热轧钢板的制作方法

本发明涉及热轧钢板。

背景技术：

以往，为了汽车车体的轻量化，悬挂部件或车体的结构用部件中大多使用有高强度钢板。汽车的悬挂部件要求无切口材料的疲劳特性和缺口疲劳特性，但对于以往的高强度钢板，这些性能不充分，存在无法减少部件的板厚的问题。

为了提高无缺口材料的疲劳特性，有效的是，使组织微细化。例如，专利文献1和专利文献2中记载了，在保持热轧不变的状态下，具有平均粒径小于2μm的超微细铁素体晶粒的热轧钢板，该钢板的延性、韧性、疲劳强度等优异，据说这些特性的各向异性小。另外，疲劳断裂从表面附近产生，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，具有多边形铁素体的平均晶体粒径从板厚中心朝向表层依次变小的晶体粒径倾斜组织的热轧钢板。进而，马氏体组织的细粒化对疲劳特性的提高也是有效的。专利文献4中记载了如下机械结构钢管：显微组织的面分率的80％以上为马氏体，马氏体组织的平均块直径为3μm以下，且最大块直径为平均块直径的1倍以上且3倍以下。然而，细粒化虽然提高无缺口材料的疲劳特性，但是没有断裂传播速度的延迟效果，无助于缺口疲劳特性的提高。

对于缺口疲劳特性的提高，报道了，由复合组织化所产生的断裂传播速度的降低是有效的。专利文献5中，通过使硬质的贝氏体或马氏体分散于以微细的铁素体为主相的组织中，兼顾无缺口材料的疲劳特性和缺口疲劳特性。专利文献6和7中报道了，通过提高复合组织中的马氏体的长径比，可以降低断裂传播速度。

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中没有记载用于提高压制成型性的方法，对贝氏体和马氏体的硬度和形状未给予特别的注意，因此认为不具备良好的压制成型性。

专利文献6和7中，对于进行压制成型时所需的延性和扩孔性等加工性没有考虑。

本发明是为了解决这样的问题而作出的，其目的在于，提供轧制方向的疲劳特性和加工性优异的热轧钢板。

用于解决问题的方案

本发明人等为了达成上述目的反复深入研究，通过使高强度热轧钢板的化学组成和制造条件最佳化，控制钢板的显微组织，从而成功地制造了轧制方向的疲劳特性和加工性优异的钢板。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％且为0.01％以下，

O：超过0％且为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：铁和杂质，

显微组织为：以铁素体作为主体，以面积分率计，由马氏体和/或奥氏体构成的硬质相为3％以上且低于20％，

存在于板厚中央部的硬质相中的长径比为3以上的硬质相占60％以上，

存在于板厚中央部的硬质相的轧制方向的长度小于20μm，

铁素体晶粒的平均长径比小于5，

从轧制方向观察到的<011>取向和<111>取向的X射线随机强度比之和为3.5以上，且从轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度比为1.0以下。

(2)

根据上述(1)所述的热轧钢板，其以质量％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％中的一种以上。

其中，[N]是指N的含量(质量％)，[S]是指S的含量(质量％)。

(3)

根据上述(1)所述的热轧钢板，其以质量％计，包含选自Mg：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.1％中的一种以上。

(4)

根据上述(1)所述的热轧钢板，其以质量％计，包含B：0.0002～0.01％。

(5)

根据上述(1)所述的热轧钢板，其以质量％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％中的一种以上。

(6)

根据上述(1)所述的热轧钢板，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的热轧钢板。本发明可以适合用于板厚8mm以下的钢板。本发明的热轧钢板可以延长汽车用材料的悬挂部件等的疲劳寿命，因此产业上的贡献显著。

附图说明

图1为示出疲劳试验中使用的试验片的形状和尺寸的示意图，图1的(a)示出测定无缺口时的疲劳强度的试验片的俯视图和正面图，图1的(b)示出测定有缺口时的疲劳强度的试验片的俯视图和正面图。

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率

本发明的热轧钢板需要以铁素体作为主体，由马氏体和/或奥氏体构成的硬质相以面积分率计存在3％以上且低于20％。如果将显微组织制成在作为主相的铁素体中配置有作为第二相的硬质相而成的复合组织，则铁素体用于提高延性，硬质相用于提高强度，因此，变成强度与延性的均衡性良好的钢板。进而，硬质相成为铁素体中的疲劳断裂传播的障碍，有降低疲劳断裂传播速度的效果，因此具有上述复合组织的钢板的冲裁疲劳特性优异。由此，对于本发明的热轧钢板，形成以铁素体作为主体、且分配有作为第二相的由马氏体和/或奥氏体构成的硬质相的显微组织。铁素体为主体是指，热轧钢板中的作为主相的铁素体的面积分率最高。铁素体的面积分率优选70～97％。

由硬质相产生的疲劳断裂传播抑制效果在硬质相的面积分率为3％以上时体现。另一方面，硬质相的面积分率变为20％以上时，硬质相成为被称为空隙的缺陷的起点，使扩孔率降低，不满足汽车的悬挂部件所需的“(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000”。由此，使由马氏体或奥氏体构成的硬质相在以铁素体作为主体的显微组织中以面积分率计存在3％以上且低于20％。硬质相优选的是，以面积分率计存在5％以上，更优选的是存在7％以上。

