CN101978083A - 疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的热轧钢板以质量％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。

Description

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，在冲击压为2.7MP、流量为0.001升/cm²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)，将重复次数为1×10⁷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，发生脆性断面。

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，并发生脆性断面。

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，并发生脆性断面。

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。

Claims (10)

1.一种疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板，其特征在于，

该钢板以质量％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。

2.根据权利要求1所述的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有Cu：0.01％以上且1.5％以下和Ni：0.01％以上且0.8％以下中的任一种或二种。

3.根据权利要求1所述的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板，其特征在于，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。

4.根据权利要求1所述的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板，其特征在于，实施了镀膜。

5.一种疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，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。

6.根据权利要求5所述的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，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。

7.根据权利要求5所述的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，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。

8.根据权利要求5所述的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在780℃以下对所述热轧钢板进行退火。

9.根据权利要求5所述的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，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。

10.根据权利要求9所述的疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述镀膜后进行镀膜合金化处理。

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