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疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板及其制造方法
    技术领域 本发明涉及疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板及其制造方法。 特别涉及具有 使优异的拉伸凸缘性体现的均匀的显微组织、 即使是要求严格的拉伸凸缘加工的构件也能 容易地成形的热轧钢板及其制造方法。
     本申请对 2008 年 3 月 26 日提出的日本专利申请第 2008-079591 号公报主张优先 权， 这里引用其全部内容。
     背景技术
     近年来， 为了提高汽车的燃油效率等， 以轻量化为目的， 一直在推进铝合金等轻金 属或高强度钢板在汽车部件中的应用。 但是， 铝合金等轻金属虽然具有比强度高的优点， 但 与钢相比因价格非常高而使得其应用只限于特殊的用途。 所以为了更廉价且在更广泛的范 围推进汽车的轻量化， 一直在要求钢板的高强度化。 材料的高强度化一般使成形性 ( 加工性 ) 等材料特性劣化， 因此在开发高强度钢 板上， 重要的是如何在不使材料特性劣化的情况下谋求高强度化。特别是作为内板部件、 结构部件、 行走部件用钢板所要求的特性， 拉伸凸缘性、 延展性、 疲劳耐久性、 特别是因开孔 ( 穿孔 ) 加工较多引起的其后的疲劳耐久性、 及耐蚀性等是重要的， 如何使高强度和这些特 性高维地平衡是重要的。
     已 经 公 开 了 如 此 地 兼 顾 高 强 度 化 与 诸 特 性、特 别 是 成 形 性 的 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 钢 ( 例如参照专利文献 1、 2)。在该 TRIP 钢 中， 通过在钢的显微组织中含有残留奥氏体， 可在成形中表现出 TRIP 现象。由此飞跃地提 高成形性 ( 延展性及深拉深性 )。但是， 拉伸凸缘性一般变差。所以， 非常希望得到不仅是 高强度而且拉伸凸缘性非常优异的钢板。
     关于拉伸凸缘性优异的热轧钢板， 公开有几种。专利文献 3 中公开了具有针状铁 素体单相组织的热轧钢板。 但是， 在这种低温相变产物单独的组织中延展性低， 难以用于拉 伸凸缘成形以外的用途。
     在专利文献 4 中， 公开了具有由铁素体和贝氏体构成的组织的钢板， 但在这种复 合组织钢中， 虽可得到比较良好的延展性， 但有表示拉伸凸缘性的指标即扩孔率低的倾向。
     另外在专利文献 5 中公开了铁素体体积分数高的钢板。可是， 因其中含有较多的 Si 而有时疲劳特性等出现问题。 为了避免这样的 Si 带来的弊害， 需要在热轧中或 / 及热轧 后谋求表面改质， 存在需要引入特殊的设备、 或生产率劣化的诸多问题。
     专利文献 6、 7 中公开了添加了 Ti 的扩孔性良好的热轧钢板。但是， 不能适当地控 制 Ti/C， 扩孔率并不那么高。
     专利文献 1 ： 日本特开 2000-169935 号公报
     专利文献 2 ： 日本特开 2000-169936 号公报
     专利文献 3 ： 日本特开 2000-144259 号公报
     专利文献 4 ： 日本特开昭 61-130454 号公报
     专利文献 5 ： 日本特开平 8-269617 号公报 专利文献 6 ： 日本特开 2005-248240 号公报 专利文献 7 ： 日本特开 2004-131802 号公报发明内容 本发明的目的在于， 提供一种最高抗拉强度为 520 ～ 720MPa、 且具有优异的拉伸 凸缘成形性和良好的延展性、 疲劳特性特别是开孔 ( 穿孔 ) 加工后的疲劳特性也优异的热 轧钢板及其制造方法。
     本发明者们为了克服上述问题， 反复进行了锐意研究。 其结果是， 新发现以下内容 是重要的 ： 首先尽量将 Si 抑制在低水平， 此外使组织成为铁素体主体， 而且使固溶 C 残存若 干， 并注意 Ti 量与 C 量的比。
     另外， 研究了对穿孔冲裁加工时的疲劳特性 ( 穿孔疲劳特性 ) 影响较大的剪切的 截面形态。
     图 1 是通过用显微镜观察剪切冲裁端面 ( 剪切的截面形态、 切断面 ) 得到的照片。 这里， 在图 1 的上侧示出观察正常断面时的结果， 在下侧示出观察正常断面和异常断面时 的结果。
     图 2 是正常断面部的 SEM 照片， 图 3 是异常断面部的 SEM 照片。
     图 1 ～ 3 是以板厚的 12％的间隙对热轧钢板进行剪切， 观察得到的冲裁端面 ( 冲 裁部的断面性状 ) 的结果。
     如图 1、 2 所示， 正常的断面 ( 正常断面 ) 为延展性断面， 但如图 1、 3 所示， 异常部 的断面 ( 异常断面 ) 为脆性断面。认为脆性断面是在切断面大量存在伸长的铁素体晶界时 或在铁素体晶界存在许多 TiC 等析出物时产生。
     所以， 为了抑制脆性断面的产生， 重要的是 (1) 控制晶粒的形态和 (2) 不存在 TiC 等析出物。
     在本发明中， 以制造 520MPa ～ 720MPa 的热轧钢板为目标， 但在用析出物进行强化 的析出强化中， 因生成 TiC 等析出物而不能阻止在断面的脆性破坏。此外， 如果使用 C 等固 溶元素， 则多在贝氏体、 渗碳体及马氏体等硬质的第 2 相析出的同时生成 TiC 等析出物， 因 此不能阻止在断面的脆性破坏。加之， 硬质相使扩孔率降低。此外， 在没有析出物时强度不 足。
     考虑到上述的问题点， 在本发明中， 发现通过生成 Ti-C 簇状物 (cluster) 可得到 以下的作用。
     1) 能够抑制 TiC 等主要碳化物系的析出物的生成。
     2) 能够抑制渗碳体等硬质的第 2 相的生成。
     3) 能够通过控制晶粒的形态来形成难以产生脆性破坏 ( 脆性断面 ) 的形态。
     4) 能够采用 Ti-C 簇状物周围生成的变形部位来固定位错， 确保强度。
     另外， 得知 ： 如果添加 Nb， 则因再结晶温度升高而容易产生伸长的铁素体晶粒。所 以， 发现从此观点来看不能含有 Nb。
     通过如上所述完成本发明。也就是说， 本发明的要旨如下 ：
