热轧钢板的制作方法

本发明涉及加工性、涂装后耐腐蚀性、缺口疲劳特性优异的热轧钢板，特别是涉及拉伸凸缘性、涂装后耐腐蚀性及缺口疲劳特性优异的高强度复合组织热轧钢板。

背景技术：

近年来，针对以提高汽车的燃料效率为目的的对各种构件的轻量化的要求，构件中使用的铁合金等钢板的由高强度化带来的薄壁化、al合金等轻金属向各种构件中的适用取得了进展。但是，在与钢等重金属进行比较时，al合金等轻金属虽然具有比强度高这样的优点，但是存在显著高价这样的缺点。因此，al合金等轻金属的适用被限于特殊的用途。因此，为了将各种构件的轻量化适用于更廉价且广的范围，要求钢板的由高强度化带来的薄壁化。

若将钢板高强度化，则一般成形性(加工性)等材料特性劣化。因此，在高强度钢板的开发中，在不使材料特性劣化的情况下谋求高强度化是重要的课题。特别是作为内板构件、结构构件、行走构件等汽车构件使用的钢板根据其用途，要求拉伸凸缘加工性、扩孔弯边加工性、延性、疲劳耐久性、耐冲击性及耐腐蚀性等，兼顾这些材料特性和强度是重要的。

例如，汽车构件中的占车体重量的约20％的结构构件、行走构件等中使用的钢板通过剪切或冲裁加工而进行冲切或开孔后，实施以拉伸凸缘加工或扩孔弯边加工作为主体的压制成形。因此，对于这些钢板要求良好的拉伸凸缘性。

针对上述的课题，例如在专利文献1中，公开了规定了马氏体的分率、尺寸、个数密度、及平均马氏体间隔的拉伸(延性)和扩孔性优异的热轧钢板。在专利文献2中，公开了通过限定铁素体及第二相的平均粒径和第二相的碳浓度而得到的扩孔弯边加工性优异的热轧钢板。在专利文献3中，公开了通过在750～600℃的温度范围内保持2～15秒后在低温下卷取而得到的加工性、表面性状及板平坦度优异的热轧钢板。

然而，在上述的专利文献1中必须确保热轧结束后的一次冷却速度为50℃/s以上，对装置的负荷变高。此外，将一次冷却速度设定为50℃/s以上的情况下，起因于冷却速度的不均而产生材质不均，这成为问题。

此外，如上述那样，近年来，对于汽车构件，适用高强度钢板的要求提高。在将高强度钢板冷压而成形的情况下，在成形中容易从成为拉伸凸缘成形的部位的边缘产生龟裂。认为这是由于因在坯料加工时被导入冲裁端面的应变而仅边缘部进行加工硬化从而导致的。以往，作为拉伸凸缘性的试验评价方法，使用扩孔试验。然而，在扩孔试验中周向的应变几乎没有分布地达到断裂，但在实际的部件的加工中，由于存在应变分布，所以存在由断裂部周边的应变或应力的梯度产生的对断裂极限的影响。因此，在高强度钢板的情况下，即使在扩孔试验中显示充分的拉伸凸缘性，在进行冷压的情况下，有时也因应变分布而产生龟裂。

在专利文献1～3中公开的技术中，任一发明中均公开了通过仅规定由光学显微镜观察到的组织而使扩孔性提高。然而，在考虑应变分布的情况下也不清楚是否能够确保充分的拉伸凸缘性。

在汽车构件中，在车轮或悬架等重要安全部件中的具有开孔部等应力集中大的部位的部件中使用的情况下，除了上述的拉伸凸缘性以外，还要求缺口疲劳特性。进而，由于若通过腐蚀而板厚减少，则部件的强度及缺口疲劳特性发生较大劣化，所以对于在上述那样的部件中使用的钢材，化学转化处理及电沉积涂装后的耐腐蚀性(涂装后耐腐蚀性)也是必须的。

关于缺口疲劳特性的提高，报道了通过将组织制成具有铁素体相和硬质第2相的复合组织而龟裂传播速度有效地降低。例如，在专利文献4中公开了通过在以微细的铁素体作为主相的组织中分散硬质的贝氏体或马氏体而兼顾了没有缺口的材料的疲劳特性和缺口疲劳特性的钢板。然而，在专利文献4中，对于拉伸凸缘性没有任何言及。

此外，在专利文献5、专利文献6中，报道了通过提高复合组织中的马氏体的长宽比而能够降低龟裂传播速度。然而，它们均由于对象为厚板，所以不具备在进行薄板的压制成型时所需要的良好的拉伸凸缘性。因此，难以将专利文献5及专利文献6中记载的钢板作为汽车用钢板使用。

进而，在专利文献4、5、6中，为了制成铁素体与马氏体的复合组织，大多出于促进铁素体相变的目的而添加si。然而，含有si的钢板在钢板的表面生成被称为红氧化皮(si氧化皮)的虎纹状的氧化皮花纹，存在涂装后耐腐蚀性劣化这样的问题。

像这样，以往难以得到完全满足对汽车构件所需要的拉伸凸缘性、缺口疲劳特性、及涂装后耐腐蚀性的钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2013-19048号公报