1-2.存在于板厚中央部的硬质相的长径比

接着，对存在于板厚中央部的硬质相的长径比进行说明。利用轴疲劳试验进行冲裁疲劳试验时，从板厚中央部产生疲劳断裂，断裂沿板厚方向传播而导致断裂。此时，为了抑制断裂的发生和初始的传播，板厚中央部的硬质相的形态是特别重要的。

硬质相的长径比用(硬质相的长轴的长度/硬质相的短轴的长度)定义。本发明的热轧钢板中，“硬质相的长轴的长度”设为“钢板的轧制方向上的硬质相的长度”，“硬质相的短轴的长度”设为“钢板的厚度方向上的硬质相的长度”。硬质相的长径比越大，成为疲劳断裂传播障碍的硬质相中产生断裂的频率增加，而且断裂的迂回·分支距离增大，因此对疲劳断裂传播速度降低是有效的。此处，对于长径比小于3的硬质相，断裂在硬质相中产生时的迂回·分支距离小，因此断裂传播抑制效果小。因此，增加长径比为3以上的硬质相是有效的。由此，对于本发明的热轧钢板，使存在于板厚中央部的硬质相中的长径比为3以上的硬质相占60％以上。存在于板厚中央部的硬质相中的长径比为3以上的硬质相的存在比率优选设为80％以上。

1-3.存在于板厚中央部的硬质相的轧制方向的长度

对存在于板厚中央部的硬质相的轧制方向的长度进行说明。由铁素体和硬质相形成的复合组织钢变形时，软质的铁素体侧优先地发生塑性变形，因此伴随着变形，硬质相所承担的应力增大，在铁素体·硬质相界面产生大的应变。

硬质相所承担的应力或铁素体·硬质相界面的应变变为一定以上时，在钢中产生被称为空隙的缺陷，该空隙连接而导致断裂。容易产生空隙的材料的局部变形弱，扩孔性低。

硬质相沿轧制方向拉伸时，变形时的应力和应变向硬质相集中，在早期产生空隙，因此扩孔性容易劣化。另外，与表层部相比，板厚中央部的塑性约束强，有容易产生空隙的倾向，因此，板厚中央部的硬质相的长度是特别重要的。

根据本发明人等的研究，通过将存在于板厚中央部的硬质相的轧制方向的长度控制为小于20μm，可以抑制空隙的产生，可以达成汽车的悬挂部件所需的、(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000。因此，对于本发明的热轧钢板，将存在于板厚中央部的硬质相的轧制方向的长度限定为小于20μm。板厚中央部的硬质相的轧制方向的长度优选小于18μm。

硬质相由马氏体和/或奥氏体构成。即，存在：仅由马氏体形成的硬质相、仅由奥氏体形成的硬质相、由马氏体和奥氏体这两者形成的硬质相这3个形态。另外，硬质相有由单一种的晶粒(马氏体晶粒或奥氏体晶粒)形成的情况，也有多种晶粒集合而一体地构成硬质相的情况。多种晶粒集合而成的硬质相中也有多种马氏体晶粒的集合体、多种奥氏体晶粒、单一种或多种马氏体晶粒与单一种或多种奥氏体晶粒的集合体的情况。

1-4.铁素体晶粒的长径比

对铁素体晶粒的平均长径比进行说明。铁素体晶粒的长径比用(铁素体晶粒的长轴的长度/铁素体晶粒的短轴的长度)定义。本发明的热轧钢板中，“铁素体晶粒的长轴的长度”设为“钢板的轧制方向上的铁素体晶粒的长度”，“铁素体晶粒的短轴的长度”设为“钢板的厚度方向上的铁素体晶粒的长度”。对奥氏体区域轧制加工结束时，铁素体晶粒的平均长径比变为小于5。另一方面，最终轧制温度低，奥氏体与铁素体的二相区域中进行了轧制时，铁素体晶粒沿轧制方向延伸，因此铁素体晶粒的平均长径比变为5以上。铁素体晶粒的平均长径比为5以上时，铁素体晶粒发生加工固化，因此，钢板的延性降低，无法满足(拉伸强度(MPa))×(总伸长率(％))≥18000。因此，对于本发明的热轧钢板，使铁素体晶粒的平均长径比小于5。

1-5.X射线随机强度比

对X射线随机强度比进行说明。无缺口材料的疲劳寿命受到产生疲劳断裂为止的寿命较大影响。已知的是，疲劳断裂的产生经过(1)位错组织的饱和、(2)突出·掺入的形成、(3)疲劳断裂的形成这3个阶段的过程。

此次，本发明人等进行了深入研究，结果发现：通过适当地控制疲劳试验时的应力负荷方向的晶体取向，通过使X射线随机强度比满足规定的条件，从而可以延迟3个阶段的过程中的(1)位错组织的饱和，可以提高无缺口材料的轧制方向的疲劳寿命。以下对其机制进行说明。

