熱軋鋼板的制作方法
本發明涉及熱軋鋼板。
背景技術：
以往，為了汽車車體的輕量化，懸掛部件或車體的結構用部件中大多使用有高強度鋼板。汽車的懸掛部件要求無切口材料的疲勞特性和缺口疲勞特性，但對于以往的高強度鋼板，這些性能不充分，存在無法減少部件的板厚的問題。
為了提高無缺口材料的疲勞特性，有效的是，使組織微細化。例如，專利文獻1和專利文獻2中記載了，在保持熱軋不變的狀態下，具有平均粒徑小于2μm的超微細鐵素體晶粒的熱軋鋼板，該鋼板的延性、韌性、疲勞強度等優異，據說這些特性的各向異性小。另外，疲勞斷裂從表面附近產生，因此使表面附近的組織微細化也是有效的。專利文獻3中記載了，具有多邊形鐵素體的平均晶體粒徑從板厚中心朝向表層依次變小的晶體粒徑傾斜組織的熱軋鋼板。進而，馬氏體組織的細粒化對疲勞特性的提高也是有效的。專利文獻4中記載了如下機械結構鋼管：顯微組織的面分率的80％以上為馬氏體，馬氏體組織的平均塊直徑為3μm以下，且最大塊直徑為平均塊直徑的1倍以上且3倍以下。然而，細粒化雖然提高無缺口材料的疲勞特性，但是沒有斷裂傳播速度的延遲效果，無助于缺口疲勞特性的提高。
對于缺口疲勞特性的提高，報道了，由復合組織化所產生的斷裂傳播速度的降低是有效的。專利文獻5中，通過使硬質的貝氏體或馬氏體分散于以微細的鐵素體為主相的組織中，兼顧無缺口材料的疲勞特性和缺口疲勞特性。專利文獻6和7中報道了，通過提高復合組織中的馬氏體的長徑比，可以降低斷裂傳播速度。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開平11-92859號公報
專利文獻2：日本特開平11-152544號公報
專利文獻3：日本特開2004-211199號公報
專利文獻4：日本特開2010-70789號公報
專利文獻5：日本特開平04-337026號公報
專利文獻6：日本特開2005-320619號公報
專利文獻7：日本特開平07-90478號公報
技術實現要素：
發明要解決的問題
專利文獻5中沒有記載用于提高壓制成型性的方法，對貝氏體和馬氏體的硬度和形狀未給予特別的注意，因此認為不具備良好的壓制成型性。
專利文獻6和7中，對于進行壓制成型時所需的延性和擴孔性等加工性沒有考慮。
本發明是為了解決這樣的問題而作出的，其目的在于，提供軋制方向的疲勞特性和加工性優異的熱軋鋼板。
用于解決問題的方案
本發明人等為了達成上述目的反復深入研究，通過使高強度熱軋鋼板的化學組成和制造條件最佳化，控制鋼板的顯微組織，從而成功地制造了軋制方向的疲勞特性和加工性優異的鋼板。本發明的主旨如以下所述。
(1)
一種熱軋鋼板，其化學組成以質量％計為：
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：超過0％且為0.01％以下，
O：超過0％且為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：鐵和雜質，
顯微組織為：以鐵素體作為主體，以面積分率計，由馬氏體和/或奧氏體構成的硬質相為3％以上且低于20％，
存在于板厚中央部的硬質相中的長徑比為3以上的硬質相占60％以上，
存在于板厚中央部的硬質相的軋制方向的長度小于20μm，
鐵素體晶粒的平均長徑比小于5，
從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機強度比之和為3.5以上，且從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機強度比為1.0以下。
(2)
根據上述(1)所述的熱軋鋼板，其以質量％計，包含選自Ti：(0.005+48/14[N]+48/32[S])％以上且0.3％以下、Nb：0.01～0.3％中的一種以上。
其中，[N]是指N的含量(質量％)，[S]是指S的含量(質量％)。
(3)
根據上述(1)所述的熱軋鋼板，其以質量％計，包含選自Mg：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.1％中的一種以上。
(4)
根據上述(1)所述的熱軋鋼板，其以質量％計，包含B：0.0002～0.01％。
(5)
根據上述(1)所述的熱軋鋼板，其以質量％計，包含選自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％中的一種以上。
(6)
根據上述(1)所述的熱軋鋼板，其中，在表面具有熱浸鍍鋅層或合金化鍍鋅層。
發明的效果
根據本發明，可以提供軋制方向的疲勞特性和加工性優異的熱軋鋼板。本發明可以適合用于板厚8mm以下的鋼板。本發明的熱軋鋼板可以延長汽車用材料的懸掛部件等的疲勞壽命，因此產業上的貢獻顯著。
附圖說明
圖1為示出疲勞試驗中使用的試驗片的形狀和尺寸的示意圖，圖1的(a)示出測定無缺口時的疲勞強度的試驗片的俯視圖和正面圖，圖1的(b)示出測定有缺口時的疲勞強度的試驗片的俯視圖和正面圖。
具體實施方式
1.熱軋鋼板的顯微組織
1-1.構成熱軋鋼板的各相的面積分率
本發明的熱軋鋼板需要以鐵素體作為主體，由馬氏體和/或奧氏體構成的硬質相以面積分率計存在3％以上且低于20％。如果將顯微組織制成在作為主相的鐵素體中配置有作為第二相的硬質相而成的復合組織，則鐵素體用于提高延性，硬質相用于提高強度，因此，變成強度與延性的均衡性良好的鋼板。進而，硬質相成為鐵素體中的疲勞斷裂傳播的障礙，有降低疲勞斷裂傳播速度的效果，因此具有上述復合組織的鋼板的沖裁疲勞特性優異。由此，對于本發明的熱軋鋼板，形成以鐵素體作為主體、且分配有作為第二相的由馬氏體和/或奧氏體構成的硬質相的顯微組織。鐵素體為主體是指，熱軋鋼板中的作為主相的鐵素體的面積分率最高。鐵素體的面積分率優選70～97％。