专利文献2：日本特开2001-303186号公报

专利文献3：日本特开2005-213566号公报

专利文献4：日本特开平04-337026号公报

专利文献5：日本特开2005-320619号公报

专利文献6：日本特开平07-90478号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

本发明是鉴于上述的问题而研究出的。

本发明的目的是提供涂装后耐腐蚀性优异、并且能够适用于要求严格的拉伸凸缘性及缺口疲劳特性的构件的高强度热轧钢板。本发明中，所谓拉伸凸缘性为考虑了应变分布的拉伸凸缘性的指标，表示以作为通过鞍型拉伸凸缘试验法进行试验的结果而得到的凸缘的极限成形高度h(mm)与抗拉强度(mpa)的积进行评价的值，所谓拉伸凸缘性优异表示极限成形高度h(mm)与抗拉强度(mpa)的积为19500(mm·mpa)以上。

此外，所谓缺口疲劳特性优异表示通过缺口疲劳试验得到的缺口疲劳限fl(mpa)与抗拉强度ts(mpa)的比即fl/ts为0.25以上。此外，所谓高强度表示以抗拉强度计为540mpa以上。此外，所谓涂装后耐腐蚀性优异表示涂装后耐腐蚀性的指标即最大剥离宽度为4.0mm以下。

此外，以往，已知若拉伸凸缘性提高，则延性降低。然而，本发明的热轧钢板能够在提高拉伸凸缘性的基础上，满足一般作为汽车构件所要求的最低限的延性即ts×el≥13500mpa·％。

用于解决问题的手段

根据以往的见解，拉伸凸缘性(扩孔性)的改善如专利文献1～3中所示的那样通过夹杂物控制、组织均质化、单一组织化和/或组织间的硬度差的降低等而进行。换而言之，以往，通过控制利用光学显微镜观察到的组织来谋求扩孔性等的改善。

然而，本发明人们鉴于即使仅控制由光学显微镜观察到的组织也无法提高存在应变分布时的拉伸凸缘性，着眼于各晶粒的晶粒内的取向差，开展了深入研究。其结果发现，通过将晶粒内的取向差为5～14°的晶粒在全部晶粒中所占的比例控制在一定的范围内，能够使拉伸凸缘性大幅地提高。

本发明基于上述的见解而构成，其主旨如下所述。

(1)本发明的一方式所述的热轧钢板的化学成分以质量％计含有c：0.020～0.070％、mn：0.60～2.00％、al：0.10～1.00％、ti：0.015～0.170％、nb：0.005～0.050％、cr：0～1.0％、v：0～0.300％、cu：0～2.00％、ni：0～2.00％、mo：0～1.00％、mg：0～0.0100％、ca：0～0.0100％、rem：0～0.1000％、b：0～0.0100％，限制si：0.100％以下、p：0.050％以下、s：0.005％以下、n：0.0060％以下，剩余部分包含fe及杂质，组织以面积率计包含合计80～98％的铁素体及贝氏体、和2～10％的马氏体，在上述组织中，当将取向差为15°以上的边界设为晶界，将由上述晶界包围、且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒时，晶粒内的取向差为5～14°的上述晶粒的比例以面积率计为10～60％。

(2)在上述(1)所述的热轧钢板中，上述化学成分可以以质量％计含有v：0.010～0.300％、cu：0.01～1.20％、ni：0.01～0.60％、mo：0.01～1.00％中的1种或2种以上。

(3)在上述(1)或(2)的热轧钢板中，上述化学成分可以以质量％计含有mg：0.0005～0.0100％、ca：0.0005～0.0100％、rem：0.0005～0.1000％中的1种或2种以上。

(4)在上述(1)～(3)中任一项所述的热轧钢板中，上述化学成分可以以质量％计含有b：0.0002～0.0020％。

(5)在上述(1)～(4)中任一项所述的热轧钢板中，抗拉强度可以为540mpa以上，并且，上述抗拉强度与鞍型拉伸凸缘试验中的极限成形高度的积可以为19500mm·mpa以上。

发明效果

根据本发明的上述方式，能够提供为高强度且能够适用于要求严格的拉伸凸缘性的构件的拉伸凸缘性及缺口疲劳特性及涂装后耐腐蚀性优异的高强度热轧钢板。

附图说明

图1是本实施方式所述的热轧钢板的1/4t部(在板厚方向上距表面为板厚的1/4的位置)中的利用ebsd的解析结果。

图2是表示鞍型拉伸凸缘试验法中使用的鞍型形状的成型品的形状的图。

图3是表示为了评价缺口疲劳特性而使用的疲劳试验片的形状的图。

具体实施方式

以下，对本发明的一实施方式所述的热轧钢板(以下，有时称为本实施方式所述的热轧钢板)进行详细说明。

本实施方式所述的热轧钢板的化学成分以质量％计含有c：0.020～0.070％、mn：0.60～2.00％、al：0.10～1.00％、ti：0.015～0.170％、nb：0.005～0.050％，根据需要，含有cr：1.0％以下、v：0.300％以下、cu：2.00％以下、ni：2.00％以下、mo：1.00％以下、mg：0100％以下、ca：0.0100％以下、rem：0.1000％以下、b：0.0100％以下中的1种以上，限制si：0.100％以下、p：0.050％以下、s：0.005％以下、n：0.0060％以下，剩余部分包含fe及杂质。此外，组织以面积率计包含合计80～98％的铁素体及贝氏体、和2～10％的马氏体，在上述组织中，当将取向差为15°以上的边界设为晶界，将由上述晶界包围、且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒时，晶粒内的取向差为5～14°的上述晶粒的比例以面积率计为10～60％。