铁的晶体结构为体心立方结构(body-centered cubic，b.c.c.结构)，发挥滑动系据说为{110}<111>系、{112}<111>系、{123}<111>系这42个。对于晶体取向的表示如后所述。多晶的情况下，根据晶体取向而变形的容易程度不同，变形的难易度由泰勒因子决定。泰勒因子是由(F)式定义的值。

dΣΓ_i＝Mdε···(F)

其中，分别地，Γ_i是指滑动系i的滑动量，ΣΓ_i是指活动的滑动整体的滑动量的总和，M是指泰勒因子，ε是指整体的塑性应变量。

泰勒因子越小，即使各滑动系的滑动量的总和小，整体的塑性应变量也越大，因此可以以小的能量进行塑性变形。泰勒因子在相对于应力负荷方向的晶体取向发生变化，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难以变形。

根据研究人等的计算，已知的是，如果b.c.c.金属中假定上述42个滑动系，则使<001>取向、<011>取向和<111>取向拉伸变形时的泰勒因子的值分别为2.1、3.2和3.2，<001>取向最容易变形，位错组织的形成快。另一方面，<011>取向、<111>取向难以变形，因此位错组织的形成慢。即，对于应力负荷方向朝向<001>取向的晶粒的疲劳断裂的发生寿命短，朝向<011>取向、<111>取向的晶粒的疲劳断裂的发生寿命长。

本发明人等进行了研究，结果发现：通过将从轧制方向观察到的<011>取向和<111>取向的X射线随机强度比之和控制为3.5以上，且从轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度控制为1.0以下，从而轧制方向的疲劳特性变为(疲劳极限)/(拉伸强度)为0.55以上的良好的值。此处所谓“疲劳极限”是指，后述的无缺口的疲劳试验片中得到的1000万次时间强度。

基于该发现，对于本发明的热轧钢板，使从轧制方向观察到的<011>取向和<111>取向的X射线随机强度比之和为3.5以上，且使从轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度比为1.0以下。从轧制方向观察到的<011>取向和<111>取向的X射线随机强度比之和优选为4.0以上。另外，从轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度比优选为0.8以下。

1-6.热轧钢板的显微组织、X射线随机强度的测定方法

(1)铁素体和硬质相的面积分率的测定方法

对于构成以上那样的本发明的热轧钢板的组织的铁素体由马氏体和/或奥氏体构成的硬质相的面积分率，使用将与钢板的宽度方向垂直的截面作为观察面而采集的试样进行测定。试样对观察面进行研磨，进行硝酸浸蚀液蚀刻。利用FE-SEM，对经过硝酸浸蚀液蚀刻的观察面的、板厚的1/4厚(是指，自钢板的表面起沿钢板的厚度方向至钢板厚度的1/4的位置。以下同样。)、3/8厚、和1/2厚的范围进行观察。

对于各试样的观察对象范围，以1000倍的倍率观察10个视野，测定各视野中铁素体和硬质相所占的面积比例。硬质相的面积为马氏体与奥氏体的合计的面积。而且，将铁素体和硬质相所占的面积比例在全部视野的平均值作为铁素体和硬质相的面积率。

(2)存在于板厚中央部的硬质相的长径比和轧制方向的长度、铁素体相的长径比

存在于板厚中央部的硬质相的长径比和轧制方向的长度对上述试样中的位于板厚的1/2厚的硬质相而求出。使用FE-SEM对上述试样中的位于板厚1/2厚的硬质相50个以上进行观察，测定各硬质相的钢板轧制方向的长度和钢板厚度方向的长度。根据这些长度的测定结果，算出各硬质相的长径比。观察到的硬质相中，算出长径比为3以上的硬质相的比例。另外，将观察到的硬质相的轧制方向的长度的平均值作为存在于板厚中央部的硬质相的轧制方向的长度。

板厚中央部是指，自钢板的表面起沿钢板的厚度方向至钢板厚度的1/2的位置。例如板厚中央部中，任意地选择位于50μm×200μm的视野范围内的硬质相50个，测定各硬质相的轧制方向的长度和钢板厚度方向的长度。为了提高测定精度，可以对于位于视野范围内的硬质相的全部来测定轧制方向的长度和厚度方向的长度，用以代替任意选择的50个。

就铁素体晶粒的平均长径比而言，对上述试样中的位于板厚的1/4厚～1/2厚的位置的铁素体晶粒而求出。利用FE-SEM对上述试样中的位于板厚的1/4厚～1/2厚的位置的50个以上铁素体晶粒进行观察，测定各铁素体晶粒的钢板轧制方向的长度和钢板厚度方向的长度。根据这些长度的测定结果，算出各铁素体晶粒的长径比，将观察到的铁素体晶粒的长径比的平均值作为铁素体晶粒的平均长径比。

(3)X射线随机强度比

从轧制方向观察到的<001>取向、<011>取向和<111>取向的X射线随机强度比可以由根据X射线衍射测定的逆极点图而求出。X射线随机强度比是指，在同一条件下通过X射线衍射法等测定不具有向特定取向发生累积的标准试样和受试材料的X射线强度，是所得受试材料的X射线强度除以标准试样的X射线强度而得到的数值。