由硬質相產生的疲勞斷裂傳播抑制效果在硬質相的面積分率為3％以上時體現。另一方面，硬質相的面積分率變為20％以上時，硬質相成為被稱為空隙的缺陷的起點，使擴孔率降低，不滿足汽車的懸掛部件所需的“(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(％))≥35000”。由此，使由馬氏體或奧氏體構成的硬質相在以鐵素體作為主體的顯微組織中以面積分率計存在3％以上且低于20％。硬質相優選的是，以面積分率計存在5％以上，更優選的是存在7％以上。
1-2.存在于板厚中央部的硬質相的長徑比
接著，對存在于板厚中央部的硬質相的長徑比進行說明。利用軸疲勞試驗進行沖裁疲勞試驗時，從板厚中央部產生疲勞斷裂，斷裂沿板厚方向傳播而導致斷裂。此時，為了抑制斷裂的發生和初始的傳播，板厚中央部的硬質相的形態是特別重要的。
硬質相的長徑比用(硬質相的長軸的長度/硬質相的短軸的長度)定義。本發明的熱軋鋼板中，“硬質相的長軸的長度”設為“鋼板的軋制方向上的硬質相的長度”，“硬質相的短軸的長度”設為“鋼板的厚度方向上的硬質相的長度”。硬質相的長徑比越大，成為疲勞斷裂傳播障礙的硬質相中產生斷裂的頻率增加，而且斷裂的迂回·分支距離增大，因此對疲勞斷裂傳播速度降低是有效的。此處，對于長徑比小于3的硬質相，斷裂在硬質相中產生時的迂回·分支距離小，因此斷裂傳播抑制效果小。因此，增加長徑比為3以上的硬質相是有效的。由此，對于本發明的熱軋鋼板，使存在于板厚中央部的硬質相中的長徑比為3以上的硬質相占60％以上。存在于板厚中央部的硬質相中的長徑比為3以上的硬質相的存在比率優選設為80％以上。
1-3.存在于板厚中央部的硬質相的軋制方向的長度
對存在于板厚中央部的硬質相的軋制方向的長度進行說明。由鐵素體和硬質相形成的復合組織鋼變形時，軟質的鐵素體側優先地發生塑性變形，因此伴隨著變形，硬質相所承擔的應力增大，在鐵素體·硬質相界面產生大的應變。
硬質相所承擔的應力或鐵素體·硬質相界面的應變變為一定以上時，在鋼中產生被稱為空隙的缺陷，該空隙連接而導致斷裂。容易產生空隙的材料的局部變形弱，擴孔性低。
硬質相沿軋制方向拉伸時，變形時的應力和應變向硬質相集中，在早期產生空隙，因此擴孔性容易劣化。另外，與表層部相比，板厚中央部的塑性約束強，有容易產生空隙的傾向，因此，板厚中央部的硬質相的長度是特別重要的。
根據本發明人等的研究，通過將存在于板厚中央部的硬質相的軋制方向的長度控制為小于20μm，可以抑制空隙的產生，可以達成汽車的懸掛部件所需的、(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(％))≥35000。因此，對于本發明的熱軋鋼板，將存在于板厚中央部的硬質相的軋制方向的長度限定為小于20μm。板厚中央部的硬質相的軋制方向的長度優選小于18μm。
硬質相由馬氏體和/或奧氏體構成。即，存在：僅由馬氏體形成的硬質相、僅由奧氏體形成的硬質相、由馬氏體和奧氏體這兩者形成的硬質相這3個形態。另外，硬質相有由單一種的晶粒(馬氏體晶粒或奧氏體晶粒)形成的情況，也有多種晶粒集合而一體地構成硬質相的情況。多種晶粒集合而成的硬質相中也有多種馬氏體晶粒的集合體、多種奧氏體晶粒、單一種或多種馬氏體晶粒與單一種或多種奧氏體晶粒的集合體的情況。
1-4.鐵素體晶粒的長徑比
對鐵素體晶粒的平均長徑比進行說明。鐵素體晶粒的長徑比用(鐵素體晶粒的長軸的長度/鐵素體晶粒的短軸的長度)定義。本發明的熱軋鋼板中，“鐵素體晶粒的長軸的長度”設為“鋼板的軋制方向上的鐵素體晶粒的長度”，“鐵素體晶粒的短軸的長度”設為“鋼板的厚度方向上的鐵素體晶粒的長度”。對奧氏體區域軋制加工結束時，鐵素體晶粒的平均長徑比變為小于5。另一方面，最終軋制溫度低，奧氏體與鐵素體的二相區域中進行了軋制時，鐵素體晶粒沿軋制方向延伸，因此鐵素體晶粒的平均長徑比變為5以上。鐵素體晶粒的平均長徑比為5以上時，鐵素體晶粒發生加工固化，因此，鋼板的延性降低，無法滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長率(％))≥18000。因此，對于本發明的熱軋鋼板，使鐵素體晶粒的平均長徑比小于5。
1-5.X射線隨機強度比
對X射線隨機強度比進行說明。無缺口材料的疲勞壽命受到產生疲勞斷裂為止的壽命較大影響。已知的是，疲勞斷裂的產生經過(1)位錯組織的飽和、(2)突出·摻入的形成、(3)疲勞斷裂的形成這3個階段的過程。
此次，本發明人等進行了深入研究，結果發現：通過適當地控制疲勞試驗時的應力負荷方向的晶體取向，通過使X射線隨機強度比滿足規定的條件，從而可以延遲3個階段的過程中的(1)位錯組織的飽和，可以提高無缺口材料的軋制方向的疲勞壽命。以下對其機制進行說明。
鐵的晶體結構為體心立方結構(body-centered cubic，b.c.c.結構)，發揮滑動系據說為{110}<111>系、{112}<111>系、{123}<111>系這42個。對于晶體取向的表示如后所述。多晶的情況下，根據晶體取向而變形的容易程度不同，變形的難易度由泰勒因子決定。泰勒因子是由(F)式定義的值。
dΣΓi＝Mdε···(F)
其中，分別地，Γi是指滑動系i的滑動量，ΣΓi是指活動的滑動整體的滑動量的總和，M是指泰勒因子，ε是指整體的塑性應變量。
泰勒因子越小，即使各滑動系的滑動量的總和小，整體的塑性應變量也越大，因此可以以小的能量進行塑性變形。泰勒因子在相對于應力負荷方向的晶體取向發生變化，因此泰勒因子小的取向的晶粒容易變形，泰勒因子大的取向的晶粒難以變形。
