、贝氏体未成为显微组织的主体，因此不能将热轧钢板的拉伸强度设为780MPa以上。

T₃(℃)＝830-270×C-90×Mn-37×Ni-70×Cr-83×Mo···(E)

其中，各元素标记表示各种元素的含量(质量％)。在(E)式中记载的元素含量为0时，代入0。

[g]均热工序

接着第2冷却工序的均热工序中，相对于由上述(E)式规定的温度T₃(℃)和由下式(F)式规定的温度T₄(℃)，在T₃(℃)以上且不足T₄(℃)的温度区域保持5s以上。均热工序是为了将贝氏体制成显微组织的主体的必要工序。这是因为将保持时间设为5s以上，保持时间为5s以下时，硬质相的面积分数为20％以上，因此降低延性、扩孔率。

T₄(℃)＝561-474×C-33×Mn-17×Ni-17×Cr-21×Mo···(F)

其中，各元素标记表示各种元素的含量(质量％)。在(F)式中记载的元素的含量为0时，代入0。

[h]卷取工序

均热工序之后，进行钢板的卷取。卷取时的钢板温度(卷取温度)设为由上述(F)式规定的T₄(℃)以下。这是因为在超过T₄(℃)的高温度下进行卷取时，组织中的贝氏体的体积分数过量，难以确保硬质相的分率，产生冲裁疲劳特性的劣化。

通过以上的制造工序，制造本发明的热轧钢板。

需要说明的是，以在于在从上述工序[a]至[h]为止的全部工序终止后，通过钢板形状的矫正、可动位错导入等而实现延性的提高为目的，优选实施压下率0.1％以上且2％以下的表皮光轧。此外，对于全部工序终止后，为了附着于所得到的热轧钢板的表面的氧化皮的去除，可以根据需要，对于所得到的热轧钢板进行酸洗。进而，在酸洗之后，对于所得到的热轧钢板，也可以以在线或离线的方式实施压下率10％以下的表皮光轧或冷轧。

本发明的热轧钢板为除轧制工序之外经过作为通常的热轧工序的连续铸造、酸洗等而制造的钢板，即便省略其的一部分而进行制造也可以确保作为本发明的效果的优异的轧制方向的疲劳特性以及加工性。

此外，一旦制造热轧钢板之后，以延性的提高为目的，即便以在线或者离线的方式，在100～600℃的温度范围进行热处理，也可以确保作为本发明的效果的优异的轧制方向的疲劳特性以及加工性。

对于经过上述工序而制造的热轧钢板，也可以附加进行热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理、或者进行基于有机覆膜形成、薄膜层压、有机盐类/无机盐类处理、无铬处理等的表面处理的工序。

4.热轧钢板的特性的评价方法

(1)拉伸强度特性

热轧钢板的机械性质之中，拉伸强度特性(拉伸强度、总伸长率)基于JIS Z 2241 2011而评价。试验片制成JIS Z 2241 2011的5号试验片，从钢板的板宽的1/4W(意味着从钢板的宽度方向端部在钢板的宽度方向上的钢板宽度的1/4的长度位置。以下同样)或3/4W位置将轧制方向作为纵向而采取。

(2)扩孔率

热轧钢板的扩孔率通过基于日本钢铁联盟标准JFS T 1001-1996记载的试验方法的扩孔试验而评价。试验片从与拉伸试验片采取位置同样的位置采取，用圆筒冲头设置冲裁孔。本发明中的加工性优异的钢板是指满足(拉伸强度(MPa))×(总伸长率(％))≥18000并且(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000的钢板。

(3)疲劳特性

图1为示出疲劳试验中使用的试验片的形状以及尺寸的示意图，图1的(a)示出测定无缺口情况的疲劳强度的试验片的俯视图以及主视图，图1的(b)示出测定具有缺口的情况的疲劳强度的试验片的俯视图以及主视图。