首先，对本实施方式所述的热轧钢板的化学成分的限定理由进行说明。各成分的含量的％为质量％。

c：0.020～0.070％

c为与nb、ti等结合而在钢板中形成析出物，并通过析出强化而有助于钢的强度提高的元素。此外，c对马氏体的生成也产生较大影响。因此，将c含量的下限设定为0.020％。优选的c含量的下限为0.025％，更优选的c含量的下限为0.030％。另一方面，若c含量变得超过0.070％，则拉伸凸缘性或焊接性劣化。因此，将c含量的上限设定为0.070％。优选的c含量的上限为0.065％，更优选的c含量的上限为0.060％。

si：0.100％以下

si为降低氧化皮的熔点、并提高氧化皮与基底金属(母材)的密合性的元素。若si含量变多，则产生氧化皮花纹而化学转化处理性劣化，成为涂装后耐腐蚀性降低的原因。因此，有必要限制si含量。若si含量超过0.100％，则涂装后耐腐蚀性显著劣化。因此，将si含量限制为0.100％以下。优选的si含量的上限为0.050％，更优选的si含量的上限为0.040％。si含量也可以为0％。

mn：0.60～2.00％

mn为通过固溶强化、和/或提高钢的淬火性而有助于钢的强度提高的元素。为了得到该效果，将mn含量的下限设定为0.60％。优选的mn含量的下限为0.70％，更优选的mn含量的下限为0.80％。另一方面，若mn含量超过2.00％，则拉伸凸缘性劣化。因此，将mn含量的上限设定为2.00％。优选的mn含量的上限为1.50％，更优选的mn含量的上限为1.20％。

al：0.10～1.00％

al为作为钢液的脱氧剂有效的元素。此外，在本实施方式所述的热轧钢板中，为具有将晶粒内取向差为5～14°的晶粒的比例控制在10～60％的效果的元素。认为这与al具有使钢板的ar3温度大幅上升的效果、且通过含有al而被导入晶粒内的相变应变变少有关系。为了得到这些效果，将al含量的下限设定为0.10％。优选的al含量的下限为0.13％，更优选的al含量的下限为0.15％。另一方面，若al含量超过1.00％，则韧性或延性显著劣化，有时在轧制中导致断裂。因此，将al含量的上限设定为1.00％。优选的al含量的上限为0.50％，更优选的al含量的上限为0.40％。

ti：0.015～0.170％

ti为作为碳化物在钢中微细地析出、并通过析出强化使钢的强度提高的元素。此外，ti为通过形成碳化物(tic)而将c固定、并抑制对于拉伸凸缘性而言有害的渗碳体的生成的元素。为了得到这些效果，将ti含量的下限设定为0.015％。优选的ti含量的下限为0.020％，更优选的ti含量的下限为0.025％。另一方面，若ti含量超过0.170％，则延性劣化。因此，将ti含量的上限设定为0.170％。优选的ti含量的上限为0.150％，更优选的ti含量的上限为0.130％。

nb：0.005～0.050％

nb为作为碳化物在钢中微细地析出、并通过析出强化而使钢的强度提高的元素。此外，nb为通过形成碳化物(nbc)而将c固定、并抑制对于拉伸凸缘性而言有害的渗碳体的生成的元素。为了得到这些效果，将nb含量的下限设定为0.005％。优选的nb含量的下限为0.010％，更优选的nb含量的下限为0.015％。另一方面，若nb含量超过0.050％，则延性劣化。因此，将nb含量的上限设定为0.050％。优选的nb含量的上限为0.040％，更优选的nb含量的上限为0.030％。

p：0.050％以下

p为杂质。p由于使韧性、加工性、焊接性等劣化，所以其含量越低越优选。然而，由于在p含量超过0.050％的情况下，拉伸凸缘性的劣化显著，所以p含量只要限制为0.050％以下即可。更优选为0.030％以下。p的下限没有必要特别规定，但由于过度的降低从制造成本的观点出发不优选，所以也可以将p含量的下限设定为0.005％以上。

s：0.005％以下

s为形成不仅引起热轧时的开裂、而且使拉伸凸缘性劣化的a系夹杂物的元素。因此，s含量越低越优选。然而，由于在s含量超过0.005％的情况下，拉伸凸缘性的劣化显著，所以只要将s含量的上限限制为0.005％即可。更优选为0.003％以下。s的下限没有特别规定，但由于过度的降低从制造成本的观点出发不优选，所以也可以将s含量的下限设定为0.001％以上。

n：0.0060％以下

n为比c优先与ti及nb形成析出物、减少对c的固定有效的ti及nb的元素。因此，n含量优选较低。然而，由于在n含量超过0.0060％的情况下，拉伸凸缘性的劣化显著，所以只要将n含量的上限限制为0.0060％即可。更优选为0.0050％以下。