     本发明的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板， 以质量％计含有 C ： 0.015％以
     上且低于 0.040％、 Si ： 低于 0.05％、 Mn ： 0.9％以上且 1.8％以下、 P： 低于 0.02％、 S： 低于 0.01％、 Al ： 低于 0.1％、 N： 低于 0.006％、 及 Ti ： 0.05％以上且低于 0.11％， 剩余部分由铁 及不可避免的杂质构成， Ti/C ＝ 2.5 以上且低于 3.5， 不含有 Nb、 Zr、 V、 Cr、 Mo、 B 及 W， 显微组 织含有超过 96％的多边形铁素体与准多边形铁素体的混合组织， 最高抗拉强度为 520MPa 以上且低于 720MPa， 时效指数 AI 超过 15MPa， 扩孔率 (λ)％与总延伸率 (El)％的积为 2350 以上， 疲劳极限为 200MPa 以上。
     在本发明的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板中， 以质量％计还含有 Cu ： 0.01％以上且 1.5％以下、 及 Ni ： 0.01％以上且 0.8％以下中的任一种或二种。
     进而， 以质量％计还含有 Ca ： 0.0005％以上且 0.005％以下、 REM ： 0.0005％以上且 0.05％以下中的任一种或二种。
     也可以实施镀膜。
     本发明的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板的制造方法具有以下工序 ： 将 钢坯加热至 1100℃以上、 并按在 1000℃以上的温度下结束的条件进行粗轧而形成粗轧板 坯 (bar) 的工序， 其中， 所述钢坯以质量％计含有 C ： 0.015％以上且低于 0.040％、 Si ： 低于 0.05％、 Mn ： 0.9％以上且 1.8％以下、 P： 低于 0.02％、 S： 低于 0.01％、 Al ： 低于 0.1％、 N： 低 于 0.006％、 及 Ti ： 0.05％以上且低于 0.11％， 剩余部分由铁及不可避免的杂质构成， Ti/C ＝ 2.5 以上且低于 3.5， 不含有 Nb、 Zr、 V、 Cr、 Mo、 B及W； 按在 830 ～ 980℃的温度区结束的 条件对所述粗轧板坯进行精轧而形成轧制材的工序 ； 在所述精轧结束后空冷 0.5 秒以上， 在 750 ～ 600℃的温度区以 10 ～ 40℃ /sec 的范围的平均冷却速度进行冷却而形成热轧钢 板的工序 ； 以及， 在 440 ～ 560℃的温度下卷取所述热轧钢板的工序 ； 制造的所述热轧钢板 中， 显微组织含有超过 96％的多边形铁素体与准多边形铁素体的混合组织、 最高抗拉强度 为 520MPa 以上且低于 720MPa、 时效指数 AI 超过 15MPa、 扩孔率 (λ)％与总延伸率 (El)％ 的积为 2350 以上、 及疲劳极限为 200MPa 以上。
     在本发明的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板的制造方法中， 也可以在对所 述粗轧板坯进行精轧的工序开始前的期间、 及 / 或对所述粗轧板坯进行精轧的工序中， 对 所述粗轧板坯或所述轧制材进行加热。
     也可以在从对所述钢坯进行粗轧的工序的结束时间点开始到对所述粗轧板坯进 行精轧的工序的开始时间点为止的期间进行除氧化皮。
     也可以在 780℃以下对所述热轧钢板进行退火。
     也可以在 780℃以下对所述热轧钢板进行加热， 接着将其浸渍在镀液中， 对钢板表 面进行镀膜。
     也可以在所述镀膜后进行镀膜合金化处理。
     本发明特别涉及拉伸凸缘性优异的热轧钢板及其制造方法， 通过采用这些钢板， 即使是以高外观性车轮的装饰孔部为代表的要求苛刻的拉伸凸缘加工的部件也能够容易 地成形。此外， 拉伸凸缘加工后的端面性状也没有 2 次剪切面或与其相类似的缺陷等， 是良 好的。
     另外， 在将本发明的热轧钢板应用于如汽车车轮等通过冲孔来进行使用的部件 时， 能够有效地抑制从孔的周围发生的疲劳破坏。如果在冲孔时在孔的冲裁端面 ( 切断断 面 ) 发生脆性破坏 ( 脆性断面 )， 则从该孔的周围发生疲劳破坏。在本发明的热轧钢板中，由于能够抑制冲裁端面上的脆性破坏的发生， 因此能够有效地抑制疲劳破坏， 能够实现优 异的疲劳特性 ( 穿孔疲劳特性 )。
     此外， 涂装后耐蚀性也优异。 而且， 关于钢板强度， 具有良好的疲劳特性， 而且最高 抗拉强度为 520 ～ 670MPa 的高强度， 因此可降低板厚。 附图说明 图 1 是通过用显微镜观察剪切冲裁端面 ( 剪切的截面形态 ) 得到的照片。
     图 2 是正常断面部的 SEM 照片。
     图 3 是异常断面部的 SEM 照片。
     图 4 是在钢板温度与从精轧结束后的经过时间的关系中， 示意性地表示 Ti-C 簇状 物及 TiC 析出物的生成区域的图。
     具体实施方式
     以下， 对本发明进行详细说明。
     首先， 对本发明的热轧钢板的化学成分进行说明。 C 在本发明中是最重要的元素之一。如果含有 0.04％以上， 不仅使成为拉伸凸缘 裂纹的起点的碳化物增加， 扩孔值劣化， 而且强度上升， 加工性劣化。因此将 C 含量规定为 低于 0.040％。从拉伸凸缘性的观点来看， 最好低于 0.035％。此外， 在低于 0.015％时强度 不足， 因此规定为 0.015％以上， C 含量优选为 0.015％以上且低于 0.035％。
     Si 在热轧板表面形成称为 Si 氧化皮的表面花纹， 不仅使成形品的表面性状恶化， 而且使表面粗糙度变得粗糙， 因此有时使疲劳特性劣化。
     此外， 化成处理性劣化， 其结果是， 耐蚀性也变差。所以， 关于 Si， 有必要尽量将 其含量抑制在低水平。所以， 将上限规定为低于 0.05％。由此， 即使在粗轧后不进行高压 除氧化皮， 也可确保良好的化成处理性和涂装后耐蚀性。下限没有特别的限定， 但在低于 0.001％时导致成本大增， 因此 0.001％以上是实质上的下限。Si 含量优选为 0.001％以上 且低于 0.01％。