此处，对于热轧钢板，晶体取向通常将与板面垂直的取向用[hkl]或{hkl}表示，将与轧制方向平行的取向用(uvw)或<uvw>表示。{hkl}、<uvw>为等价面的总称，[hkl]、(uvw)是指各晶面。本发明中，使以属于b.c.c.结构的铁素体作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)面是等价的，不进行区别。这样的情况下，将这些取向统称为<111>。需要说明的是，晶体学中，对于取向，“-1”正式地是在“1”上添加“-”来表示，此处由于记载的限制而表示为“-1”。

X射线衍射用试样的制作如下进行。将钢板的轧制方向截面(与轧制方向垂直的截面)通过机械研磨、化学研磨等进行研磨，通过抛光研磨加工成镜面后，通过电解研磨、化学研磨等去除应变。X射线衍射的范围设为板厚整体。无法一次性测量整体时，可以将板厚方向分成多个视野进行测定，将这些结果进行平均而求出。另外，难以利用X射线衍射进行测定的情况下，也可以通过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元素。以下，针对这些元素含量的限定理由也一并进行说明。元素含量的“％”是指“质量％”。

C：0.03～0.2％

碳(C)是本发明中重要的元素之一。C使马氏体生成并使奥氏体稳定化，因此不仅有利于由组织强化所产生的热轧钢板的强度提高，还有抑制断裂传播的效果。但是，C含量小于0.03％时，无法确保规定的硬质相的面积分率，因此，无法确认冲裁疲劳特性的提高效果。另一方面，超过0.2％地含有时，构成作为第二相的硬质相的低温相变生成物的面积分率变得过剩，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)是在固溶强化的基础上，为了在提高淬火性的钢板组织中使马氏体或奥氏体生成而含有的。即使Mn含量超过3％地含有，该效果也饱和。另一方面，Mn含量小于0.1％时，难以发挥冷却中的珠光体和贝氏体的生成抑制效果。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，是在晶界中偏析，并伴随着含量的增加而降低低温韧性的元素。因此，P含量越低越优选。另外，含有超过0.10％的P时，对加工性和焊接性造成不良影响。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)为铁水中所含的杂质，含量过多时，是不仅引起热轧时的裂缝，而且生成使扩孔性劣化的MnS等夹杂物的元素。因此S的含量应该极力降低。然而，如果为0.03％以下，则为能够允许的范围。因此，S含量设为0.03％以下。但是，需要一定程度的扩孔性时，S含量的上限优选0.01％，更优选0.005％。

Si+Al：0.2～3.0％

硅(Si)和铝(Al)均为本发明中重要的元素之一。Si和Al抑制铁中的{112}<111>滑动，有通过延迟位错组织形成，来提高疲劳断裂的产生寿命的效果。该效果在Si和Al的合计含量(Si+Al)为0.2％以上时得到，为0.5％以上时显著。另外，即使超过3.0％地含有，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Al(所谓“sol.Al”)。Si和Al可以仅任意一者含有0.2～3.0％，也可以Si和Al这两者合计含有0.2～3.0％。

N：超过0％且为0.01％以下

氮(N)是在钢中以TiN的形式存在，从而通过板坯加热时的晶体粒径的微细化，有利于提高低温韧性的元素。因此，也可以含有。但是，通过使N以大于0.01％地含有，钢板焊接时形成进出口孔，有降低焊接部的接头强度的担心。因此，N含量设为0.01％以下。另一方面，使N含量小于0.0001％在经济上是不优选的。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％且为0.01％以下

氧(O)形成氧化物，使成形性劣化，因此必须抑制含量。特别是，O含量超过0.01％时，成形性的劣化倾向变显著。因此，O含量设为0.01％以下。另一方面，使O含量小于0.001％在经济上是不优选的。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)是兼顾优异的低温韧性和基于析出强化的高强度的元素。因此，根据需要也可以含有Ti。Ti的碳氮化物或固溶Ti使热轧时的晶粒生长延迟，因此可以使热轧钢板的粒径微细化，有利于低温韧性提高。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％。另外，Ti含量小于(0.005+48/14[N]+48/32[S])％时，有无法充分得到上述效果的担心。因此，Ti含量优选0.005+48/14[N]+48/32[S](％)以上且0.3％以下。此处，[N]和[S]分别为N含量(％)和S含量(％)。进而，Ti含量超过0.15％时，有铸造时中间包喷嘴容易堵塞的担心。因此，Ti含量的上限优选设为0.15％。

铌(Nb)是提高热轧钢板的低温韧性的元素。因此，根据需要也可以含有Nb。Nb的碳氮化物或固溶Nb使热轧时的晶粒生长延迟，从而可以使热轧钢板的粒径微细化，有利于低温韧性提高。然而，即使Nb含量超过0.3％地含有，上述效果也饱和，经济性降低。因此，Nb含量设为0～0.3％。另外，Nb含量小于0.01％时，有无法充分得到上述效果的担心。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)和稀土元素(REM)是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来提高加工性的元素。因此，根据需要也可以含有它们中的任意1种以上。然而，即使含有超过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％。通过以Mg、Ca和REM的各自的含量为0.0005％以上的方式含有，上述效果变显著。因此，分别地，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是Sc、Y和镧系元素的合计17种元素的总称，REM的含量是指上述元素的总量。