以上的化学元素是本实施方式所述的热轧钢板中含有的基本成分，包含这些基本元素、且剩余部分包含fe及杂质的化学组成是本实施方式所述的热轧钢板的基本组成。然而，除了该基本成分以外(代替剩余部分的fe的一部分)，在本实施方式所述的热轧钢板中，也可以进一步根据需要在后述的范围内含有选自cr、v、cu、ni、mo、mg、ca、rem、b的化学元素(选择元素)中的1种以上。以下的元素由于没有必要一定含有，所以其含量的下限为0％。即使这些选择元素不可避免地混入到钢中，也不会损害本实施方式的效果。

这里，所谓杂质是在工业上制造合金时，由矿石、废铁等原料、或通过制造工序的各种要因而混入钢中的成分，是指在不对本实施方式所述的热轧钢板的特性造成不良影响的范围内允许的成分。

cr：0～1.0％

cr为有助于提高钢板的强度的元素。在要得到该效果时，优选含有0.05％以上的cr。另一方面，若cr含量超过1.0％，则其效果饱和而经济性降低。因此，即使是含有cr的情况下，也优选将cr含量的上限设定为1.0％。

v：0～0.300％

v为通过析出强化或固溶强化而使钢板的强度提高的元素。在要得到该效果时，优选将v含量设定为0.010％以上。另一方面，若v含量超过0.300％，则上述效果饱和而经济性降低。因此，即使是含有v的情况下，也优选将v含量的上限设定为0.300％。

cu：0～2.00％

cu为通过析出强化或固溶强化而使钢板的强度提高的元素。在要得到该效果时，优选将cu含量设定为0.01％以上。另一方面，若cu含量超过2.00％，则上述效果饱和而经济性降低。因此，即使是含有cu的情况下，也优选将cu含量的上限设定为2.00％。然而，若cu的含量超过1.20％，则有时在钢板的表面产生起因于氧化皮的伤痕。因此，更优选将cu含量的上限设定为1.20％。

ni：0～2.00％

ni为通过析出强化或固溶强化而使钢板的强度提高的元素。在要得到该效果时，优选将ni含量设定为0.01％以上。另一方面，若ni含量超过2.00％，则上述效果饱和而经济性降低。此外，延性也大大降低。因此，即使是含有ni的情况下，也优选将ni含量的上限设定为2.00％。由于若ni的含量超过0.60％则延性开始劣化，所以更优选将ni含量的上限设定为0.60％。

mo：0～1.00％

mo为通过析出强化或固溶强化而使钢板的强度提高的元素。在要得到该效果时，优选将mo含量设定为0.01％以上。另一方面，若mo含量超过1.00％，则上述效果饱和而经济性降低。因此，即使是含有mo的情况下，也优选将mo含量的上限设定为1.00％。

mg：0～0.0100％

mg为通过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而使钢板的加工性提高的元素。在要得到该效果时，优选将mg含量设定为0.0005％以上。另一方面，若mg的含量超过0.0100％，则上述效果饱和而经济性降低。因此，即使是含有mg的情况下，也优选将mg含量的上限设定为0.0100％。

ca：0～0.0100％

ca为通过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而使钢板的加工性提高的元素。在要得到该效果时，优选将ca含量设定为0.0005％以上。另一方面，若ca的含量超过0.0100％，则上述效果饱和而经济性降低。因此，即使是含有ca的情况下，也优选将ca含量的上限设定为0.0100％。

rem：0～0.1000％

rem(稀土类元素)为通过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而使钢板的加工性提高的元素。在要得到该效果时，优选将rem含量设定为0.0005％以上。另一方面，若rem的含量超过0.1000％，则上述效果饱和而经济性降低。因此，即使是含有rem的情况下，rem含量的上限也优选设定为0.1000％。

b：0～0.0100％

b在晶界中偏析，并通过提高晶界强度而使低温韧性提高。在要得到该效果时，优选将b含量设定为0.0002％以上。另一方面，若b含量超过0.0100％，则不仅其效果饱和，而且经济性降低。因此，即使是含有b的情况下，也优选将b含量的上限设定为0.0100％。此外，b为强力的淬火性提高元素，在b含量超过0.0020％的情况下，有时晶粒内的取向差为5～14°的上述晶粒的比例以面积率计变得超过60％。因此，b含量的上限更优选为0.0020％。

关于除上述以外的元素，也可以在不损害本实施方式中的效果的范围内含有。例如，本发明人们确认sn、zr、co、zn、w即使合计含有1％以下也不会损害本实施方式中的效果。这些元素中的sn由于有可能在热轧时产生瑕疵，所以优选为0.05％以下。

接着，对本实施方式所述的热轧钢板的组织(金属组织)进行说明。

本实施方式所述的热轧钢板必须在由光学显微镜观察到的组织中，以面积率计包含合计80～98％的铁素体和贝氏体，包含2％～10％的马氏体。通过制成这样的组织，能够使强度和拉伸凸缘性均衡地提高。若铁素体与贝氏体的合计面积率低于80％，则强度与拉伸凸缘性的平衡降低，极限成形高度h(mm)与抗拉强度ts(mpa)的积即h×ts成为19500mm·mpa。此外，若铁素体与贝氏体的合计面积率超过98％、或者马氏体的面积率低于2％，则缺口疲劳特性劣化，无法满足fl/ts≥0.25。此外，若马氏体的面积率超过10％，则拉伸凸缘性降低。铁素体及贝氏体各自的分率(面积率)没有必要限定，但由于若贝氏体分率超过80％，则有时延性降低，所以贝氏体分率优选为80％以下。更优选低于70％。