     Mn 在本发明中是重要的元素。Mn 使铁素体相变温度低温化， 因此有使组织微细 化的效果， 在疲劳特性方面是优选的。此外， 可比较廉价地提高强度， 所以添加 0.9％以上。 过剩地添加 Mn 使拉伸凸缘性及疲劳特性劣化， 因而将 1.8％以下作为上限。优选上限低于 1.5％。Mn 的含量更优选为 1.0％～ 1.4％。
     P 使拉伸凸缘性及焊接性、 焊接部的疲劳强度劣化， 因而将低于 0.02％作为上限。 低于 0.01％是更优选的上限。下限没有特别的限定， 但要规定为 0.001％以下在炼钢技术 上是困难的， 因此超过 0.001％为实质上的下限。
     S 不仅引起热轧时的裂纹， 而且如果过多还生成使扩孔性劣化的 A 系夹杂物， 因此 应尽量降低。 可是， 如果低于 0.01％， 则为可容许的范围。 但是， 在要求高的扩孔性时， 优选 低于 0.0040％， 在要求更高的扩孔时， 更优选为 0.0025％以下。下限没有特别的限定， 但要 规定为 0.0003％以下在炼钢技术上是困难的， 因此超过 0.0003％为实质上的下限。
     Al 也可以为进行钢水脱氧而添加， 但招致成本上升， 因此将其上限规定为低于 0.1％。此外， 如果过多添加， 则使非金属夹杂物增大， 使延伸率及扩孔性劣化， 因此优选规
     定为低于 0.06％。Al 含量更优选为 0.01％～ 0.05％。Al 也可以不添加。
     N 通过与 Ti 结合而形成 TiN， 对扩孔性及疲劳特性有不良影响， 因此将其上限规定 为低于 0.006％。优选低于 0.004％。下限没有特别的限定， 但稳定地得到低于 0.0005％是 困难的， 所以 0.0005％以上为实质上的下限。
     Ti 在本发明中是非常重要的元素。Ti 除了对于提高强度是必需的以外， 还有提高 扩孔性的效果。所以， 0.05％以上的添加是必须的。但是如果过量添加， 则有时强度过于提 高， 或扩孔性及疲劳特性或穿孔疲劳特性下降。因此将低于 0.11％作为上限。Ti 的含量更 优选为 0.075％以上且低于 0.10％。
     在对热轧钢板表面实施镀膜， 而且实施镀膜合金化处理时 ( 也称为合金化热浸镀 钢板 )， Ti 的含量更优选为 0.05％～ 0.10％。在合金化热浸镀钢板中， 在合金化的过程中 容易生成 TiC 析出物， 因而优选将 Ti 的下限规定为 0.05％以上。可是， 为了更稳定地生成 Ti-C 簇状物， 更优选将 Ti 的含量规定为超过 0.06％。
     Ti/C 以质量比计设定为 2.5 以上且低于 3.5。如果按 C 含量为 0.015％以上且低 于 0.040％、 Ti/C 为 2.5 以上且低于 3.5、 且从精轧结束至达到 700℃的时间为 5 ～ 20 秒的 条件进行制造， 则容易形成 Ti-C 簇状物。 这里， 所谓 Ti-C 簇状物是指难以生成作为 TiC 的析出物、 但 Ti 捕获了 C 的状态。 由于是 Ti 捕获了 C 的状态， 因此通常能够对在 440℃～ 560℃的温度下析出的渗碳体的析 出进行抑制。而且还能够抑制贝氏体。
     图 4 是在钢板温度与从精轧结束后的经过时间的关系中， 示意性地示出 Ti-C 簇状 物及 TiC 析出物的生成区域的图。 另外， 图中， 线段 ( 从左上向右下倾斜， 在 500℃附近达到 水平的线段 ) 表示钢板温度从精轧结束后的经时变化 ( 也称为冷却过程中的钢板温度的经 时变化、 冷却曲线 )， 表示所述线段与 Ti/C ＝ 3.5 时的 Ti-C 簇状物及 TiC 析出物的生成区 域的边界线相切的情况。
     Ti 的原子量为 48， C 的原子量为 12， 因此在 Ti/C ＝ 4 时， Ti 与 C 的原子比率 ( 摩 尔比率 ) 为 1 ∶ 1。此外， 与 N 结合的 Ti 大致为 0.02％。所以， 在 Ti/C 为 2.5 以上且低于 3.5 时 C 剩余， 但按本发明的 C 含量， 在本发明的冷却速度下， 不发生渗碳体的析出。
     为了使 Ti/C 的析出顶端 (precipitation nose) 与钢板的冷却曲线交叉， 使钢板 的冷却曲线通过 700℃下且 5 秒～ 20 秒的经过时间的地点。也就是说， 以在从精轧结束后 的经过时间为 5 秒～ 20 秒的期间使钢板温度达到 700℃的方式进行冷却。 到该钢板温度达 到 700℃为止的经过时间更优选为 10 秒～ 15 秒。
     在生成 Ti-C 簇状物的情况下， 该线段需要通过 Ti-C 簇状物的生成区域 ( 斜线的 部分 )。
     如图 4 所示， 生成 TiC 析出物的 Ti/C 值和钢板温度 - 经过时间的区域与生成 Ti-C 簇状物的 Ti/C 值和钢板温度 - 经过时间的区域不同， 因此如果生成 Ti-C 簇状物， 则可抑制 TiC 析出物的生成。
     在 Ti/C 低于 2.5 时， 不能稳定地得到高强度。此外 TiC 析出物量及 Ti-C 簇状物 量都小， 因此不能确保强度。另一方面， 在 Ti/C 为 3.5 以上时， 难以确保在后述的本发明中 非常重要的固溶 C， 其结果是， 扩孔性及疲劳特性劣化。 此外容易引起 TiC 析出物的析出， 难 生成 Ti-C 簇状物。
     关于热轧钢板中的 TiN( 析出物 ) 及 TiC 析出物的量， 通过从钢板采取提取残渣， 测定 Ti 成分， 可以作为以 Ti 换算计的量进行测定。因此， Ti-C 簇状物的量可通过 ( 添加 Ti 量 )-( 作为 TiC 析出物的 Ti)-( 作为 TiN 的 Ti) 的计算式来计算。用该计算式计算的作 为 Ti-C 簇状物的 Ti 的量为 0.02％～ 0.07％左右。
     此外， 以 Ti 换算计的 ( 作为 TiC 析出物的 Ti) 量为 0.02％左右， ( 作为 TiN 的 Ti) 的量为 0.02％左右。
     再有， 电解提取残渣分析中采用的过滤器为 0.2μm。 可是， 通过电子显微镜观察确 认， 0.2μm 以下的析出物没有全部通过， 因微细析出物的凝聚效果及过滤器堵塞的影响， 实 际上相当多地提取出了几 nm 级的析出物。所以， 认为以 ( 作为 TiC 析出物的 Ti) 或 ( 作为 TiN 的 Ti) 的形式提取的析出物为 5nm 左右以上。