B：0～0.01％

B是在晶界中偏析、提高晶界强度从而提高低温韧性的元素。因此，根据需要也可以在钢板中含有。然而，B含量超过0.01％时，不仅上述效果饱和而且经济性差。因此，B含量设为0～0.01％。另外，上述效果在钢板的B含量变为0.0002％以上时变显著。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)和铬(Cr)是有通过析出强化或固溶强化来提高热轧钢板的强度的效果的元素。因此，根据需要也可以含有这些元素中的任意1种以上。然而，即使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％地含有，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％。另外，Cu、Ni、Mo、V和Cu的各自的含量小于0.01％时，无法充分得到上述效果。因此，Cu含量的下限优选0.01％，更优选0.02％。分别地，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％。另外，分别地，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化学组成。本发明的热轧钢板的化学组成的余量由铁和杂质组成。需要说明的是，杂质是指，工业制造钢材时，由于矿石、废料等原料其它因素而混入的成分。

需要说明的是，确认了，作为除上述元素以外的元素，即使以合计含有1％以下的Zr、Sn、Co、Zn和W中的1种以上代替铁的一部分，本发明的热轧钢板的优异的轧制方向的疲劳特性和加工性也不会被破坏。对于这些元素中的Sn，热轧时有产生瑕疵的担心，因此Sn含量的上限优选0.05％。

对于具有以上那样的组织和组成的本发明的热轧钢板，在表面具备利用热浸镀锌处理的热浸镀锌层、进而镀覆后进行合金化处理而具备合金化镀锌层，从而可以提高耐腐蚀性。另外，镀层不限定于纯锌，也可以含有Si、Mg、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等元素，实现耐腐蚀性的进一步提高。通过具备这样的镀层，不会破坏本发明的热轧钢板的优异的冲裁疲劳特性和加工性。

另外，本发明的热轧钢板即使具有基于有机覆膜形成、薄膜层压、有机盐类/无机盐类处理、无铬酸盐处理等的表面处理层中的任意者，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

只要可以得到具有前述显微组织的热轧钢板就对其制造方法没有特别限制，例如，通过具备以下的工序[a]～[h]的制造方法，可以稳定地得到本发明的热轧钢板。以下，以各工序的详细情况为一例进行说明。

[a]板坯铸造工序

热轧之前的板坯的制造方法没有特别限定。即，利用高炉、电炉等进行钢的熔炼，接着进行各种2次冶炼，以变为上述化学组成的方式进行调整，接着，可以利用通常的连续铸造、薄板坯铸造等方法铸造板坯。此时，只要能够控制在本发明的成分范围内，原料也可以使用废料。

[b]板坯加热工序

经过铸造的板坯在热轧时被加热至规定的温度。连续铸造的情况下，可以暂时冷却至低温后，再次加热后进行热轧，也可以不特别进行冷却地连续铸造，之后直接加热并热轧。板坯的加热时间设为(A)式中限定的时间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。

将加热时间如此限定的理由如以下所述。铸造后的板坯的组织中，在板坯的中央存在Mn的偏析。因此，板坯的加热不充分时，在通过轧制得到的热轧钢板的板厚中央部残留有Mn的偏析。Mn使奥氏体稳定化，因此，在轧制后的冷却中沿着Mn偏析，形成容易残留奥氏体的区域。由此，低温下自奥氏体相变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：必须使硬质相的轧制方向的长度为20μm以下，使板坯的加热时间为(A)式中限定的时间t₁(s)以上。认为，通过充分延长板坯的加热时间，可以促进Mn的扩散，可以降低硬质相的轧制方向的长度。即使不特别限定板坯加热温度的上限，也可以发挥本发明的效果，但使加热温度为过度高温时，在经济上不优选。由此，板坯加热温度优选低于1300℃。另外，板坯加热温度的下限优选设为1150℃。板坯的加热时间是将板坯在规定的加热温度(例如1150℃以上且低于1300℃的温度)下保持的时间而不是自加热开始的经过时间。

[c]粗轧工序

在板坯加热工序后，对从加热炉抽出的板坯，不特别等待而开始热轧的粗轧工序，得到粗棒。粗轧工序中，使粗轧中的合计压下率为50％以上，且在粗轧中将以上板坯表层冷却至下述(B)式所示的Ar₃相变点以下2次以上、优选3次。具体而言，使粗轧工序为多道次热轧，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，使其复热至高于Ar₃相变点的温度。将表层复热了的板坯在之后的道次中轧制，将板坯的表层再次冷却至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，距离板坯表面的深度方向处1mm的部分中的板坯的温度，例如可以根据传热计算推测。通过将板坯内部而不仅是板坯最表面的温度冷却至Ar₃点以下，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，各元素符号是指各元素的含量(质量％)。