热轧钢板的轧制方向的疲劳特性的评价中使用图1中示出的形状以及尺寸的试验片。对于试验片，从与拉伸试验片采取位置同样的位置以轧制方向为长边的方式采取。图1的(a)中示出的试验片为用于得到没有缺口的情况的疲劳强度的试验片。图1的(b)中示出的试验片为用于得到缺口材的疲劳强度的冲裁试验片，为了接近汽车部件的实际使用中的疲劳特性评价的冲裁为与扩孔试验片同样地用圆筒冲头冲裁冲裁孔1。冲裁间隙设为10％。任意的疲劳试验片中，从最表层至0.05mm左右的深度为止，实施用表面粗糙度完成符号表示的三山加工(three triangle finish)研削。

使用该试验片，以应力比R＝0.1、频率15～25Hz的条件进行应力控制的拉伸-拉伸疲劳试验。本发明中的轧制方向的疲劳特性优异的钢板是指由上述的没有缺口的疲劳试验片得到的1000万次时间强度除以由拉伸试验得到的拉伸强度的值(疲劳极限比)为0.55以上，由冲裁疲劳试验得到的1000万次时间强度除以由拉伸试验得到的拉伸强度的值(冲裁疲劳极限比)为0.30以上的钢板。

以下，通过实施例而更具体地说明本发明，但本发明并不限于这些实施例。

实施例

制造具有表1中示出的化学组成的钢水。

[表1]

参照表1，钢A～I的化学组成为本发明中规定的化学组成的范围内。另一方面，钢a的C含量过低，钢b的C含量过高。钢c的P含量过高、钢d的S含量过高。钢e的Si和Al的总含量过低。下划线表示成分量在发明范围外。

使用钢A～H以及钢a～e的化学组成的钢水，通过上述的工序[a]～[h]制造热轧钢板。各工序的实施条件设为表2以及表3中示出的条件。工序[d]中，将1100℃以下的轧制设为P1～P6的6道次。表2以及表3中示出的钢A～H以及钢a～e意味着对应于表1中示出的化学组成的钢水而使用的钢水。T₁(℃)测定加热炉均热带的平均温度，设为均热带中的板坯的平均温度。P1～P6意味着最终轧制工序中的第1道次～第6道次。

[表2]

[表3]

表3热轧条件

对于制造的热轧钢板，求出铁素体、贝氏体、以及硬质相(马氏体以及奥氏体)的各组织的面积分数，测定硬质相的形状、X射线随机强度比。此外，测定拉伸强度特性、扩孔率以及疲劳特性。这些各特性的测定条件应用上述的测定条件。疲劳试验片设置图1中示出的形状以及尺寸，试验片的厚度设为3mm。在表4以及表5中示出各特性的测定结果。热轧钢板的钢种制成未施加镀覆的热轧钢板(HR)、未施加镀覆后合金化处理的热浸镀锌钢板(GI)或合金化热浸镀锌钢板(GA)。

[表4]

表4显微组织和机械特性

[表5]

表5显微组织和机械特性

如表2～5所示，钢A-1、B-1、C-1、C-3～C-5、C-7、C-8、C-10、C-12、C-14、C-16、D-1、E-1、E-2、E-4、E-6、E-9、E-10、F-1、G-1、H-1以及I-1为钢的化学组成以及显微组织满足本发明的规定的例子，另一方面，钢C-2、C-6、C-9、C-11、C-13、C-15、C-17、E-3、E-5、E-7、E-8、E-11、a-1、b-1、c-1、d-1以及e-1为钢的化学组成或显微组织不满足本发明的规定的例子。

钢A-1等本发明例的热轧钢板的硬质相的面积分数、板厚中央部存在的硬质相之中长宽比为3以上的硬质相的比例、板厚中央部存在的硬质相的轧制方向的长度、以及X射线随机强度比均满足本发明的规定。此外，本发明例的热轧钢板的拉伸强度均为780MPa以上。进而，满足(拉伸强度(MPa))×(总伸长率(％))≥18000并且(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000，疲劳极限为0.55以上并且冲裁疲劳极限为0.30以上。