     此外， 在本发明中， 在以 Ti 换算计的 TiC 析出物的量为 0.02％左右， TiN 的量为 0.02％左右的情况下， 得知对切断面的脆性断面没有影响。 这在后述的显微组织中， 密切影 响多边形铁素体及准多边形铁素体的组织的比例。
     在本发明中， 利用 Ti-C 簇状物进行强化。如果生成 Ti-C 簇状物， 则在其周围的晶 体中形成变形部位， 因此能够通过固定位错来提高强度。
     由于 TiN 粗大化， 因此不能用作强化要素。
     由于 TiC 析出物使端面的裂纹或疲劳极限降低， 因此最好析出量小， 不能作为强 化要素使用。
     在本发明中， 由于不含 Nb， 因此也不会采用 NbC 或 TiNbCN 这样的复合析出物作为 强化要素。NbC 或 TiNbCN 这样的复合析出物还容易生成切断面的脆性断面， 因而应避免。
     在本发明中， 由于使用 Ti-C 簇状物， 因而不能添加 Nb。如果添加 Nb， 则析出 NbC， 因而阻碍 Ti-C 簇状物的生成。而且分解 Ti-C 簇状物。如果抑制 Ti-C 簇状物的生成， 则引 起强度的下降、 端面裂纹的产生的抑制、 疲劳极限的降低。 此外， 如果添加 Nb， 则再结晶温度 上升， 因而容易产生伸长的铁素体晶粒。所以， 发现从此观点来看， 也不能加入 Nb。
     另外， 本发明的热轧钢板也不含有 Zr、 V、 Cr、 Mo、 B 及 W。Zr、 V、 Cr、 Mo、 B 及 W 生成 碳化物， 但这些元素还阻碍 Ti-C 簇状物的生成， 或将 Ti-C 簇状物分解。因此， 也不含上述 Zr、 V、 Cr、 Mo、 B 及 W。
     O 没有特别的限定， 但如果过多， 则粗大的氧化物增加， 损伤扩孔性， 因此 0.012％ 为实质上的上限。更优选为 0.006％以下， 进一步优选为 0.003％以下。
     接着， 在本发明中， 也可以根据需要含有 Cu、 Ni、 Ca 及 REM( 稀土元素 ) 中的任何一 种以上。以下， 对各元素成分进行说明
     为了进一步赋予强度， 也可以添加析出强化或固溶强化元素即 Cu 及 Ni 中的任何 一种或二种。但是， 分别在 Cu 低于 0.01％、 或 Ni 低于 0.01％时， 不能得到其效果。此外， 即使分别按 Cu ： 超过 1.5％、 或 Ni ： 超过 0.8％的范围添加， 不仅其效果饱和， 而且还招致成 形性的劣化， 并且成本也上升。
     Ca 及 REM 是通过使成为破坏的起点或使加工性劣化的非金属夹杂物的形态发生 变化而使其无害化的元素。但是， 在添加低于 0.0005％时， 没有其效果， 此外 Ca 即使添加 超过 0.005 ％， REM 即使添加超过 0.05 ％， 其效果也饱和， 因此优选添加 Ca ： 0.0005 ％～ 0.005％、 REM ： 0.0005％～ 0.05％。再有， 所谓 REM， 是稀土类金属， 是选自 Sc、 Y 及镧族的La、 Ce、 Pr、 Nd、 Pm、 Sm、 Eu、 Gd、 Tb、 Dy、 Ho、 Er、 Tm、 Yb、 Lu 中的 1 种以上。
     再有， 也可以在以这些元素为主成分的钢中使 Sn、 Co、 Zn 及 Mg 中的任何一种或二 种以上合计含有 1％以下。 但是， Sn 有在热轧时发生表面缺陷的可能性， 因此优选为 0.05％ 以下。
     接着， 对本发明的热轧钢板的显微组织进行说明。显微组织以铁素体为主相。所 谓铁素体， 是多边形铁素体 (PF) 及准多边形铁素体 (Quasi-Polygonal Ferrite， 以下称为 αq) 的混合组织。准多边形铁素体和多边形铁素体的合计超过 96％， 优选为 98％以上。
     所谓准多边形铁素体， 与多边形铁素体 (PF) 同样， 不会因腐蚀而出现内部结构， 但形状为分裂的针状， 与多边形铁素体明显不同。 这里， 如果将作为对象的晶粒的周长作为 lq、 将其当量圆直径作为 dq， 它们的比 (lq/dq) 满足 lq/dq ≥ 3.5 的晶粒为准多边形铁素 体。
     准多边形铁素体如上述定义不是完全圆的， 是晶界为锯齿状的铁素体， 因此如果 与多边形铁素体混合， 则不易引起切断面的脆性破坏。
     该混合组织大致在 750℃～ 650℃的温度下生成， 因此与生成 Ti-C 簇状物的温度 区大致相同， Ti-C 簇状物与多边形铁素体及准多边形铁素体的生成相关， 特别是与准多边 形铁素体的生成密切相关。 也就是说， 得知 ： 在形成 Ti-C 簇状物的条件下， 作为显微组织容易生成多边形铁 素体及准多边形铁素体的混合组织。
     关于在该混合组织即铁素体组织内的混合比例， 优选多边形铁素体为 30 ～ 70％， 其以外的组织为准多边形铁素体。
     多边形铁素体的晶界为直线， 相对于此， 准多边形铁素体的晶界较为复杂。 在本发 明中， TiC 析出物的析出量非常少， 但如果 TiC 析出物排列在多边形铁素体的晶界， 则容易 成为生成脆性断面的原因。相对于此， 如果多边形铁素体为 30 ～ 70％， 其以外的组织为准 多边形铁素体， 双方的显微组织相互排列地存在， 则不会引起脆性断面的生成。
     另一方面， 作为铁素体组织内的混合比例， 在多边形铁素体低于 30％时， 在本发明 中几乎没有析出物， 因而难以确保本发明的强度在 520MPa 以上， 因此是不优选的。但是， 在 多边形铁素体低于 30％时， 在低温区产生相变， 同时容易生成贝氏体型铁素体或贝氏体。 因 此， 实际中， 要控制成仅是多边形铁素体和准多边形铁素体的显微组织、 且多边形铁素体低 于 30％是非常难的。
     在含有贝氏体型铁素体或贝氏体时， 在本发明中几乎没有析出物， 因而难以确保 本发明的强度在 520MPa 以上， 因此是不优选的。
     作为铁素体组织内的混合比例， 在多边形铁素体高于 70％时， 容易发生脆性断面， 因此是不优选的。
     多边形铁素体和准多边形铁素体的混合组织 ( 铁素体 ) 与贝氏体混合存在的显微 组织、 或铁素体与贝氏体型铁素体混合存在的显微组织在显微组织中具有硬度差， 由于该 硬度差大， 因此在扩孔率达到 120％以上、 进而达到 140％以上时， 或扩孔率和总延伸率的 积达到 2350 以上时， 容易发生扩孔性的劣化。因此， 作为本发明的热轧钢板的显微组织是 不优选的。