将粗轧条件如以上那样限定的理由如下所述。为了获得得到轧制方向的疲劳特性良好的热轧钢板的本发明的效果，热轧钢板中，必须从轧制方向观察到的<011>取向和<111>取向的X射线随机强度比之和为3.5以上，且从轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度比小于1.0。如此，控制晶体取向时，通过使剪切力作用于钢板，尽量使<011>取向和<111>取向强，直至接近板厚中心的部分发达是重要的。通常，由于粗轧中的剪切力的作用而形成的组织的影响因被粗轧后的重结晶而排除。然而，根据本发明人等的研究，表明，通过在粗轧中将板坯表层暂时冷却至Ar₃相变点以下，粗轧中的组织对最终组织产生优选的影响。以下记载认为的机制。

粗轧中充分施加剪切力，暂时将板坯表层冷却至Ar₃相变点以下时，表层周边组织的一部分从奥氏体相变为铁素体。此时的铁素体受到粗轧中的剪切力的影响，因此从轧制方向观察，<111>取向和<011>取向增大，<001>取向减少。

直至下一个道次为止表层的铁素体复热，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取向关系的取向。逆相变了的表层奥氏体进而被粗轧，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至铁素体。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>取向和<011>取向与前道次后相比进一步增大。

如此，如果在粗轧中，各道次中，重复施加充分的剪切力，且冷却至Ar₃相变点以下使表层相变，则表层附近的<111>取向和<011>取向增大，<001>取向减少。为了充分发挥该效果，必须使粗轧中的压下率为50％以上，充分地施加剪切力，本工序中，将板坯表层冷却至Ar₃相变点以下2次以上、优选3次以上。

[d]轧制加工工序

紧接着粗轧工序的轧制加工工序中，在1100℃以下的板坯表层温度下进行由下述(C)式求出的形状比X为2.3以上的轧制2道次以上，使合计轧制率为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直至钢板的深处，热轧的总道次数中，至少2道次必须满足上述(C)式中限定的形状比X为2.3以上。形状比X如下述(C1)～(C3)式所示那样，为轧制辊和钢鈑的接触弧长l_d与平均板厚h_m的比。

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)

即使通过上述(C)式求出的形状比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也不充分。剪切应变的导入深度不充分时，从轧制方向观察到的铁素体向<111>取向和<011>取向的取向变弱，其结果，轧制方向的疲劳特性降低。因此，使得形状比X为2.3以上的道次数为2道次以上。

轧制加工工序中的轧制的道次数越多越优选。使道次数为3以上时，总道次中可以使形状比X为2.3以上。为了增加剪切层的厚度，优选形状比X的值也大。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，由于之后的重结晶而提高杨氏模量的集合组织有时被破坏。因此，限定使形状比X为2.3以上的道次数的轧制在板坯表层温度为1100℃以下的状态下进行。另外，剪切应变的导入量越大，越提高钢板的轧制方向的疲劳特性，从轧制方向观察，<111>取向和<011>取向的晶粒发达。该效果在1100℃以下的合计压下率为40％以上时是显著的，因此，使1100℃以下的合计压下率为40％以上。

轧制加工的最终道次中的压下设为(T₂-100)℃以上且低于(T₂+20)℃，优选(T₂-100)℃以上且低于T₂(℃)，该压下率设为3％以上且小于40％。压下率优选10％以上且小于40％。T₂为下述(D)式中限定的温度。

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

其中，各元素符号是指各个元素的含量(质量％)。

该最终道次中的压下条件为了控制板厚中央部的硬质相的长径比是极重要的。通过在(T₂-100)℃以上且低于(T₂+20)℃的温度区域内进行轧制，板厚中央部的硬质相的长径比增大的原因认为是，通过在重结晶被抑制的状态下进行轧制，奥氏体的长径比增大，其形状在硬质相中也得到继承。为了发挥增大该硬质相的长径比的效果，必须使最终压下的压下率为3％以上。40％以上的轧制对轧制机造成大的负担，因此，优选3％以上且小于40％的压下率。

使最终道次中的压下在低于(T₂-100)℃的温度区域内进行时，变为铁素体和奥氏体的二相域中的轧制，铁素体加工固化，结果，钢板的延性降低。另外，在(T₂+20)℃以上的温度区域内进行时，板厚中央部的硬质相的长径比变小。认为这是由于，奥氏体的重结晶被促进，奥氏体的长径比减少，对硬质相的形态也有影响。因此，最终道次中的压下在(T₂-100)℃以上且低于(T₂+20)℃的温度区域内进行。通过在该条件下进行压下，硬质相的长径比变为3以上。

[e]第1冷却工序

紧接着轧制加工工序的第1冷却工序中，使从轧制加工的最终压下温度至750℃的平均冷却速度为60℃/s以上。这是由于，冷却速度小于60℃/s时，板厚中央部的硬质相的板厚方向的长度有时变为20μm以上。冷却速度与硬质相的板厚方向的长度相关的原因不清楚，但冷却速度60℃/s以上时，轧制加工的最终压下中导入的位错难以恢复，作为铁素体相变的核发挥作用，因此，板厚中央部的未相变奥氏体通过铁素体被分割，结果，有硬质相的板厚方向的长度降低的可能性。