根據研究人等的計算，已知的是，如果b.c.c.金屬中假定上述42個滑動系，則使<001>取向、<011>取向和<111>取向拉伸變形時的泰勒因子的值分別為2.1、3.2和3.2，<001>取向最容易變形，位錯組織的形成快。另一方面，<011>取向、<111>取向難以變形，因此位錯組織的形成慢。即，對于應力負荷方向朝向<001>取向的晶粒的疲勞斷裂的發生壽命短，朝向<011>取向、<111>取向的晶粒的疲勞斷裂的發生壽命長。
本發明人等進行了研究，結果發現：通過將從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機強度比之和控制為3.5以上，且從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機強度控制為1.0以下，從而軋制方向的疲勞特性變為(疲勞極限)/(拉伸強度)為0.55以上的良好的值。此處所謂“疲勞極限”是指，后述的無缺口的疲勞試驗片中得到的1000萬次時間強度。
基于該發現，對于本發明的熱軋鋼板，使從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機強度比之和為3.5以上，且使從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機強度比為1.0以下。從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機強度比之和優選為4.0以上。另外，從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機強度比優選為0.8以下。
1-6.熱軋鋼板的顯微組織、X射線隨機強度的測定方法
(1)鐵素體和硬質相的面積分率的測定方法
對于構成以上那樣的本發明的熱軋鋼板的組織的鐵素體由馬氏體和/或奧氏體構成的硬質相的面積分率，使用將與鋼板的寬度方向垂直的截面作為觀察面而采集的試樣進行測定。試樣對觀察面進行研磨，進行硝酸浸蝕液蝕刻。利用FE-SEM，對經過硝酸浸蝕液蝕刻的觀察面的、板厚的1/4厚(是指，自鋼板的表面起沿鋼板的厚度方向至鋼板厚度的1/4的位置。以下同樣。)、3/8厚、和1/2厚的范圍進行觀察。
對于各試樣的觀察對象范圍，以1000倍的倍率觀察10個視野，測定各視野中鐵素體和硬質相所占的面積比例。硬質相的面積為馬氏體與奧氏體的合計的面積。而且，將鐵素體和硬質相所占的面積比例在全部視野的平均值作為鐵素體和硬質相的面積率。
(2)存在于板厚中央部的硬質相的長徑比和軋制方向的長度、鐵素體相的長徑比
存在于板厚中央部的硬質相的長徑比和軋制方向的長度對上述試樣中的位于板厚的1/2厚的硬質相而求出。使用FE-SEM對上述試樣中的位于板厚1/2厚的硬質相50個以上進行觀察，測定各硬質相的鋼板軋制方向的長度和鋼板厚度方向的長度。根據這些長度的測定結果，算出各硬質相的長徑比。觀察到的硬質相中，算出長徑比為3以上的硬質相的比例。另外，將觀察到的硬質相的軋制方向的長度的平均值作為存在于板厚中央部的硬質相的軋制方向的長度。
板厚中央部是指，自鋼板的表面起沿鋼板的厚度方向至鋼板厚度的1/2的位置。例如板厚中央部中，任意地選擇位于50μm×200μm的視野范圍內的硬質相50個，測定各硬質相的軋制方向的長度和鋼板厚度方向的長度。為了提高測定精度，可以對于位于視野范圍內的硬質相的全部來測定軋制方向的長度和厚度方向的長度，用以代替任意選擇的50個。
就鐵素體晶粒的平均長徑比而言，對上述試樣中的位于板厚的1/4厚～1/2厚的位置的鐵素體晶粒而求出。利用FE-SEM對上述試樣中的位于板厚的1/4厚～1/2厚的位置的50個以上鐵素體晶粒進行觀察，測定各鐵素體晶粒的鋼板軋制方向的長度和鋼板厚度方向的長度。根據這些長度的測定結果，算出各鐵素體晶粒的長徑比，將觀察到的鐵素體晶粒的長徑比的平均值作為鐵素體晶粒的平均長徑比。
(3)X射線隨機強度比
從軋制方向觀察到的<001>取向、<011>取向和<111>取向的X射線隨機強度比可以由根據X射線衍射測定的逆極點圖而求出。X射線隨機強度比是指，在同一條件下通過X射線衍射法等測定不具有向特定取向發生累積的標準試樣和受試材料的X射線強度，是所得受試材料的X射線強度除以標準試樣的X射線強度而得到的數值。
此處，對于熱軋鋼板，晶體取向通常將與板面垂直的取向用[hkl]或{hkl}表示，將與軋制方向平行的取向用(uvw)或<uvw>表示。{hkl}、<uvw>為等價面的總稱，[hkl]、(uvw)是指各晶面。本發明中，使以屬于b.c.c.結構的鐵素體作為主體的熱軋鋼板為對象，因此，例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面是等價的，不進行區別。這樣的情況下，將這些取向統稱為<111>。需要說明的是，晶體學中，對于取向，“-1”正式地是在“1”上添加“-”來表示，此處由于記載的限制而表示為“-1”。
X射線衍射用試樣的制作如下進行。將鋼板的軋制方向截面(與軋制方向垂直的截面)通過機械研磨、化學研磨等進行研磨，通過拋光研磨加工成鏡面后，通過電解研磨、化學研磨等去除應變。X射線衍射的范圍設為板厚整體。無法一次性測量整體時，可以將板厚方向分成多個視野進行測定，將這些結果進行平均而求出。另外，難以利用X射線衍射進行測定的情況下，也可以通過EBSP(電子背散射衍射，Electron Back Scattering Pattern)法、ECP(電子通道花樣，Electron Channeling Pattern)法等進行統計上足夠數目的測定，求出各取向的X射線衍射隨機強度比。
