CN103328671A - 冲压成形性优良的热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的课题在于：提供冲压成形性优良的热轧钢板及其制造方法，该热轧钢板不是用以往的扩孔性而是用作为实际现象的侧弯拉伸率来评价拉伸凸缘性，其不仅具有扩孔性，而且兼备拉伸凸缘加工性。为了解決上述课题，本发明的特征在于：在含有一定范围的C、Si、Mn的钢的金属组织中，铁素体的面积率为70%以上，贝氏体的面积率为30%以下，马氏体以及残余奥氏体之中的任一者或两者的面积率为2%以下，关于渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者各自的各平均间隔（L_θ、L_i、L_MA）、平均直径（D_θ、D_i、D_MA）以及个数密度（n_θ、n_i、n_MA），以下所示的孔隙生成连结指标L（μm^-1）为11.5（μm^-1）以上。当为这样的钢板时，可以确认具有良好的扩孔性和拉伸凸缘性。

Description

冲压成形性优良的热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及适合于汽车的冲压成形性优良的热轧钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，由于世界性的环境意识的提高，在汽车领域一直强烈要求消减二氧化碳排出量和提高燃烧消耗率。针对这些课题，车体的轻量化是有效的，人们正在推进由高强度钢板的使用产生的轻量化。现在，汽车的行走部件大量使用抗拉强度为440MPa级的热轧钢板。为了适应车体的轻量化，虽然高强度钢板的使用是优选的，但现实的情况是抗拉强度为500MPa以上的热轧钢板的使用还只限于一部分。作为其主要原因，可以列举出与高强度化相伴的冲压成形性的劣化。

汽车的行走部件为了确保较高的刚性，形状大多较为复杂。在冲压成形中，一般实施扩孔弯边加工、拉伸凸缘加工、拉伸加工之类的多种加工，因而要求作为基材的热轧钢板具有与这些加工相对应的加工性。一般认为扩孔弯边加工性以及拉伸凸缘加工性与扩孔试验中测定的扩孔率相关，迄今为止正在进行提高扩孔性的高强度钢板的开发。

作为提高扩孔性的对策，一般认为排除热轧钢板组织中的第二相和夹杂物是有效的。该第二相和夹杂物的塑性变形能力与主相的塑性变形能力大为不同，因而在加工热轧钢板时，在主相与第二相或夹杂物的界面产生应力集中。因此，成为断裂起点的微细裂纹容易在主相与第二相或夹杂物的边界部生成。因此，抑制第二相和夹杂物的量而尽量减少裂纹发生的起点大大有助于扩孔性的提高。

如上所述，作为扩孔性优良的热轧钢板，单相组织钢是理想的，而在复合组织钢中，构成复合组织的各相间的塑性变形能力之差优选较小。也就是说，一般认为各相间的硬度差优选较小。作为遵循这样的想法的扩孔性优良的热轧钢板，提出了以贝氏体或者贝氏体铁素体为主体组织的方案（例如专利文献1）。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平9-170048号公报

专利文献2：日本特开2010-090476号公报

专利文献3：日本特开2007-009322号公报

专利文献4：日本特开平11-080892号公报

发明内容

发明所要解决的课题

然而，即便是扩孔性得以提高的热轧钢板，在实际冲压成形时大多于拉伸凸缘成形部产生裂纹，从而成为阻碍高强度钢板使用的原因。

本发明人对于以往的热轧钢板，就即使扩孔性优良也在实际冲压成形时产生裂纹的原因进行了潜心的研究。其结果是，本发明人获得了如下的见解：扩孔试验中的成形与实际的拉伸凸缘加工中的成形大为不同，即使扩孔性优良，也不能说拉伸凸缘加工性优良。

表示扩孔性的扩孔率是采用冲头使冲裁孔扩张，直至冲裁端面产生的龟裂贯通板厚的开口率。另一方面，拉伸凸缘加工是对在凸缘立起时、用剪切机等将该凸缘切断后的板端部进行拉伸的加工。这样，扩孔试验中的成形与实际的拉伸凸缘加工中的成形大为不同。而且由于具有这样的不同，因而热轧钢板的应力状态以及应变状态产生不同，从而直至断裂的极限变形量发生变化。可以认为极限变形量之所以发生变化，是因为随着应力状态以及应变状态的变化，对断裂产生较大影响的金属组织发生变化。

本发明人基于这样的理由，获得了如下的见解：即使提高扩孔性，拉伸凸缘加工性也未必得以提高，在实际冲压成形中于拉伸凸缘部发生断裂。以前没有这样的见解，即使提出以提高在扩孔试验中测定的扩孔率为目的的技术，也不会考虑拉伸凸缘加工性（例如专利文献2、3）。特别地，正如专利文献3所记载的那样，用扩孔率评价了拉伸凸缘特性，保持进行与实际的拉伸凸缘加工相背离的评价不变而使用作为用语的“拉伸凸缘特性”。