钢板的厚板领域中，虽然有指向了通过控制硬质相的长径比来抑制疲劳断裂传播的例子，但是没有报道过兼具扩孔性等加工性的文献。推测如下为原因之一：厚板领域中，轧制应变难以到达直至板厚中央部，板厚较厚，因此无法确保板厚中央部的冷却速度而进行位错的恢复，结果无法充分导入铁素体相变的核，无法降低硬质相的长度。

[f]均热工序

紧接着第1冷却工序的均热工序中，在600℃以上且低于750℃的温度区域中保持5s以上。均热工序是为了得到以铁素体作为主体的显微组织而必须的工序。使保持时间为5s以上是由于，保持时间为5s以下时，铁素体不会成为显微组织的主体，或硬质相的面积分率变为20％以上，因此，延性和扩孔率降低。

[g]第2冷却工序

紧接着均热工序的第2冷却工序中，对于下述(E)式中限定的温度T₃(℃)，使T₃(℃)以上且低于600℃的温度区域中的平均冷却速度为50℃/s以上。使平均冷却速度为50℃/s以上是由于，平均冷却速度小于50℃/s时，组织中生成贝氏体和珠光体，难以确保硬质相的分率，产生缺口疲劳特性的劣化。

T₃(℃)＝561-474×C-33×Mn-17×Ni-17×Cr-21×Mo···(E)

其中，各元素符号是指各个元素的含量(质量％)。

[h]卷取工序

第2冷却工序后，进行钢板的卷取。卷取时的钢板温度(卷取温度)设为上述(E)式中限定的T₃(℃)以下。这是由于，在超过T₃(℃)的高温下卷取时，组织中生成贝氏体和珠光体，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，上述工序[a]至[h]为止的全部工序结束后，为了通过校正钢板形状、导入可动位错等而实现延性的提高，优选实施压下率为0.1％以上且2％以下的表面光轧。另外，全部工序结束后，为了去除附着于所得热轧钢板的表面的氧化皮，根据需要也可以对所得热轧钢板进行酸洗。进而，酸洗后，也可以对所得热轧钢板，以在线或离线的方式实施压下率为10％以下的表面光轧或冷轧。

本发明的热轧钢板是除了本发明中限定的轧制工序之外，还经过作为通常的热轧工序的连续铸造、酸洗等来制造的，除了本发明中限定的工序以外的工序即使去除其一部分而进行制造，也可以确保本发明的效果即优异的轧制方向的疲劳特性和加工性。

另外，暂时制造热轧钢板后，为了提高延性，即使以在线或离线的方式在100～600℃的温度范围内进行热处理，也可以确保本发明的效果即优异的轧制方向的疲劳特性和加工性。

也可以附加对经过上述工序而制造的热轧钢板进行热浸镀锌处理或合金化热浸镀锌处理，或，进行基于有机覆膜形成、薄膜层压、有机盐类/无机盐类处理、无铬酸盐处理等的表面处理这样的工序。

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中的拉伸强度特性(拉伸强度、总伸长率)依据JIS Z 2241 2011进行评价。试验片设为JIS Z 2241 2011的5号试验片，从钢板的板宽度的1/4W(是指从钢板的宽度方向端部沿钢板的宽度方向、钢板的宽度的1/4的长度的位置。以下同样)或3/4W位置以轧制方向为长轴进行采集。

(2)扩孔率

热轧钢板的扩孔率通过依据日本钢铁联盟标准JFS T 1001-1996所述的试验方法的扩孔试验进行评价。试验片从与拉伸试验片采集位置同样的位置进行采集，用圆筒冲床设置冲孔。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和尺寸的示意图，图1的(a)示出测定无缺口时的疲劳强度的试验片的俯视图和正面图，图1的(b)示出测定具有缺口时的疲劳强度的试验片的俯视图和正面图。

评价热轧钢板的轧制方向的疲劳特性时，使用图1所示的形状和尺寸的试验片。对于试验片，从与拉伸试验片采集位置同样的位置以轧制方向为长边的方式进行采集。图1的(a)所示的试验片是用于得到无缺口时的疲劳强度的试验片。图1的(b)所示的试验片是用于得到缺口材料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，冲裁与扩孔试验片同样地用圆筒冲床冲裁出冲裁孔1。冲裁间隙设为10％。任意的疲劳试验片中，从最表层直至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，在应力比R＝0.1、频率15～25Hz的条件下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，上述无缺口的疲劳试验片中得到的1000万次时间强度除以拉伸试验中得到的拉伸强度而得到的值(疲劳极限度比)为0.55以上，且冲裁疲劳试验中得到的1000万次时间强度除以拉伸试验中得到的拉伸强度而得到的值(冲裁疲劳极限度比)为0.30以上的钢板。

以下，根据实施例更具体地说明本发明，但本发明不受这些实施例的限定。

实施例

制造具有表1所示的化学组成的钢水。

[表1]

参照表1，钢A～I的化学组成为本发明中限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。下划线表示成分量为发明范围之外。

使用钢A～J和钢a～d的化学组成的钢水，通过上述工序[a]～[h]制造热轧钢板。各工序的实施条件设为表2和表3所示的条件。工序[d]中，将1100℃以下的轧制设为P1～P6的6道次。表2和表3所示的钢A～J和钢a～d与表1所示的化学组成的钢水对应，是指使用的钢水。T₁(℃)如下：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是指轧制加工工序中的第1道次～第6道次。