除铁素体、贝氏体、马氏体以外的剩余部分的组织没有必要特别限定，例如为残留奥氏体、珠光体等较佳。然而，从抑制拉伸凸缘性的劣化这样的理由出发，剩余部分的比例优选以面积率计设定为10％以下。

组织分率(面积率)可以通过以下的方法而得到。首先，将由热轧钢板采集的试样用硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻。通过对在蚀刻后使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视野得到的组织照片进行图像解析，得到铁素体及珠光体的面积率、以及贝氏体与马氏体的合计面积率。接着，通过使用经lepera腐蚀的试样，对使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视野得到的组织照片进行图像解析，算出残留奥氏体与马氏体的合计面积率。

进而，使用从轧制面法线方向进行表面削除至板厚的1/4深度为止的试样，通过x射线衍射测定求出残留奥氏体的体积率。残留奥氏体的体积率由于与面积率同等，所以将其作为残留奥氏体的面积率。

通过该方法，能够得到铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体、珠光体各自的面积率。

本实施方式所述的热轧钢板必须在将由光学显微镜观察到的组织控制在上述的范围内的基础上，进一步控制使用晶体取向解析中经常使用的ebsd法(电子背散射衍射图案解析法)而得到的晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例。具体而言，在将取向差为15°以上的边界设为晶界，将由该晶界包围、且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒的情况下，必须将全部晶粒中的晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例以面积率计设定为10～60％。

为了得到强度与加工性的平衡优异的钢板，具有这样的晶粒内取向差的晶粒是有效的，所以通过控制其比例，能够维持所期望的钢板强度、并且使拉伸凸缘性大大提高。若晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例以面积率计低于10％，则拉伸凸缘性降低。此外，若晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例以面积率计超过60％，则延性降低。

认为晶粒内的晶体取向差与该晶粒中包含的位错密度存在相关。一般而言晶粒内的位错密度的增加带来强度的提高，另一方面使加工性降低。但是，在晶粒内的取向差被控制为5～14°的晶粒的情况下，能够不使加工性降低地使强度提高。因此，本实施方式所述的热轧钢板中，将晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例控制在10～60％。晶粒内的取向差低于5°的晶粒的加工性优异，但高强度化困难，晶粒内的取向差超过14°的晶粒由于在晶粒内变形能力不同，所以无助于拉伸凸缘性的提高。

晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例可以通过以下的方法而测定。

首先，对于距钢板表面为板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的轧制方向垂直截面，对在轧制方向上200μm、在轧制面法线方向上100μm的区域以0.2μm的测定间隔进行ebsd解析而得到晶体取向信息。这里ebsd解析使用由热场致放射型扫描电子显微镜(jeol制jsm-7001f)和ebsd检测器(tsl制hikari检测器)构成的装置，以200～300点/秒的解析速度实施。接着，对所得到的晶体取向信息，将取向差为15°以上且以当量圆直径计为0.3μm以上的区域定义为晶粒，计算晶粒的晶粒内的平均取向差，求出晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例。上述定义的晶粒或晶粒内的平均取向差可以使用ebsd解析装置中附属的软件“oimanalysis(注册商标)”而算出。

本发明中的“晶粒内取向差”表示晶粒内的取向分散即“grainorientationspread(gos)”，其值如非专利文献1中记载的那样，作为在同一晶粒内成为基准的晶体取向与全部的测定点间的取向误差的平均值求出。本实施方式中，成为基准的晶体取向是将同一晶粒内的全部的测定点平均化而得到的取向，gos的值可以使用ebsd解析装置中附属的软件“oimanalysis(注册商标)version7.0.1”而算出。

图1是本实施方式所述的热轧钢板的1/4t部中的轧制方向垂直截面的100μm×100μm区域的ebsd解析结果。图1中，由取向差为15°以上的晶界所围成的晶粒内的取向差为5～14°的区域以黑色表示。

本实施方式中，拉伸凸缘性通过使用了鞍型成型品的鞍型拉伸凸缘试验法进行评价。具体而言，将图2中所示那样的包含直线部和圆弧部的模拟拉伸凸缘形状的鞍型形状的成型品进行压制加工，以此时的极限成形高度评价拉伸凸缘性。在本实施方式的鞍型拉伸凸缘试验中，使用将拐角的曲率半径r设定为50～60mm、将开口角θ设定为120°的鞍型成型品，测定将冲裁拐角部时的余隙设定为11％时的极限成形高度h(mm)。这里，所谓余隙表示冲裁模与冲头的间隙与试验片的厚度的比。由于余隙实际上根据冲裁工具和板厚的组合而决定，所以所谓11％是指满足10.5～11.5％的范围。极限成形高度的判定是在成形后通过目视观察有无具有板厚的1/3以上的长度的裂纹的存在，设为不存在裂纹的极限的成形高度。

以往作为与拉伸凸缘成形性对应的试验法使用的扩孔试验由于周向的应变基本没有分布地达到断裂，所以断裂部周边的应变或应力梯度与实际的拉伸凸缘成形时不同。此外扩孔试验成为产生板厚贯通的断裂的时刻的评价等，而不成为反映本来的拉伸凸缘成形的评价。另一方面，在本实施方式中使用的鞍型拉伸凸缘试验中，由于能够评价考虑了应变分布的拉伸凸缘性，所以能够实现反映本来的拉伸凸缘成形的评价。