2.鋼板的化學組成
本發明的熱軋鋼板的化學組成含有如下元素。以下，針對這些元素含量的限定理由也一并進行說明。元素含量的“％”是指“質量％”。
C：0.03～0.2％
碳(C)是本發明中重要的元素之一。C使馬氏體生成并使奧氏體穩定化，因此不僅有利于由組織強化所產生的熱軋鋼板的強度提高，還有抑制斷裂傳播的效果。但是，C含量小于0.03％時，無法確保規定的硬質相的面積分率，因此，無法確認沖裁疲勞特性的提高效果。另一方面，超過0.2％地含有時，構成作為第二相的硬質相的低溫相變生成物的面積分率變得過剩，擴孔性降低。因此，C含量設為0.03％～0.2％。C含量的下限優選設為0.06％，上限優選設為0.18％。
Mn：0.1～3.0％
錳(Mn)是在固溶強化的基礎上，為了在提高淬火性的鋼板組織中使馬氏體或奧氏體生成而含有的。即使Mn含量超過3％地含有，該效果也飽和。另一方面，Mn含量小于0.1％時，難以發揮冷卻中的珠光體和貝氏體的生成抑制效果。因此，Mn含量設為0.1～3.0％。Mn含量的下限優選設為0.3％，上限優選設為2.5％。
P：0.10％以下
磷(P)為鐵水中所含的雜質，是在晶界中偏析，并伴隨著含量的增加而降低低溫韌性的元素。因此，P含量越低越優選。另外，含有超過0.10％的P時，對加工性和焊接性造成不良影響。因此，P含量設為0.10％以下。特別是考慮焊接性時，P含量的上限優選0.03％。
S：0.03％以下
硫(S)為鐵水中所含的雜質，含量過多時，是不僅引起熱軋時的裂縫，而且生成使擴孔性劣化的MnS等夾雜物的元素。因此S的含量應該極力降低。然而，如果為0.03％以下，則為能夠允許的范圍。因此，S含量設為0.03％以下。但是，需要一定程度的擴孔性時，S含量的上限優選0.01％，更優選0.005％。
Si+Al：0.2～3.0％
硅(Si)和鋁(Al)均為本發明中重要的元素之一。Si和Al抑制鐵中的{112}<111>滑動，有通過延遲位錯組織形成，來提高疲勞斷裂的產生壽命的效果。該效果在Si和Al的合計含量(Si+Al)為0.2％以上時得到，為0.5％以上時顯著。另外，即使超過3.0％地含有，效果也飽和，經濟性惡化。因此，Si+Al設為0.2～3.0％。Si+Al的下限優選設為0.5％。需要說明的是，本發明的Al含量是指，酸可溶Al(所謂“sol.Al”)。Si和Al可以僅任意一者含有0.2～3.0％，也可以Si和Al這兩者合計含有0.2～3.0％。
N：超過0％且為0.01％以下
氮(N)是在鋼中以TiN的形式存在，從而通過板坯加熱時的晶體粒徑的微細化，有利于提高低溫韌性的元素。因此，也可以含有。但是，通過使N以大于0.01％地含有，鋼板焊接時形成進出口孔，有降低焊接部的接頭強度的擔心。因此，N含量設為0.01％以下。另一方面，使N含量小于0.0001％在經濟上是不優選的。因此，N含量的下限優選設為0.0001％以上，更優選設為0.0005％。
O：超過0％且為0.01％以下
氧(O)形成氧化物，使成形性劣化，因此必須抑制含量。特別是，O含量超過0.01％時，成形性的劣化傾向變顯著。因此，O含量設為0.01％以下。另一方面，使O含量小于0.001％在經濟上是不優選的。因此，O含量的下限優選設為0.001％以上。
Ti：0～0.3％
Nb：0～0.3％
鈦(Ti)是兼顧優異的低溫韌性和基于析出強化的高強度的元素。因此，根據需要也可以含有Ti。Ti的碳氮化物或固溶Ti使熱軋時的晶粒生長延遲，因此可以使熱軋鋼板的粒徑微細化，有利于低溫韌性提高。然而，Ti含量超過0.3％時，上述效果飽和，經濟性降低。因此，Ti含量設為0～0.3％。另外，Ti含量小于(0.005+48/14[N]+48/32[S])％時，有無法充分得到上述效果的擔心。因此，Ti含量優選0.005+48/14[N]+48/32[S](％)以上且0.3％以下。此處，[N]和[S]分別為N含量(％)和S含量(％)。進而，Ti含量超過0.15％時，有鑄造時中間包噴嘴容易堵塞的擔心。因此，Ti含量的上限優選設為0.15％。
鈮(Nb)是提高熱軋鋼板的低溫韌性的元素。因此，根據需要也可以含有Nb。Nb的碳氮化物或固溶Nb使熱軋時的晶粒生長延遲，從而可以使熱軋鋼板的粒徑微細化，有利于低溫韌性提高。然而，即使Nb含量超過0.3％地含有，上述效果也飽和，經濟性降低。因此，Nb含量設為0～0.3％。另外，Nb含量小于0.01％時，有無法充分得到上述效果的擔心。因此，Nb含量的下限優選設為0.01％，上限優選設為0.1％。
Mg：0～0.01％
Ca：0～0.01％
REM：0～0.1％
鎂(Mg)、鈣(Ca)和稀土元素(REM)是控制成為破壞的起點、成為使加工性劣化的原因的非金屬夾雜物的形態來提高加工性的元素。因此，根據需要也可以含有它們中的任意1種以上。然而，即使含有超過0.01％的Mg、超過0.01％的Ca或超過0.1％的REM，上述效果也飽和，經濟性降低。因此，Mg含量設為0～0.01％，Ca含量設為0～0.01％，REM含量設為0～0.1％。通過以Mg、Ca和REM的各自的含量為0.0005％以上的方式含有，上述效果變顯著。因此，分別地，Mg含量的下限優選0.0005％，Ca含量的下限優選0.0005％，REM含量的下限優選0.0005％。需要說明的是，REM是Sc、Y和鑭系元素的合計17種元素的總稱，REM的含量是指上述元素的總量。
B：0～0.01％