[表2]

[表3]

表3制造条件

对于制造的热轧钢板，求出铁素体、硬质相(马氏体和奥氏体)和其它组织的面积分率，测定铁素体晶粒、硬质相的形状、X射线随机强度比。另外，测定拉伸强度特性、扩孔率和疲劳特性。这些各特性的测定条件应用上述测定条件。疲劳试验片设为图1所示的形状和尺寸，试验片的厚度设为3mm。将各特性的测定结果示于表4和表5。热轧钢板的钢种类设为未实施镀覆的热轧钢板(HR)、镀覆后未实施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5]

表5特性

如表2～5所示那样，钢A-1、B-1、C-1、C-3、C-5、C-7、D-1、E-1、E-3、E-5、E-7、E-9、E-10、E-13、E-14、E-17、E-18、F-1、G-1、H-1、I-1和J-1为钢的化学组成和显微组织满足本发明的限定的例子，另一方面，钢C-2、C-4、C-6、C-8、E-2、E-4、E-6、E-8、E-11、E-12、E-15、E-16、a-1、b-1、c-1和d-1为钢的化学组成或显微组织不满足本发明的限定的例子。C-6～C-8的“其它组织”均为贝氏体。

对于钢A-1等本发明例的热轧钢板，硬质相的面积分率、存在于板厚中央部的硬质相中的长径比为3以上的硬质相的比例、存在于板厚中央部的硬质相的轧制方向的长度、铁素体晶粒的平均长径比、和X射线随机强度比均满足本发明的限定。另外，本发明例的热轧钢板均满足(拉伸强度(MPa))×(总伸长率(％))≥18000且(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000，疲劳极限度为0.55以上且冲裁疲劳极限度均为0.30以上。

对于作为比较例的钢C-2，工序[e]的最终压下温度至750℃为止的平均冷却速度过低至43℃/s。因此，板厚中央部的硬质相的轧制方向长至22.9μm，不满足(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000。

对于钢C-4，工序[f]的600℃以上且低于750℃的温度区域中的保持时间过短至3.1s，因此，硬质相的面积分率高至83.0％，铁素体不会成为显微组织的主体。因此，延性低，不满足(拉伸强度(MPa))×(总伸长率(％))≥18000。

对于钢C-6，工序[g]的T₃(℃)以上且低于600℃的温度区域中的平均冷却速度过低。另外，对于钢C-8，工序[h]的卷取温度为513℃，高于T₃(494℃)。因此，热轧钢板的组织中生成贝氏体，硬质相的面积分率低至小于3％。其结果，轧制方向的冲裁疲劳极限度比为低至小于0.3的值。

对于钢E-2，工序[b]的板坯加热时间为1168s，短于(A)式中限定的时间t₁(1244s)。因此，板厚中央部的硬质相的轧制方向长至25.5μm，不满足(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000。

对于钢E-4，工序[c]的粗轧中的合计压下率低至46％。对于钢E-6，工序[c]的粗轧中将板坯表层冷却至Ar₃相变点以下的次数仅为1次。对于钢E-8，工序[d]中的6次的轧制道次中，形状比X满足2.3以上的情况仅为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35％。因此，这些钢中，从轧制方向观察到的<011>取向和<111>取向的X射线随机强度比之和低至小于3.5，另一方面，从轧制方向观察到的<001>取向的X射线随机强度大于1.0。其结果，轧制方向的疲劳极限度比均为低至小于0.55的值。

对于钢E-12，工序[d]中的加工轧制的最终道次中的压下温度为762℃时，与(D)式中限定的T₂(877℃)相比低至超过100℃。因此，铁素体晶粒的平均长径比大至6.3，拉伸试验时，铁素体晶粒加工固化而钢板的延性降低。其结果，不满足(拉伸强度(MPa))×(总伸长率(％))≥18000。

对于钢E-15，工序[d]中的加工轧制的最终道次中的压下温度为913℃时，与(D)式中限定的T₂(877℃)相比高至超过20℃。对于钢E-16，工序[d]中的加工轧制的最终道次中的压下率低至2％。因此，板厚中央部的硬质相中，长径比为3以上的硬质相的比例均低至小于60％，轧制方向的冲裁疲劳极限度比为低至小于0.3的值。

对于钢a-1，C含量过低至0.018％，因此，轧制方向的冲裁疲劳极限度比为低至小于0.3的值。

对于钢b-1，C含量过高至0.254％。另外，对于钢d-1，S含量过高至0.0361％。因此，扩孔性均低，不满足(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000。

对于钢c-1，P含量过高至0.155％，因此，加工性低，均不满足(拉伸强度(MPa))×(总伸长率(％))≥18000和(拉伸强度(MPa))×(扩孔率(％))≥35000。

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和加工性优异的热轧钢板。本发明可以适合用于板厚8mm以下的钢板。本发明的热轧钢板可以延长汽车用材料的悬挂部件等的疲劳寿命，因此产业上的贡献显著。

附图标记说明

1.疲劳试验片的冲裁孔