在本实施方式所述的热轧钢板中，铁素体或贝氏体等由光学显微镜组织观察到的各组织的面积率与晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例没有直接关系。换而言之，例如，即使有具有同一铁素体面积率及贝氏体面积率的热轧钢板，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例也不一定相同。因此，仅通过控制铁素体面积率、贝氏体面积率及马氏体面积率，无法得到与本实施方式所述的热轧钢板相当的特性。这也如后述的实施例中所示的那样。

本实施方式所述的热轧钢板可以通过例如包含以下那样的热轧工序及冷却工序的制造方法而得到。

<关于热轧工序>

在热轧工序中，将具有上述的化学成分的板坯加热，进行热轧而得到热轧钢板。板坯加热温度优选设定为下述式(a)所表示的srtmin℃以上且1260℃以下。

srtmin＝7000/{2.75-log([ti]×[c])}-273(a)

其中，式(a)中的[ti]、[c]表示以质量％计的ti、c的含量。

本实施方式所述的热轧钢板含有ti，若板坯加热温度低于srtmin℃，则ti没有充分地固溶。若在板坯加热时ti没有固溶，则使ti作为碳化物(tic)微细析出、并通过析出强化使钢的强度提高变得困难。此外，通过形成碳化物(tic)而将c固定、并抑制对于拉伸凸缘性而言有害的渗碳体的生成变得困难。另一方面，由于若板坯加热工序中的加热温度超过1260℃，则通过鳞落而成品率降低，所以加热温度优选设定为1260℃以下。

在将晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例设定为10％～60％的情况下，在对加热后的板坯进行的热轧中，在将精轧的后段(最终3道次)中的累积应变设定为0.5～0.6的基础上，进行后述的冷却是有效的。这是由于，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒由于通过在比较低的温度下以准平衡(paraequilibrium)状态发生相变而生成，所以通过将相变前的奥氏体的位错密度限定在一定范围，并且将之后的冷却速度限定在一定范围，能够控制晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的生成。

即，由于通过控制精轧的后段3段中的累积应变及之后的冷却，能够控制晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的核生成频率及其后的生长速度，所以结果是也能够控制所得到的体积分率。更具体而言，通过精轧而导入的奥氏体的位错密度主要与核生成频率相关，轧制后的冷却速度主要与生长速度相关。

精轧的后段3段的累积应变低于0.5时，所导入的奥氏体的位错密度不充分，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得低于10％，所以不优选。此外，若精轧的后段3段的累积应变超过0.6，则在热轧中引起奥氏体的再结晶，相变时的蓄积位错密度降低。这种情况下，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得低于10％，所以不优选。

本实施方式中所谓的精轧的后段3段的累积应变(εeff.)可以通过以下的式(1)而求出。

εeff.＝σεi(t，t)(1)

其中，

εi(t，t)＝εi0/exp{(t/τr)^2/3}、

τr＝τ0·exp(q/rt)、

τ0＝8.46×10^-6、

q＝183200j、

r＝8.314j/k·mol，

εi0表示压下时的对数应变，t表示该道次中的即将冷却前的累积时间，t表示该道次中的轧制温度。

轧制结束温度优选设定为ar3+30℃以上。若将轧制结束温度设定为低于ar3+30℃，则当因钢板中的成分、轧制温度的不均，在组织的一部分中产生铁素体的情况下，有可能对铁素体施加加工。由于该加工后的铁素体成为延性降低的原因，所以不优选。此外，若轧制温度低于ar3+30℃，则晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得过量，所以不优选。

此外，热轧包含粗轧和精轧，但精轧优选使用将多个轧制机直线性地配置并沿1个方向进行连续轧制而得到规定的厚度的连轧机。

ar3可以基于钢板的化学成分而通过下述式(2)算出。

ar3＝901-325×[c]+33×[si]+287×[p]+40×[al]-92×([mn]+[mo]+[cu])-46×([cr]+[ni])(2)

其中，[c]、[si]、[p]、[al]、[mn]、[mo]、[cu]、[cr]、[ni]分别表示c、si、p、al、mn、mo、cu、cr、ni的以质量％计的含量。关于不含有的元素，作为0％进行计算。

<关于冷却工序>

对热轧后的热轧钢板进行冷却。优选在冷却工序中对热轧完成后的热轧钢板，以10℃/s以上的冷却速度冷却至650～750℃的温度域(第1冷却)，在该温度域中保持3～10秒钟，之后，以30℃/s以上的冷却速度冷却至100℃以下(第2冷却)。

若第1冷却的冷却速度低于10℃/s，则在比优选的温度域高的温度下因准平衡而引起相变，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得低于10％，所以不优选。此外，若第1冷却的冷却停止温度低于650℃，则在比优选的温度域低的温度下因准平衡而引起相变，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得低于10％，所以不优选。另一方面，若第1冷却的冷却停止温度超过750℃，则在比优选的温度域更高的温度下因准平衡而引起相变，所以晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得低于10％，所以不优选。此外，即使650～750℃下的保持时间低于3秒，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例也变得低于10％，所以不优选。若650～750℃下的保持时间超过10秒，则变得容易生成对拉伸凸缘性有害的渗碳体，所以不优选。此外，若第2冷却的冷却速度低于30℃/s，则变得容易生成对拉伸凸缘性有害的渗碳体，所以不优选。此外，若第2冷却的冷却停止温度超过100℃，则马氏体分率变得低于2％，所以不优选。