B是在晶界中偏析、提高晶界強度從而提高低溫韌性的元素。因此，根據需要也可以在鋼板中含有。然而，B含量超過0.01％時，不僅上述效果飽和而且經濟性差。因此，B含量設為0～0.01％。另外，上述效果在鋼板的B含量變為0.0002％以上時變顯著。因此，B含量的下限優選0.0002％，更優選0.0005％。B含量的上限優選0.005％，更優選0.002％。
Cu：0～2.0％
Ni：0～2.0％
Mo：0～1.0％
V：0～0.3％
Cr：0～2.0％
銅(Cu)、鎳(Ni)、鉬(Mo)、釩(V)和鉻(Cr)是有通過析出強化或固溶強化來提高熱軋鋼板的強度的效果的元素。因此，根據需要也可以含有這些元素中的任意1種以上。然而，即使Cu含量超過2.0％，Ni含量超過2.0％，Mo含量超過1.0％，V含量超過0.3％，Cr含量超過2.0％地含有，上述效果也飽和，經濟性降低。因此，Cu含量設為0～2.0％，Ni含量設為0～2.0％，Mo含量設為0～1.0％，V含量設為0～0.3％，Cr含量設為0～2.0％。另外，Cu、Ni、Mo、V和Cu的各自的含量小于0.01％時，無法充分得到上述效果。因此，Cu含量的下限優選0.01％，更優選0.02％。分別地，Ni含量的下限優選0.01％，Mo含量的下限優選0.01％，V含量的下限優選0.01％，Cr含量的下限優選0.01％。另外，分別地，Cu含量的上限優選1.2％，Ni含量的上限優選0.6％，Mo含量的上限優選0.7％，V含量的上限優選0.2％，Cr含量的上限優選1.2％。
以上為本發明的熱軋鋼板的基本化學組成。本發明的熱軋鋼板的化學組成的余量由鐵和雜質組成。需要說明的是，雜質是指，工業制造鋼材時，由于礦石、廢料等原料其它因素而混入的成分。
需要說明的是，確認了，作為除上述元素以外的元素，即使以合計含有1％以下的Zr、Sn、Co、Zn和W中的1種以上代替鐵的一部分，本發明的熱軋鋼板的優異的軋制方向的疲勞特性和加工性也不會被破壞。對于這些元素中的Sn，熱軋時有產生瑕疵的擔心，因此Sn含量的上限優選0.05％。
對于具有以上那樣的組織和組成的本發明的熱軋鋼板，在表面具備利用熱浸鍍鋅處理的熱浸鍍鋅層、進而鍍覆后進行合金化處理而具備合金化鍍鋅層，從而可以提高耐腐蝕性。另外，鍍層不限定于純鋅，也可以含有Si、Mg、Al、Fe、Mn、Ca、Zr等元素，實現耐腐蝕性的進一步提高。通過具備這樣的鍍層，不會破壞本發明的熱軋鋼板的優異的沖裁疲勞特性和加工性。
另外，本發明的熱軋鋼板即使具有基于有機覆膜形成、薄膜層壓、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻酸鹽處理等的表面處理層中的任意者，也可以得到本發明的效果。
3.本發明的熱軋鋼板的制造方法
只要可以得到具有前述顯微組織的熱軋鋼板就對其制造方法沒有特別限制，例如，通過具備以下的工序[a]～[h]的制造方法，可以穩定地得到本發明的熱軋鋼板。以下，以各工序的詳細情況為一例進行說明。
[a]板坯鑄造工序
熱軋之前的板坯的制造方法沒有特別限定。即，利用高爐、電爐等進行鋼的熔煉，接著進行各種2次冶煉，以變為上述化學組成的方式進行調整，接著，可以利用通常的連續鑄造、薄板坯鑄造等方法鑄造板坯。此時，只要能夠控制在本發明的成分范圍內，原料也可以使用廢料。
[b]板坯加熱工序
經過鑄造的板坯在熱軋時被加熱至規定的溫度。連續鑄造的情況下，可以暫時冷卻至低溫后，再次加熱后進行熱軋，也可以不特別進行冷卻地連續鑄造，之后直接加熱并熱軋。板坯的加熱時間設為(A)式中限定的時間t1(s)以上。
t1(s)＝1.4×10-6×Exp{3.2×104/(T1+273)}···(A)
其中，T1(℃)：為均熱帶中的板坯的平均溫度。
將加熱時間如此限定的理由如以下所述。鑄造后的板坯的組織中，在板坯的中央存在Mn的偏析。因此，板坯的加熱不充分時，在通過軋制得到的熱軋鋼板的板厚中央部殘留有Mn的偏析。Mn使奧氏體穩定化，因此，在軋制后的冷卻中沿著Mn偏析，形成容易殘留奧氏體的區域。由此，低溫下自奧氏體相變的馬氏體或殘留的奧氏體容易沿著Mn偏析而存在，使熱軋鋼板的板厚中央部的硬質相的軋制方向的長度增大。
本發明人等反復深入研究，結果發現：必須使硬質相的軋制方向的長度為20μm以下，使板坯的加熱時間為(A)式中限定的時間t1(s)以上。認為，通過充分延長板坯的加熱時間，可以促進Mn的擴散，可以降低硬質相的軋制方向的長度。即使不特別限定板坯加熱溫度的上限，也可以發揮本發明的效果，但使加熱溫度為過度高溫時，在經濟上不優選。由此，板坯加熱溫度優選低于1300℃。另外，板坯加熱溫度的下限優選設為1150℃。板坯的加熱時間是將板坯在規定的加熱溫度(例如1150℃以上且低于1300℃的溫度)下保持的時間而不是自加熱開始的經過時間。
[c]粗軋工序
在板坯加熱工序后，對從加熱爐抽出的板坯，不特別等待而開始熱軋的粗軋工序，得到粗棒。粗軋工序中，使粗軋中的合計壓下率為50％以上，且在粗軋中將以上板坯表層冷卻至下述(B)式所示的Ar3相變點以下2次以上、優選3次。具體而言，使粗軋工序為多道次熱軋，將經過先前的道次的板坯的表層暫時冷卻至Ar3相變點以下，使其復熱至高于Ar3相變點的溫度。將表層復熱了的板坯在之后的道次中軋制，將板坯的表層再次冷卻至Ar3相變點以下。重復該過程。需要說明的是，本發明中的板坯表層的溫度是指，距離板坯表面的深度方向處1mm的部分中的板坯的溫度，例如可以根據傳熱計算推測。通過將板坯內部而不僅是板坯最表面的溫度冷卻至Ar3點以下，復熱的效果變大。
Ar3(℃)＝901-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×Ni···(B)