     在贝氏体型铁素体、 贝氏体或珠光体的含量按面积率计为 4％以下时， 在冲裁端面
     出现这些显微组织的概率非常低。因此， 不易引起扩孔性的劣化， 因而有时也是能够容许 的。可是， 所述贝氏体型铁素体、 贝氏体或珠光体的含量优选为 2％以下， 在这种情况下， 能 够更有效地抑制扩孔性的劣化。最优选没有这些显微组织。
     另外不能含有硬质的显微组织即马氏体及残留奥氏体。
     进而， 有 TiC 析出物大量形成于晶界的倾向， 因此如果 TiC 析出物大量析出， 则抑 制 Ti-C 簇状物的生成， 同时促进冲裁时沿着晶界的脆化裂纹即异常断面的形成。因此， 晶界的强化减弱。进而， TiC 析出物在拉伸凸缘成形时容易成为龟裂发生或凸缘裂纹的起 点。因此， 在扩孔率达到 120％以上、 进而达到 140％以上时， 或扩孔率与总延伸率的积达到 2350 以上时， 容易产生切断面的脆性破坏， 因此有必要抑制。TiC 析出物的量以 Ti 换算计 优选为 0.03％以下， 更优选为 0.02％以下。
     TiN 也与 TiC 析出物同样， 有成为裂纹的起点的可能性， 因此优选 TiN、 TiC 析出物 的量按 Ti 换算 ( 用抽样残渣法测定的值 ) 计为 0.02％以下。
     在显微组织的分率中， 不包含渗碳体或 TiC 析出物等碳化物、 MnS 等硫化物、 TiN 等 氮化物及 Ti4C2S2 等碳硫化物等的析出粒子或氧化物等的晶化粒子。
     接着， 对本发明的热轧钢板的最高抗拉强度、 时效指数 AI、 扩孔率 (λ)％与总延 伸率 (El)％的积及疲劳极限进行说明。 本发明的热轧钢板的最高抗拉强度为 520MPa 以上且低于 720MPa。在低于 520MPa 时， 高强度化的优势小， 在 720MPa 以上时， 成形性劣化。另一方面， 在高外观性车轮等要求 严格的成形性或形状冻结性的情况下， 更优选低于 670MPa。 再有， 最高抗拉强度是通过按照 JIS Z2241 的方法进行的拉伸试验而测定的。
     时效指数 AI(Aging Index) 在本发明中是非常重要的。
     通常， 没有作为 TiC 析出物被 Ti 固定的 C 量， 通常作为固溶 C 被定义， 采用内部摩 擦法来推断。可是在本发明的热轧钢板中， 由于生成 Ti-C 簇状物， 因此通过通常的测定固 溶 C 的手段即内部摩擦法， 不能评价作为 Ti-C 簇状物生成的 C 量。也就是说， Ti-C 簇状物 不是固溶 C。
     因而， 在本发明中， 在评价 Ti-C 簇状物中采用 AI 值。在 AI 的评价方法中， 由于升 温到 100℃， 因此在 Ti-C 簇状物中与 Ti 结合的一部分 C 因脱离 Ti 的捕捉而具有将可动位 错固定的作用。所以， 用 AI 评价的值与 Ti-C 簇状物的量具有某种关系。相反 AI 值低表明 TiC 析出物的生成多， 因此如果 AI 值低， 则有容易发生脆性断面的倾向。所以， 关于该 AI 值， 如实施例所示， 可知与切断面的脆性破坏行为具有密切的关系。
     AI 超过 15MPa。 在 15MPa 以下时， 不能确保良好的扩孔性和疲劳特性。 AI 的上限没 有特别限定， 但如果超过 80MPa， 则有时因固溶 C 过多而使得成形性降低， 因此优选将 80MPa 以下规定为上限。
     再有， AI 在本发明的钢板的情况下按照如下所述进行测定。首先， 赋予 6.5 ～ 8.5％的拉伸变形。将此时的流动应力规定为 σ1。暂时除去负荷后从拉伸试验机中取出 试验片， 实施在 100℃的温度下保温 1 小时的热处理。然后， 再次进行拉伸试验。将在此得 到的上部屈服应力规定为 σ2。按 AI(MPa) ＝ σ2-σ1 进行定义。再有， 拉伸试验按照 JIS Z2241 的方法进行。
     关于拉伸凸缘性， 扩孔值与总延伸率的平衡越好越优异。 如果扩孔率 (％ ) 与总延
     伸率 (％ ) 的积低于 2350， 则在成形中发生拉伸凸缘裂纹的频率增高， 因此将扩孔率 (％ ) 与总延伸率 (％ ) 的积的最佳范围限制在 2350 以上。 作为即使是更严格的成形品形状也不 发生裂纹的条件， 优选扩孔率 (％ ) 与总延伸率 (％ ) 的积为 3400 以上。
     再有， 在将本发明钢板用于外观性高的车轮部件的情况下， 在扩孔率低于 140 ％ 时， 有时在凸缘端面发生裂纹。因此扩孔率优选为 140％以上， 更优选为 160％以上。再有， 关于扩孔率， 按照日本铁钢联盟标准 JFS T1001-1996 中记载的扩孔试验方法进行测定。
     疲劳特性按照 JIS Z 2275 进行测定。试验形状按照 JIS Z 2275 进行测定。通过 应力振幅一定的完全交变弯曲疲劳试验 ( 应力比 R ＝ -1) 进行评价， 将重复次数为 1×107 次时的疲劳强度的上限作为疲劳极限。如果疲劳极限低于 200MPa， 则成形品有时在使用中 发生疲劳破坏。因此， 将适当的疲劳极限的范围限制在 200MPa 以上。220MPa 以上是更优选 的范围。
     疲劳试验在试验时间的安排上， 有时在重复次数为 1×106 次或 2×106 次时停止， 但在这种情况下， 与重复次数为 1×107 次时相比疲劳极限提高。
     在本发明的热轧钢板中， 优选穿孔疲劳极限为 200MPa 以上。
     穿孔疲劳极限是按照如下所述测定的值。试验方法与上述的疲劳试验相同， 按照 JIS Z 2275 进行。试验形状按照 JIS Z 2275 进行。可是， 在疲劳试验片的正中间， 按冲孔 直径为 φ10mm、 间隙为 12％开出冲裁孔， 这与上述的疲劳试验不同。然后， 与上述疲劳特性 同样地进行应力振幅一定的完全交变弯曲疲劳试验 ( 应力比 R ＝ -1)， 将重复次数为 1×107 次时的疲劳强度的上限作为穿孔疲劳极限来求出。
     本发明者发现 ： 如果由裂开破坏断面、 晶界破坏断面或晶界破坏断面构成的脆性 断面存在于孔的冲裁端面， 则容易从冲裁孔的周围发生疲劳破坏。该穿孔冲裁材的疲劳试 验特性 ( 穿孔疲劳极限 ) 反映出疲劳破坏的发生容易度， 在穿孔疲劳极限为 200MPa 以上 时， 能够实现特别优异的穿孔疲劳特性。