第1冷却、第2冷却中的冷却速度的上限没有必要特别限定，但考虑冷却设备的设备能力也可以设定为200℃/s以下。

根据上述的制造方法，能够得到如下的组织：以面积率计包含合计80～98％的铁素体和贝氏体，以面积率计包含2～10％的马氏体，当将取向差为15°以上的边界设为晶界、将由晶界围成、且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒的情况下，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例以面积率计为10～60％。

在上述的制造方法中，在通过控制热轧条件而在奥氏体中导入加工位错的基础上，通过控制冷却条件而适度地残留所导入的加工位错是重要的。即，由于热轧条件和冷却条件分别造成影响，所以同时控制这些条件是重要的。关于除上述以外的条件，只要使用公知的方法即可，没有必要特别限定。

此外，只要能够保持上述的组织的面积率，则即使进行热处理也没有问题。

实施例

以下，列举出本发明的热轧钢板的实施例，对本发明更具体地进行说明，但本发明当然不限定于下述实施例，也可以在可适合于上述、后述的主旨的范围内适当加以变更而实施，它们均包含在本发明的技术范围内。

在本实施例中，首先，将具有下述表1中所示的组成的钢进行熔炼而制造钢坯，将该钢坯进行加热，进行粗热轧后，接着在下述表2中所示的条件下进行精轧。精轧后的板厚为2.2～3.4mm。表2中记载的ar3(℃)由表1中所示的成分使用下式(2)而求出。

ar3＝970-325×[c]+33×[si]+287×[p]+40×[al]-92×([mn]+[mo]+[cu])-46×([cr]+[ni])(2)

此外，最终3段的累积应变由下式(1)求出。

εeff.＝σεi(t，t)(1)

其中，

εi(t，t)＝εi0/exp{(t/τr)^2/3}、

τr＝τ0·exp(q/rt)、

τ0＝8.46×10^-6、

q＝183200j、

r＝8.314j/k·mol，

εi0表示压下时的对数应变，t表示该道次中的即将冷却前的累积时间，t表示该道次中的轧制温度。

表1的空栏是指分析值低于检测限。

表2

对于所得到的热轧钢板，求出各组织的组织分率(面积率)、及晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例。组织分率(面积率)通过以下的方法而求出。首先，将由热轧钢板采集的试样用硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻。通过对蚀刻后使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视野得到的组织照片进行图像解析，得到铁素体及珠光体的面积率、以及贝氏体与马氏体的合计面积率。接着，通过使用经lepera腐蚀的试样，对使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视野得到的组织照片进行图像解析，算出残留奥氏体与马氏体的合计面积率。

进而，使用从轧制面法线方向进行表面削除至板厚的1/4深度为止的试样，通过x射线衍射测定求出残留奥氏体的体积率。残留奥氏体的体积率由于与面积率同等，所以将其作为残留奥氏体的面积率。

通过该方法，得到铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体、珠光体各自的面积率。

此外，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例通过以下的方法进行测定。首先，对于距钢板表面为板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的轧制方向垂直截面，对在轧制方向上200μm、在轧制面法线方向上100μm的区域以0.2μm的测定间隔进行ebsd解析而得到晶体取向信息。这里ebsd解析使用由热场致放射型扫描电子显微镜(jeol制jsm-7001f)和ebsd检测器(tsl制hikari检测器)构成的装置，以200～300点/秒的解析速度实施。接着，对所得到的晶体取向信息，将取向差为15°以上且以当量圆直径计为0.3μm以上的区域定义为晶粒，计算晶粒的晶粒内的平均取向差，求出晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例。上述定义的晶粒或晶粒内的平均取向差使用ebsd解析装置中附属的软件“oimanalysis(注册商标)”而算出。

将结果示于表3中。表中的除铁素体、贝氏体、马氏体以外的组织为珠光体或残留奥氏体。此外，试验no.51由于在轧制中产生开裂，所以无法进行之后的试验。

接着，在拉伸试验中，求出抗拉强度和延性。本发明中，机械性质中的抗拉强度特性(抗拉强度(ts)、延性(el))使用在板宽的1/4w或3/4w位置处将与轧制方向正交的方向作为长度而采集的jisz2241(2011)的5号试验片，依据jisz2241(2011)而进行评价。试验的结果是，若ts为540mpa以上，则判断为充分的强度，在ts×el为13500mpa·％以上的情况下，判断为具有充分的延性。

将结果示于表4中。

接着，通过鞍型拉伸凸缘试验，求出极限成形高度。此外，将抗拉强度(mpa)与极限成形高度(mm)的积作为拉伸凸缘性的指标进行评价，在积为19500mm·mpa以上的情况下，判断为拉伸凸缘性优异。鞍型拉伸凸缘试验使用将拐角的曲率半径设定为r60mm、将开口角θ设定为120°的图2中所示那样的鞍型成型品，将冲裁拐角部时的余隙设定为11％而进行。此外，极限成形高度是在成形后通过目视观察有无具有板厚的1/3以上的长度的裂纹的存在，设为不存在裂纹的极限的成形高度。