其中，各元素符號是指各元素的含量(質量％)。
將粗軋條件如以上那樣限定的理由如下所述。為了獲得得到軋制方向的疲勞特性良好的熱軋鋼板的本發明的效果，熱軋鋼板中，必須從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機強度比之和為3.5以上，且從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機強度比小于1.0。如此，控制晶體取向時，通過使剪切力作用于鋼板，盡量使<011>取向和<111>取向強，直至接近板厚中心的部分發達是重要的。通常，由于粗軋中的剪切力的作用而形成的組織的影響因被粗軋后的重結晶而排除。然而，根據本發明人等的研究，表明，通過在粗軋中將板坯表層暫時冷卻至Ar3相變點以下，粗軋中的組織對最終組織產生優選的影響。以下記載認為的機制。
粗軋中充分施加剪切力，暫時將板坯表層冷卻至Ar3相變點以下時，表層周邊組織的一部分從奧氏體相變為鐵素體。此時的鐵素體受到粗軋中的剪切力的影響，因此從軋制方向觀察，<111>取向和<011>取向增大，<001>取向減少。
直至下一個道次為止表層的鐵素體復熱，逆相變為奧氏體。此時，奧氏體逆相變為與相變前的鐵素體的晶體取向具有一定取向關系的取向。逆相變了的表層奧氏體進而被粗軋，再次冷卻至Ar3相變點以下時，表層組織的一部分再次從奧氏體相變至鐵素體。相變前的奧氏體的晶體取向受到以前的鐵素體的晶體取向的影響，因此，相變后的鐵素體的<111>取向和<011>取向與前道次后相比進一步增大。
如此，如果在粗軋中，各道次中，重復施加充分的剪切力，且冷卻至Ar3相變點以下使表層相變，則表層附近的<111>取向和<011>取向增大，<001>取向減少。為了充分發揮該效果，必須使粗軋中的壓下率為50％以上，充分地施加剪切力，本工序中，將板坯表層冷卻至Ar3相變點以下2次以上、優選3次以上。
[d]軋制加工工序
緊接著粗軋工序的軋制加工工序中，在1100℃以下的板坯表層溫度下進行由下述(C)式求出的形狀比X為2.3以上的軋制2道次以上，使合計軋制率為40％以上。
其中，L：軋制輥的直徑，hin：軋制輥入側的板厚，hout：軋制輥出側的板厚。
本發明人等發現：在1100℃以下的軋制中，為了使熱軋的剪切力作用直至鋼板的深處，熱軋的總道次數中，至少2道次必須滿足上述(C)式中限定的形狀比X為2.3以上。形狀比X如下述(C1)～(C3)式所示那樣，為軋制輥和鋼鈑的接觸弧長ld與平均板厚hm的比。
X＝ld/hm···(C1)
ld＝(L×(hin-hout)/2)1/2···(C2)
hm＝(hin+hout)/2···(C3)
即使通過上述(C)式求出的形狀比X為2.3以上，軋制的道次數為1道次時，剪切應變的導入深度也不充分。剪切應變的導入深度不充分時，從軋制方向觀察到的鐵素體向<111>取向和<011>取向的取向變弱，其結果，軋制方向的疲勞特性降低。因此，使得形狀比X為2.3以上的道次數為2道次以上。
軋制加工工序中的軋制的道次數越多越優選。使道次數為3以上時，總道次中可以使形狀比X為2.3以上。為了增加剪切層的厚度，優選形狀比X的值也大。形狀比X的值優選2.5以上，更優選3.0以上。
形狀比X為2.3以上的軋制在高溫下進行時，由于之后的重結晶而提高楊氏模量的集合組織有時被破壞。因此，限定使形狀比X為2.3以上的道次數的軋制在板坯表層溫度為1100℃以下的狀態下進行。另外，剪切應變的導入量越大，越提高鋼板的軋制方向的疲勞特性，從軋制方向觀察，<111>取向和<011>取向的晶粒發達。該效果在1100℃以下的合計壓下率為40％以上時是顯著的，因此，使1100℃以下的合計壓下率為40％以上。
軋制加工的最終道次中的壓下設為(T2-100)℃以上且低于(T2+20)℃，優選(T2-100)℃以上且低于T2(℃)，該壓下率設為3％以上且小于40％。壓下率優選10％以上且小于40％。T2為下述(D)式中限定的溫度。
T2(℃)＝870+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V···(D)
其中，各元素符號是指各個元素的含量(質量％)。
該最終道次中的壓下條件為了控制板厚中央部的硬質相的長徑比是極重要的。通過在(T2-100)℃以上且低于(T2+20)℃的溫度區域內進行軋制，板厚中央部的硬質相的長徑比增大的原因認為是，通過在重結晶被抑制的狀態下進行軋制，奧氏體的長徑比增大，其形狀在硬質相中也得到繼承。為了發揮增大該硬質相的長徑比的效果，必須使最終壓下的壓下率為3％以上。40％以上的軋制對軋制機造成大的負擔，因此，優選3％以上且小于40％的壓下率。
使最終道次中的壓下在低于(T2-100)℃的溫度區域內進行時，變為鐵素體和奧氏體的二相域中的軋制，鐵素體加工固化，結果，鋼板的延性降低。另外，在(T2+20)℃以上的溫度區域內進行時，板厚中央部的硬質相的長徑比變小。認為這是由于，奧氏體的重結晶被促進，奧氏體的長徑比減少，對硬質相的形態也有影響。因此，最終道次中的壓下在(T2-100)℃以上且低于(T2+20)℃的溫度區域內進行。通過在該條件下進行壓下，硬質相的長徑比變為3以上。
[e]第1冷卻工序
緊接著軋制加工工序的第1冷卻工序中，使從軋制加工的最終壓下溫度至750℃的平均冷卻速度為60℃/s以上。這是由于，冷卻速度小于60℃/s時，板厚中央部的硬質相的板厚方向的長度有時變為20μm以上。冷卻速度與硬質相的板厚方向的長度相關的原因不清楚，但冷卻速度60℃/s以上時，軋制加工的最終壓下中導入的位錯難以恢復，作為鐵素體相變的核發揮作用，因此，板厚中央部的未相變奧氏體通過鐵素體被分割，結果，有硬質相的板厚方向的長度降低的可能性。