     也可以对本发明的热轧钢板实施镀膜。 镀膜的主成分可以是锌、 铝、 锡或其它所有 镀膜。此外镀膜除了热浸镀膜、 合金化热浸镀膜以外， 也可以是电镀膜。镀膜的化学成分除 主成分以外， 也可以含有 Fe、 Mg、 Al、 Cr、 Mn、 Sn、 Sb、 Zn 等元素中的 1 种以上。
     接着对本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。
     本发明的热轧钢板的制造方法是通过将钢坯 ( 板坯 ) 热轧来形成热轧钢板的方 法， 具有通过对钢坯进行轧制而形成粗轧板坯 ( 也称为薄板坯 ) 的粗轧工序、 通过对粗轧板 坯进行轧制而形成轧制材的精轧工序、 冷却轧制材而形成热轧钢板的冷却工序、 卷取热轧 钢板的工序。
     在本发明中在热轧前进行的制造方法没有特别的限定。 也就是说， 进行利用高炉、 转炉或电炉等的熔炼， 接着通过各种 2 次精炼以达到目标成分含量的方式进行成分调整， 然后除了通常的连续铸造、 利用铸锭法的铸造以外， 也可以用薄板坯铸造等方法进行铸造。 作为原料， 也可以使用废金属。 在通过连续铸造得到的板坯的情况下， 也可以将高温铸坯直 接送入热轧机， 或在冷却到室温后用加热炉再加热， 然后热轧。 钢坯的成分与上述的本发明 的热轧钢板的成分相同。
     首先， 有必要将钢坯加热到 1100℃以上。在此温度 ( 板坯抽出温度 ) 低于 1100℃ 时， 难以得到充分的强度。认为这是因为 Ti 系碳化物在低于 1100℃时不能充分熔化， 结果析出物变得粗大。板坯抽出温度更优选为 1140℃以上。上限没有特别的限定， 但是即使超 过 1300℃， 也无特殊的效果， 而且还导致成本上升， 因此 1300℃以下为实质上的上限。
     然后， 对加热了的钢坯进行粗轧， 形成粗轧板坯。 粗轧结束时的温度在本发明中是 非常重要的。也就是说， 有必要使粗轧在 1000℃以上结束。因为在结束温度低于 1000℃时 扩孔性劣化。所以， 将 1000℃以上作为下限。更优选为 1060℃以上。结束温度的上限没有 特别的限定， 但是作为不使成本上升的温度， 板坯抽出温度为实质上的上限。
     接着通过对粗轧板坯进行精轧而形成轧制材。将精轧的精轧温度规定为 830 ～ 980℃。在此温度低于 830℃时， 热轧钢板的强度因热轧 ( 粗轧及精轧 ) 后的冷却或卷取条 件而变动较大， 或拉伸特性的面内各向异性增大。 此外， 扩孔性也劣化， 因此将 830℃以上作 为下限。另一方面， 如果使精轧温度超过 980℃， 则有时热轧钢板成为硬质， 使延展性劣化。 此外， 热轧辊也容易损耗， 因此是不优选的。 所以， 将 980℃作为精轧温度的上限。 精轧的精 轧温度优选为 850℃～ 960℃， 870℃～ 930℃是更优选的范围。
     在精轧结束后， 将轧制材空冷 0.5 秒以上。这是因为在低于 0.5 秒时， 不能得到良 好的扩孔特性。此理由不一定明确， 但认为是因为在低于 0.5 秒时， 奥氏体的再结晶不进 行， 结果机械特性的各向异性增大， 有扩孔性下降的倾向。更优选将空冷时间设定为超过 1.0 秒。
     接着， 在将轧制材冷却后形成热轧钢板。在该冷却过程中， 将 750℃～ 600℃的温 度区的平均冷却速度规定为 10℃ /sec ～ 40℃ /sec 的范围。冷却速度优选为 15℃ /sec ～ 40℃ /sec， 超过 20℃ /sec 且在 35℃ /sec 以下为更优选的范围。
     在 Ti/C 为 2.5 以上且低于 3.5、 且冷却速度优选为 10℃ /sec ～ 40℃ /sec 的范围 时， 容易生成 Ti-C 簇状物。
     在 Ti/C 在上述范围而冷却速度低于 10℃ /sec 时， 引起 TiC 析出物的析出， 发生脆 性断面。
     反之， 在冷却速度超过 40℃ /sec 时， 显微组织成为贝氏体。在本发明中尽量抑制 TiC 的析出， 因此在贝氏体组织中强度低于 520MPa， 没有满足本发明中作为目的的特性。相 反， 如果通过使 TiC 析出物析出而使强度在 520MPa 以上， 则因生成脆性断面而使穿孔疲劳 极限降低。
     此外， 在冷却速度虽在 10℃ /sec ～ 40℃ /sec 的范围内， 但 Ti/C 低于 2.5 时， 没 有 TiC 析出物的析出， 因此成为只是多边形铁素体的组织， 没有生成准多边形铁素体。在这 种情况下， 强度低于 520MPa， 没有满足本发明中作为目的的特性。
     在冷却速度虽在 10℃ /sec ～ 40℃ /sec 的范围内、 但 Ti/C 在 3.5 以上时， 有 TiC 析出物的析出， 因生成脆性断面而使穿孔疲劳极限降低。
     另外， 为了有效地生成 Ti-C 簇状物， 需要抑制精轧后的 TiC 析出物的析出， 为此， 有必要使精轧前的奥氏体的粒径增大到 60 ～ 150μm 左右。如此一来， 能够抑制 TiC 析出 物的析出点， 因此能够在精轧后的冷却中使 TiC 析出物的微细析出更加减少。
     因此， 优选将从粗轧结束到精轧开始的时间调整为 60 秒～ 200 秒。再有， 在本发 明中不含 Nb， 但在含有 Nb 时， Nb 本身抑制奥氏体的再结晶， 因此即使保持相同时间， 奥氏体 粒径也达不到 60μm 以上。所以， 在含有 Nb 的情况下， 即使保持相同时间， 精轧后的 TiC 析 出物的析出点也增多， 可促进 TiC 析出物的微细化。 在本发明中不含 Nb， 因此也不产生此种现象。 接着卷取热轧钢板。 将卷取温度规定为 440℃～ 560℃。 如果卷取温度低于 440℃， 则出现贝氏体或马氏体这样的硬质组织， 使扩孔性劣化。 此外， 在超过 560℃时， 在本发明中 最重要的要件之一即固溶 C 的确保变得困难， 结果有时使扩孔性变得低劣。卷取温度的更 优选的范围为 460℃～ 540℃。
     粗轧后的粗轧板坯可以在精轧结束前的期间 ( 精轧中 ) 实施加热处理。此外， 也 可以在精轧开始前的期间对粗轧结束后的粗轧板坯进行加热处理。 由此钢板的宽度方向或 长度方向的温度变得均匀， 制品的带卷内的材质偏差也减小。加热方法不是特别指定的项 目， 可以用炉加热、 感应加热、 通电加热、 高频加热等方法进行。