将结果示于表4中。

接着，为了评价与轧制方向正交的方向的缺口疲劳特性，从与拉伸试验片采集位置同样的位置按照与轧制方向正交的方向成为长边的方式采集图3中所示的形状的疲劳试验片而进行疲劳试验。图3记载的疲劳试验片是为了得到缺口材料的疲劳强度而制作的缺口试验片。疲劳试验片从最表层磨削至0.05mm左右的深度为止。以应力比r＝0.1、频率5hz进行应力控制轴疲劳试验，将1000万次后没有断裂的应力定义为缺口疲劳限(fl)，评价缺口疲劳特性。试验的结果是，在满足fl/ts≥0.25的情况下，判断为缺口疲劳特性优异。将结果示于表4中。

接着，评价化学转化处理性和涂装后耐腐蚀性。

具体而言，首先，将所制造的钢板进行酸洗后，实施使其附着2.5g/m²的磷酸锌皮膜的磷酸化学转化处理，在该阶段作为化学转化处理性的评价，实施未覆盖区的有无和p比的测定。所谓未覆盖区是没有附着化学转化处理皮膜的部分，所谓p比是使用x射线衍射装置测定的以磷叶石(100)面的x射线衍射强度p与磷锌矿(020)面的x射线衍射强度h的比即p/(p+h)表示的值。

磷酸化学转化处理是使用以磷酸和zn离子作为主要成分的试剂的处理，是与从钢板溶出的fe离子之间生成被称为磷叶石(fezn2(po4)2·4h2o)的晶体的化学反应。并且，磷酸化学转化处理的技术性要点在于，

(1)使fe离子溶出而促进反应、

(2)在钢板表面致密地形成磷叶石晶体。

特别是关于(1)，若在钢板表面残存起因于si氧化皮的形成的氧化物，则会妨碍fe的溶出，出现被称为未覆盖区(スケ)的没有附着化学转化皮膜的部分，或者因fe没有溶出而形成被称为磷锌矿：zn3(po4)2·4h2o的在铁表面上本来不会形成的那样的异常的化学转化处理皮膜，有时使涂装后的性能劣化。因此，按照利用磷酸使钢板表面的fe溶出从而fe离子被充分供给的方式使表面正常变得重要。

通过利用扫描型电子显微镜的观察来判断未覆盖区的有无。具体而言，以1000倍的倍率观察20个视野左右，将整面均匀附着而无法确认到未覆盖区的情况作为无未覆盖区而设为“a”。此外，若能够确认到未覆盖区的视野为5％以下则作为轻微设为“b”。超过5％则作为有未覆盖区而评价为“c”。在c的情况下，判断为化学转化处理性差。

另一方面，p比可以使用x射线衍射装置而测定。取得磷叶石(100)面的x射线衍射强度p与磷锌矿(020)面的x射线衍射强度h的比，作为p比＝p/(p+h)进行评价。p比是表示进行化学转化处理而得到的皮膜中的磷锌矿与磷叶石的比率的值，p比越高包含越多磷叶石，意味着在钢板表面致密地形成磷叶石晶体。一般而言p比≥0.80是为了满足耐腐蚀性能、涂装性能而被要求的，此外，在融雪盐散布地域等苛刻的腐蚀环境下，要求p比≥0.85。因而，若该p比低于0.80，则设为化学转化处理性低劣。将结果示于表4中。

接着对于涂装后耐腐蚀性，通过以下的方法进行评价。

首先，对化学转化处理后的钢板进行25μm厚的电沉积涂装，进行170℃×20分钟的涂装烧结处理后，用前端尖的小刀对电沉积涂膜刻入长度为130mm的切口至到达基底金属(母材)为止。然后，对该钢板，在jisz2371中所示的盐水喷雾条件下，持续实施700小时的35℃的温度下的5％盐水喷雾。在盐水喷雾后，在切口部上，与切口部平行地粘贴130mm长度的宽度为24mm的带(nichiban405a-24jisz1522)，测定将其剥离时的最大涂膜剥离宽度。若该最大涂膜剥离宽度超过4.0mm，则设为涂装后耐腐蚀性低劣。将结果示于表4中。

表3

表4

如由表3、表4的结果表明的那样，将本发明中规定的化学成分在优选的条件下进行热轧时(试验no.1～32)，得到强度为540mpa以上、且拉伸凸缘性的指标为19500mm·mpa以上、ts×el为13500mpa·％、fl/ts≥0.25、最大涂膜剥离宽度为4.0mm的拉伸凸缘性、涂装后耐腐蚀性及缺口疲劳特性优异的高强度热轧钢板。

另一方面，试验no.34～39、41、43是制造条件脱离优选的范围，结果由光学显微镜观察到的组织及晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例中的任一者、或两者不满足本发明的范围的例子。在这些例子中，延性、拉伸凸缘性、缺口疲劳特性中的某一者不满足目标值。

此外，试验no.44～57是由于化学成分为本发明的范围外，所以强度、延性、拉伸凸缘性、缺口疲劳特性中的某一者不满足目标值的例子。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供为高强度且严格的拉伸凸缘性、缺口疲劳特性、及涂装后耐腐蚀性优异的高强度热轧钢板。这些钢板由于有助于汽车的燃料效率提高等，所以产业上的可利用性高。