鋼板的厚板領域中，雖然有指向了通過控制硬質相的長徑比來抑制疲勞斷裂傳播的例子，但是沒有報道過兼具擴孔性等加工性的文獻。推測如下為原因之一：厚板領域中，軋制應變難以到達直至板厚中央部，板厚較厚，因此無法確保板厚中央部的冷卻速度而進行位錯的恢復，結果無法充分導入鐵素體相變的核，無法降低硬質相的長度。
[f]均熱工序
緊接著第1冷卻工序的均熱工序中，在600℃以上且低于750℃的溫度區域中保持5s以上。均熱工序是為了得到以鐵素體作為主體的顯微組織而必須的工序。使保持時間為5s以上是由于，保持時間為5s以下時，鐵素體不會成為顯微組織的主體，或硬質相的面積分率變為20％以上，因此，延性和擴孔率降低。
[g]第2冷卻工序
緊接著均熱工序的第2冷卻工序中，對于下述(E)式中限定的溫度T3(℃)，使T3(℃)以上且低于600℃的溫度區域中的平均冷卻速度為50℃/s以上。使平均冷卻速度為50℃/s以上是由于，平均冷卻速度小于50℃/s時，組織中生成貝氏體和珠光體，難以確保硬質相的分率，產生缺口疲勞特性的劣化。
T3(℃)＝561-474×C-33×Mn-17×Ni-17×Cr-21×Mo···(E)
其中，各元素符號是指各個元素的含量(質量％)。
[h]卷取工序
第2冷卻工序后，進行鋼板的卷取。卷取時的鋼板溫度(卷取溫度)設為上述(E)式中限定的T3(℃)以下。這是由于，在超過T3(℃)的高溫下卷取時，組織中生成貝氏體和珠光體，難以確保硬質相的分率，產生沖裁疲勞特性的劣化。
通過以上的制造工序，制造本發明的熱軋鋼板。
需要說明的是，上述工序[a]至[h]為止的全部工序結束后，為了通過校正鋼板形狀、導入可動位錯等而實現延性的提高，優選實施壓下率為0.1％以上且2％以下的表面光軋。另外，全部工序結束后，為了去除附著于所得熱軋鋼板的表面的氧化皮，根據需要也可以對所得熱軋鋼板進行酸洗。進而，酸洗后，也可以對所得熱軋鋼板，以在線或離線的方式實施壓下率為10％以下的表面光軋或冷軋。
本發明的熱軋鋼板是除了本發明中限定的軋制工序之外，還經過作為通常的熱軋工序的連續鑄造、酸洗等來制造的，除了本發明中限定的工序以外的工序即使去除其一部分而進行制造，也可以確保本發明的效果即優異的軋制方向的疲勞特性和加工性。
另外，暫時制造熱軋鋼板后，為了提高延性，即使以在線或離線的方式在100～600℃的溫度范圍內進行熱處理，也可以確保本發明的效果即優異的軋制方向的疲勞特性和加工性。
也可以附加對經過上述工序而制造的熱軋鋼板進行熱浸鍍鋅處理或合金化熱浸鍍鋅處理，或，進行基于有機覆膜形成、薄膜層壓、有機鹽類/無機鹽類處理、無鉻酸鹽處理等的表面處理這樣的工序。
4.熱軋鋼板的特性的評價方法
(1)拉伸強度特性
熱軋鋼板的機械性質中的拉伸強度特性(拉伸強度、總伸長率)依據JIS Z 2241 2011進行評價。試驗片設為JIS Z 2241 2011的5號試驗片，從鋼板的板寬度的1/4W(是指從鋼板的寬度方向端部沿鋼板的寬度方向、鋼板的寬度的1/4的長度的位置。以下同樣)或3/4W位置以軋制方向為長軸進行采集。
(2)擴孔率
熱軋鋼板的擴孔率通過依據日本鋼鐵聯盟標準JFS T 1001-1996所述的試驗方法的擴孔試驗進行評價。試驗片從與拉伸試驗片采集位置同樣的位置進行采集，用圓筒沖床設置沖孔。本發明中的加工性優異的鋼板是指，滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長率(％))≥18000且(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(％))≥35000的鋼板。
(3)疲勞特性
圖1為示出疲勞試驗中使用的試驗片的形狀和尺寸的示意圖，圖1的(a)示出測定無缺口時的疲勞強度的試驗片的俯視圖和正面圖，圖1的(b)示出測定具有缺口時的疲勞強度的試驗片的俯視圖和正面圖。
評價熱軋鋼板的軋制方向的疲勞特性時，使用圖1所示的形狀和尺寸的試驗片。對于試驗片，從與拉伸試驗片采集位置同樣的位置以軋制方向為長邊的方式進行采集。圖1的(a)所示的試驗片是用于得到無缺口時的疲勞強度的試驗片。圖1的(b)所示的試驗片是用于得到缺口材料的疲勞強度的沖裁試驗片，為了接近汽車部件的實際使用中的疲勞特性評價，沖裁與擴孔試驗片同樣地用圓筒沖床沖裁出沖裁孔1。沖裁間隙設為10％。任意的疲勞試驗片中，從最表層直至0.05mm左右的深度為止實施用表面粗糙度完成符號表示的三山加工(three triangle finish)研削。
使用該試驗片，在應力比R＝0.1、頻率15～25Hz的條件下進行應力控制的拉伸-拉伸疲勞試驗。本發明中的軋制方向的疲勞特性優異的鋼板是指，上述無缺口的疲勞試驗片中得到的1000萬次時間強度除以拉伸試驗中得到的拉伸強度而得到的值(疲勞極限度比)為0.55以上，且沖裁疲勞試驗中得到的1000萬次時間強度除以拉伸試驗中得到的拉伸強度而得到的值(沖裁疲勞極限度比)為0.30以上的鋼板。
以下，根據實施例更具體地說明本發明，但本發明不受這些實施例的限定。
實施例
制造具有表1所示的化學組成的鋼水。
[表1]
參照表1，鋼A～I的化學組成為本發明中限定的化學組成的范圍內。另一方面，鋼a的C含量過低，鋼b的C含量過高。鋼c的P含量過高，鋼d的S含量過高。下劃線表示成分量為發明范圍之外。
使用鋼A～J和鋼a～d的化學組成的鋼水，通過上述工序[a]～[h]制造熱軋鋼板。各工序的實施條件設為表2和表3所示的條件。工序[d]中，將1100℃以下的軋制設為P1～P6的6道次。表2和表3所示的鋼A～J和鋼a～d與表1所示的化學組成的鋼水對應，是指使用的鋼水。T1(℃)如下：測定加熱爐均熱帶的平均溫度，設為均熱帶中的板坯的平均溫度。P1～P6是指軋制加工工序中的第1道次～第6道次。