     也可以在从粗轧的结束时间点到精轧的开始时间点的期间进行除氧化皮。 由此有 时表面粗糙度减小， 疲劳特性或扩孔性提高。 除氧化皮的方法没有特别指定， 最一般的是通 过高压水流来进行。
     也可以对如此得到的热轧钢板进行再加热 ( 退火 )。在这种情况下， 如果再加热 的温度超过 780℃， 则钢板的抗拉强度和疲劳极限降低， 因此将其适当范围限制在 780℃以 下。 从拉伸凸缘性的观点来看， 680℃以下是更优选的范围。 加热方法不是特别指定的项目， 可以用炉加热、 感应加热、 通电加热、 高频加热等方法进行。 关于加热时间没有特别规定， 但 在 550℃以上的加热保温时间超过 30 分钟时， 为了得到 520MPa 以上的强度， 最高加热温度 优选为 720℃以下。
     也可以根据目的对热轧钢板实施酸洗， 此外也可以实施光整冷轧。光整冷轧对于 形状矫正或时效性、 以及疲劳特性的改善是有效果的， 因此也可以在酸洗后或酸洗前进行。 在进行光整冷轧的情况下， 优选将 3％的压下率作为上限。因为如果超过 3％， 则损害钢板 的成形性。
     在将得到的热轧钢板酸洗后， 也可以采用连续镀锌设备或连续退火镀锌设备对热 轧钢板进行加热， 实施热浸镀。如果钢板的加热温度超过 780℃， 钢板的抗拉强度和疲劳极 限降低， 因此将加热温度的适当范围限制在 780℃以下。
     另外也可以在实施了热浸镀后， 实施镀膜合金化处理， 形成合金化热浸镀锌膜。
     再有， 关于加热温度， 从拉伸凸缘性的观点来看， 680℃以下是更优选的范围。
     另外， 也可以在粗轧结束与精轧开始之间进行除氧化皮。最好以精轧后的钢板表 面的最大高度 Ry 为 15μm(15μmRy， l( 基准长度 ： samplinglength)2.5mm， ln( 评价长度 ： travelling length)12.5mm) 以下的方式， 通过除氧化皮来除去表面的氧化皮。 这可以由下 述内容明确 ： 例如， 根据金属材料疲劳设计便览、 日本材料学会编、 84 页中的记载， 热轧或 酸洗的原状态的钢板的疲劳强度与钢板表面的最大高度 Ry 具有相关性。此外， 为了防止在 除氧化皮后再次生成氧化皮， 其后的精轧优选在 5 秒以内进行。按 JIS B 0601 定义的 Ra 优选低于 1.40μm， 更优选低于 1.20μm。
     此外， 也可以在粗轧与精轧之间进行薄板坯接合， 连续地进行精轧。此时， 也可以 将粗轧板坯暂时卷成带卷状， 根据需要保存在具有保温功能的罩内， 在再次放卷后进行接 合。
     实施例
     下面， 通过实施例对本发明进行进一步说明。
     用以下的方法制造具有表 1 所示化学成分的 A ～ R 钢 ( 薄钢板 )。首先， 用转炉 熔炼， 通过连续铸造形成钢坯。然后， 按表 2、 3 所示的条件对钢坯进行再加热、 粗轧而形成 粗轧板坯， 接着对粗轧板坯进行精轧而形成 4.5mm( 作为本发明的钢的制造板厚的范围为 2.2mm ～ 5.6mm) 的板厚的轧制材后进行冷却， 然后作为热轧钢板 ( 薄钢板 ) 卷取。
     另外， 通过将从粗轧结束到精轧开始的时间规定为 60 秒～ 200 秒， 将精轧前的奥 氏体的粒径调整到 60 ～ 150μm 左右。
     有关表 1 中的化学组成的表示为质量％。此外， 关于钢 D、 钢 O、 钢 P， 在粗轧后， 在 2 冲击压为 2.7MP、 流量为 0.001 升 /cm 的条件下实施了除氧化皮。另外， 关于表 1 所示的钢 I， 在 450℃下实施了镀锌。
     制造条件的详细情况见表 2、 表 3。
     这里， 表中的钢的化学组成与该钢 No. 的字母相同的表 1 的钢 No. 的钢的化学组
     成对应。 “SRT” 表示板坯抽出温度。 “粗轧板坯加热” 表示在从粗轧结束到精轧开始的期 间或 / 及精轧中有无对粗轧板坯或轧制材进行加热。 “RT” 表示粗轧结束温度。 “FT” 表示 精轧结束温度。所谓 “冷却开始前的时间” 表示从精轧结束到开始冷却为止的时间。所谓 “750 ～ 600℃时的冷却速度” 表示冷却时从 750 ～ 600℃的温度区通过时的平均冷却速度。 所谓 “CT” 表示卷取温度。
     得到的薄钢板的评价结果见表 4、 表 5。
     关于拉伸试验， 首先将试验材料加工成 JIS Z 2201 所述的 5 号试验片， 按照 JIS Z 2241 所述的试验方法来进行。
     关于 AI 试验， 与拉伸试验同样， 将试验材料加工成 JIS Z 2201 所述的 5 号试验片， 在对试验片赋予 7％的拉伸预变形后， 实施 100℃ ×60 分钟的热处理， 然后再次实施拉伸试 验。这里， 所谓 AI( 时效指数 )， 被定义为从再拉伸时的上屈服点减去 10％的拉伸预变形的 流动应力得出的值。
     关于拉伸凸缘性， 用根据日本铁钢联盟标准 JFS T 1001-1996 记载的扩孔试验方 法测定的扩孔值 ( 率 ) 进行评价。
     再有， 表 2 中， “TS” 为最高抗拉强度， “YS” 为屈服强度， “EI” 为延伸率， “AI” 为时 效指数， “λ” 为扩孔率。
     疲劳特性通过按照 JIS Z 2275 进行的完全交变弯曲疲劳试验来进行评价。试验 形状按照 JIS Z 2275 进行。 将重复次数为 1×107 次时的疲劳强度的上限定义为疲劳极限。
     疲劳试验在试验时间的安排上， 有时在重复次数为 1×106 次或 2×106 次时停止， 但在这种情况下， 与重复次数为 1×107 次时相比疲劳极限提高。
     显微组织的调查按如下所述进行。 由钢板板宽的 1/4W 或 3/4W 位置切下试样， 沿轧 制方向截面研磨该试样， 采用硝酸乙醇溶液试剂进行腐蚀， 采用光学显微镜， 以 200 ～ 500 倍的倍率观察， 摄取板厚 1/4t 处的视野的照片， 调查显微组织。所谓显微组织的体积分数， 在上述金属组织照片中用面积分数来定义。本发明的钢板如上所述主要由 PF 和 αq 构成。 将该 PF 和 αq 的体积分数的合计作为铁素体体积分数。 所谓 αq， 如 “日本铁钢协会基础研究会贝氏体调查研究部会 / 编、 低炭素鋼の ベイナイト組織と変熊挙動に関する最近の研究 - ベイナイト調查研究部会最終報告 書 -(1994 年日本钢铁协会 )” 所述， 是如下的显微组织中的一种， 所述显微组织被定义为处 于通过扩散机理生成的多边形铁素体与无扩散的马氏体的中间阶段的相变组织。 所谓 αq， 与 PF 同样， 不会因腐蚀而出现内部组织， 但形状为分裂的针状， 与 PF 明显不同。这里， 如果 将作为对象的晶粒的周长作为 lq、 将其当量圆直径作为 dq， 则它们的比 (lq/dq) 满足 lq/ dq ≥ 3.5 的晶粒为 αq。