作为比较例的钢C-2的工序[d]中的最终轧制的最终道次中的压下温度为946℃时，与由(D)式规定的T₂(903℃)相比高超过20℃。钢C-9的工序[d]中最终轧制的最终道次的压下率低至2％。因此，均使板厚中央部的硬质相之中长宽比为3以上的硬质相的比例低至不足60％、轧制方向的冲裁疲劳极限比不足0.3的低的值。

钢C-6的工序[d]中最终轧制的最终道次的压下温度为782℃时，与由(D)式规定的T₂(903℃)相比低超过100℃。钢C-13的工序[f]的T₃(℃)以上且不足750℃的温度区域的平均冷却速度过低、低至25℃/s。因此，均促进铁素体的生成，成为68％以上的高面积分数，贝氏体的面积分数低至23％以下，未成为显微组织的主体。其结果，均使拉伸强度不足780MPa。特别是，对于钢C-6，生成的铁素体为未重结晶铁素体，延性也低、不满足(拉伸强度(MPa))×(总伸长率(％))≥18000。

对于钢C-11，从工序[e]中的最终压下温度最终压下温度至750℃的平均冷却速度过低、低至49℃。因此，板厚中央部的硬质相的轧制方向长至22.4μm，不满足(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000。

对于钢C-15，工序[g]的T₃(℃)以上且不足T₄(℃)的温度区域的保持时间过短、短至3.1s，因此硬质相的面积分数高达86.4％、贝氏体未成为显微组织的主体。因此，延性低，未满足(拉伸强度(MPa))×(总伸长率(％))≥18000。

对于钢C-17，工序[h]的卷取温度为533℃时，高于由(F)式规定的T₄(475℃)。因此，热轧钢板的组织中的贝氏体的面积分数过量达到91.5％，硬质相的面积分数低至不足3％。其结果，拉伸强度低至不足780MPa、轧制方向的冲裁疲劳极限比低至不足0.3的值。

对于钢E-3，工序[b]的板坯加热时间为1809s时，短于由(A)式规定的时间t₁(1919s)。因此，板厚中央部的硬质相的轧制方向长至23.9μm，不满足(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000。

对于钢E-5，工序[c]的粗轧制中的总计压下率低至41％。对于钢E-7，将在工序[c]的粗轧制中将板坯表层冷却至Ar₃相变点以下的次数仅设为1次。对于钢E-8，工序[d]中的6次轧制道次之中，形状比X满足2.3以上的道次仅有1道次。对于钢E-11，工序[d]中的1100℃以下的轧制的压下率低至34％。因此，这些钢中，沿轧制方向观察到的<011>取向以及<111>取向的X射线随机强度比之和低至不足3.5，另一方面，沿轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度大于1.0。其结果，均使轧制方向的疲劳极限比低至不足0.55的值。

对于钢a-1，C含量过低、低至0.016％。因此，拉伸强度低至不足780MPa，轧制方向的冲裁疲劳极限比低至不足0.3的值。

对于钢b-1，C含量过高达0.254％。此外，钢d-1的S含量过高达0.0243％。因此，均使扩孔性低，不满足(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000。

钢c-1的P含量过高达0.133％，因此加工性低、不满足(拉伸强度(MPa))×(总伸长率(％))≥18000以及(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000的任意者。

对于钢e-1，Si与Al的总含量过低、低至0.19％。因此，疲劳裂纹的产生寿命短、轧制方向的疲劳极限比低至0.51的值。

产业上的可利用性

根据本发明，可以提供轧制方向的疲劳特性与加工性优异，并且拉伸强度为780MPa以上的热轧钢板。本发明可以适宜地用于板厚8mm以下的钢板。本发明所述的热轧钢板可以延长汽车用材料的运行部件等的疲劳寿命，因此对于产业上的贡献显著。

附图标记说明

1 疲劳试验片的冲裁孔