[表2]
[表3]
表3制造條件
對于制造的熱軋鋼板，求出鐵素體、硬質相(馬氏體和奧氏體)和其它組織的面積分率，測定鐵素體晶粒、硬質相的形狀、X射線隨機強度比。另外，測定拉伸強度特性、擴孔率和疲勞特性。這些各特性的測定條件應用上述測定條件。疲勞試驗片設為圖1所示的形狀和尺寸，試驗片的厚度設為3mm。將各特性的測定結果示于表4和表5。熱軋鋼板的鋼種類設為未實施鍍覆的熱軋鋼板(HR)、鍍覆后未實施合金化處理的熱浸鍍鋅鋼板(GI)或合金化熱浸鍍鋅鋼板(GA)。
[表4]
[表5]
表5特性
如表2～5所示那樣，鋼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為鋼的化學組成和顯微組織滿足本發明的限定的例子，另一方面，鋼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為鋼的化學組成或顯微組織不滿足本發明的限定的例子。C-6～C-8的“其它組織”均為貝氏體。
對于鋼A-1等本發明例的熱軋鋼板，硬質相的面積分率、存在于板厚中央部的硬質相中的長徑比為3以上的硬質相的比例、存在于板厚中央部的硬質相的軋制方向的長度、鐵素體晶粒的平均長徑比、和X射線隨機強度比均滿足本發明的限定。另外，本發明例的熱軋鋼板均滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長率(％))≥18000且(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(％))≥35000，疲勞極限度為0.55以上且沖裁疲勞極限度均為0.30以上。
對于作為比較例的鋼C-2，工序[e]的最終壓下溫度至750℃為止的平均冷卻速度過低至43℃/s。因此，板厚中央部的硬質相的軋制方向長至22.9μm，不滿足(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(％))≥35000。
對于鋼C-4，工序[f]的600℃以上且低于750℃的溫度區域中的保持時間過短至3.1s，因此，硬質相的面積分率高至83.0％，鐵素體不會成為顯微組織的主體。因此，延性低，不滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長率(％))≥18000。
對于鋼C-6，工序[g]的T3(℃)以上且低于600℃的溫度區域中的平均冷卻速度過低。另外，對于鋼C-8，工序[h]的卷取溫度為513℃，高于T3(494℃)。因此，熱軋鋼板的組織中生成貝氏體，硬質相的面積分率低至小于3％。其結果，軋制方向的沖裁疲勞極限度比為低至小于0.3的值。
對于鋼E-2，工序[b]的板坯加熱時間為1168s，短于(A)式中限定的時間t1(1244s)。因此，板厚中央部的硬質相的軋制方向長至25.5μm，不滿足(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(％))≥35000。
對于鋼E-4，工序[c]的粗軋中的合計壓下率低至46％。對于鋼E-6，工序[c]的粗軋中將板坯表層冷卻至Ar3相變點以下的次數僅為1次。對于鋼E-8，工序[d]中的6次的軋制道次中，形狀比X滿足2.3以上的情況僅為1道次。對于鋼E-11，工序[d]中的1100℃以下的軋制的壓下率低至35％。因此，這些鋼中，從軋制方向觀察到的<011>取向和<111>取向的X射線隨機強度比之和低至小于3.5，另一方面，從軋制方向觀察到的<001>取向的X射線隨機強度大于1.0。其結果，軋制方向的疲勞極限度比均為低至小于0.55的值。
對于鋼E-12，工序[d]中的加工軋制的最終道次中的壓下溫度為762℃時，與(D)式中限定的T2(877℃)相比低至超過100℃。因此，鐵素體晶粒的平均長徑比大至6.3，拉伸試驗時，鐵素體晶粒加工固化而鋼板的延性降低。其結果，不滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長率(％))≥18000。
對于鋼E-15，工序[d]中的加工軋制的最終道次中的壓下溫度為913℃時，與(D)式中限定的T2(877℃)相比高至超過20℃。對于鋼E-16，工序[d]中的加工軋制的最終道次中的壓下率低至2％。因此，板厚中央部的硬質相中，長徑比為3以上的硬質相的比例均低至小于60％，軋制方向的沖裁疲勞極限度比為低至小于0.3的值。
對于鋼a-1，C含量過低至0.018％，因此，軋制方向的沖裁疲勞極限度比為低至小于0.3的值。
對于鋼b-1，C含量過高至0.254％。另外，對于鋼d-1，S含量過高至0.0361％。因此，擴孔性均低，不滿足(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(％))≥35000。
對于鋼c-1，P含量過高至0.155％，因此，加工性低，均不滿足(拉伸強度(MPa))×(總伸長率(％))≥18000和(拉伸強度(MPa))×(擴孔率(％))≥35000。
產業上的可利用性
根據本發明，可以提供軋制方向的疲勞特性和加工性優異的熱軋鋼板。本發明可以適合用于板厚8mm以下的鋼板。本發明的熱軋鋼板可以延長汽車用材料的懸掛部件等的疲勞壽命，因此產業上的貢獻顯著。
附圖標記說明
1.疲勞試驗片的沖裁孔
- 還沒有人留言評論。精彩留言會獲得點贊！