     冲裁断裂面的评价按如下所述进行。按板厚的 12％的间隙对钢板进行剪切， 用显 微镜观察得到的冲裁端面 ( 冲裁部的断面性状、 断裂面 )。然后， 对除在冲裁端面中所占的 延展性断面以外的异常断面的面积率进行测定， 按如下所述进行评价。
     A( 优 ) ： 异常断面的面积率为低于 5％
     B( 良 ) ： 异常断面的面积率为 5％以上且低于 20％
     C( 差 ) ： 异常断面的面积率为 20％以上
     这里， 将利用显微镜没有观察到典型的延展性断面的形态即微凹的断面定义为脆 性断面。将裂开破坏断面、 晶界破坏断面或界面破坏断面分类为脆性断面。所谓异常断面， 是用显微镜看没有观察到微凹的脆性断面， 是裂开破坏断面或晶界破坏断面。
     穿孔冲裁材料的疲劳试验按如下所述进行。
     在疲劳试验片的正中间， 按冲孔直径 φ 为 10mm、 间隙为 12％开出冲裁孔。然后， 与上述疲劳特性同样地进行应力振幅一定的完全交变弯曲疲劳试验 ( 应力比 R ＝ -1)， 将重 7 复次数为 1×10 次时的疲劳强度的上限作为疲劳极限进行测定。
     将表 2 ～表 5 的结果汇总如下。
     钢 A-1、 B-1、 D-2、 D-3、 E-1、 F-1 及 F-2 为本发明例。
     在钢 A-2 中， 因 CT 高而使 TiC 析出物的析出增加， 发生脆性断面。 在钢 B-2 中， 因精轧后的冷却速度慢而使 TiC 析出物的析出增加， 发生脆性断面。 在钢 C-1 中， 因 NbC 析出而发生脆性断面。 在钢 C-2 中， 因 NbC 析出而发生脆性断面。 在钢 D-1 中， Ti 系碳化物没有充分固溶， 因此 TiC 析出物的析出增加， 发生脆性断 在钢 E-2 中， 因 CT 低而使延伸率降低。 在钢 E-3 中， 由于冷却速度快， 从而析出物不析出， 生成贝氏体， 强度降低。 在钢 F-3 中， 因 CT 高， 而使 TiC 的析出增加， 发生脆性断面。 在钢 G-1 中， 因 Ti/C 高， 而使 TiC 析出物的析出增加， 扩孔性恶化， 并发生脆性断 在钢 G-2 中， 因 Ti/C 高， 而使 TiC 析出物的析出增加， 扩孔性恶化， 并发生脆性断 在钢 H-1 中， 因 Ti 含量高， 而使 TiC 析出物的析出增加， 扩孔性恶化， 并发生脆性面。
     面。
     面。
     断面。 在钢 H-2 中， 因 TiC 析出物的析出增加而使扩孔性恶化， 并发生脆性断面。
     在钢 I-1 中， 因 C 含量低， 而没有生成 Ti-C 簇状物。
     在钢 I-2 中， 因 C 含量低， 而没有生成 Ti-C 簇状物。
     在钢 J-1 中， 因 Ti/C 低， 而形成多边形铁素体， 强度下降， 还发生脆性断面。
     在钢 J-2 中， 因 Ti/C 低， 而形成多边形铁素体， 强度下降， 还发生脆性断面。
     在钢 K-1 中， 因 Si 含量高， 而使疲劳极限降低。
     在钢 K-2 中， 因 Si 含量高， 而使疲劳极限降低。
     在钢 L-1 中， 因生成 Cr 的碳化物而发生脆性断面。
     在钢 M-1 中， 因生成 B 的碳化物而发生脆性断面。
     在钢 N-1 中， 因生成 V 的碳化物而使疲劳极限降低。
     在钢 O-1 中， 因生成 W 的碳化物而发生脆性断面。
     在钢 P-1 中， 因生成 Mo 的碳化物而发生脆性断面。
     在钢 Q-1 中， 因发生 Cr 的碳化物而发生脆性断面。
     在钢 R-1 中， 因发生 B 的碳化物而发生脆性断面。
     表 6、 表 7 示出在对按以下的条件得到的热轧钢板实施了酸洗后， 实施退火或镀锌 处理的例子。
     热轧条件 ： 将板坯再加热到 1200 ℃， 精轧温度为 900 ℃， 冷却开始前的时间为 2sec， 750℃～ 600℃时的平均冷却速度为 35℃ /sec， 及卷取温度为 530℃。
     钢 A-3、 钢 A-4 是用箱型退火炉只进行了退火的例子。
     钢 B-3、 钢 B-4 是用连续退火镀膜设备进行了退火、 接着进行了镀锌的例子。
     钢 C-3、 钢 C-4、 钢 D-3、 钢3
     E-3， 钢 F-3、 钢 L-2 及钢 L-3 是用连续退火镀膜设备进行了退火、 接着进行了镀锌 和镀膜合金化处理的例子。
     钢 M-2、 钢 N-2 是在将酸洗后的钢板加热到镀锌温度后进行镀锌和镀膜合金化处
     理的例子。
     再有， 在镀锌浸渍温度为 450℃、 镀膜合金化温度为 500℃的条件下进行。
     表7
     关于本发明例， 得到了含有规定量的钢成分、 其显微组织主要由均匀的铁素体构 成、 兼具疲劳特性和拉伸凸缘性的热轧钢板。 也就是说， 通过本发明记载的方法评价的扩孔 值超过 140％。
     此外， 关于疲劳特性的结果 ( 疲劳极限 )， 如表 2 ～表 7 所示， 在本发明例中疲劳强 度也优异。
     相对于此， 比较例的化学成分或 / 及制造方法在发明的范围外， 结果可知强度、 扩 孔性、 疲劳特性等较差。
     此外， 在表 2 ～表 5 中， 在成分在本发明的范围外的钢 K-1、 K-2 中， 疲劳极限为 200 以下， 因此为本发明的范围外。
     本发明的热轧钢板特别适合汽车的底盘及行走部件， 其中最适合作为轮盘用。以 拉伸凸缘性为首的成形性优异， 因此提高了设计的自由度， 可实现所谓的高外观性车轮。 而 且可抑制冲孔时的冲裁端面 ( 剪切断面 ) 上的脆性破坏的发生， 因此能够有效地抑制疲劳 破坏， 能够实现优异的疲劳特性 ( 穿孔疲劳特性 )。此外， 涂装后的耐蚀性优异， 并且强度 高， 因此可降低板厚， 通过汽车车体的轻量化有助于保护地球环境。