另外，一直以来，高强度钢板的加工性也用以抗拉强度（TS）和断裂拉伸率（EL）之积（TS×EL）为指标的“强度-拉伸率平衡”进行了评价（例如专利文献4）。但是，由于用拉伸试验中的断裂强度和拉伸率进行评价，因而与实际的拉伸凸缘加工之类的侧弯拉伸率（side-bendelongation）不同，没有准确评价也包括拉伸凸缘加工的加工性。因此，也用“强度-拉伸率平衡”进行评价的专利文献4中记载的发明是析出针状铁素体以代替贝氏体、从而使耐冲击性得以提高的发明，而对拉伸凸缘加工性来说，反而容易产生成为裂纹起点的孔隙。再者，为了析出针状铁素体，延展性的降低是不可避免的。

于是，本发明着眼于实际的拉伸凸缘加工，其目的在于提供可以抑制拉伸凸缘成形时的开裂、也具有与以前同样良好的扩孔性的冲压成形性优良的热轧钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明人为了促进高强度热轧钢板在汽车的行走部件中的使用，认为重要的是了解所实施的各自加工中的特性支配因素并将其反映在热轧钢板的组织的设计中，从而反复进行了潜心的研究。

在扩孔加工以及拉伸凸缘加工中，在钢板的端部发生的龟裂通过延性破坏而进行。也就是说，通过施加应变而使多个孔隙在马氏体或硬质第二相与软质相的界面生成并生长，孔隙相互连结而使龟裂得以发展。因此，形成由邻接的彼此之间的强度差较小的相构成的组织对于扩孔性以及拉伸凸缘加工性的提高都是重要的因素。

另一方面，本发明人通过模拟拉伸凸缘加工的侧弯试验而对影响拉伸凸缘加工性的组织因素进行了调查。结果发现：作为由强度差较小的相构成的组织，即便是扩孔性得以提高的钢板，侧弯拉伸率有时也较低。而且还发现：侧弯拉伸率受到马氏体以及残余奥氏体之中的任一者或两者（以下有时称为MA）、渗碳体的硬质第二相以及夹杂物等硬质第二相粒子的分散状态的支配。

一般地说，扩孔加工是使冲裁孔扩展的加工，拉伸凸缘加工是在对钢板端部进行弯曲加工而形成凸缘时，以钢板缘部伸长的方式进行的加工。无论在哪种加工中，从端部朝向被加工材料的内部应变得以减少。此时的减少率被称之为应变梯度。但是，拉伸凸缘加工与扩孔加工相比较，为应变梯度较小的加工，因而如果着眼于应变梯度，则拉伸凸缘加工与扩孔加工相比，产生于冲裁端部的微小裂纹更容易发展到内部。

因此，已经判明根据钢板中MA、渗碳体以及夹杂物等有助于裂纹发展的相或者粒子的存在状态（分散状态）的不同，即使扩孔性优良，在拉伸凸缘加工时，裂纹也发展而产生断裂。也就是说，MA、渗碳体以及夹杂物成为生成孔隙的起点，因而优选尽量降低。但是，由于为了高强度化而添加碳以及精炼技术的限度等事情，难以将其完全排除。

另外，如前所述，在现有技术中，由于将扩孔性和拉伸凸缘加工性同等看待，可以得到比较良好的扩孔性，因而没有就MA、渗碳体以及夹杂物的排除和它们的存在状况进行研究。

于是，本发明人就MA、渗碳体以及夹杂物的存在状态（分散状况）和拉伸凸缘加工性的提高技术进一步进行了潜心的研究。其结果是，提出了反映MA、渗碳体、夹杂物的分散状态的孔隙生成连结指标L（式1），发现该指标与表示拉伸凸缘性的侧弯拉伸率强烈相关。也就是说，通过控制组织结构而使强度、扩孔性得到满足、且使孔隙生成连结指标L取得较高的数值，便可以得到还具有良好扩孔性的冲压成形性优良的热轧钢板。

$L=\frac{n_{\mathrm{\θ}}{L}_{\mathrm{\θ}}/D_{\mathrm{\θ}}^2+2.1n_i{L}_i/D_i^2+n_{\mathrm{MA}}{L}_{\mathrm{MA}}/D_{\mathrm{MA}}^2}{n_{\mathrm{\θ}}+n_i+n_{\mathrm{MA}}}$ （式1）

n_θ、n_i、n_MA：分别为渗碳体、夹杂物、MA的个数密度（个/μm²）

D_θ、D_i、D_MA：分别为渗碳体、夹杂物、MA的平均直径（μm）

L_θ、L_i、L_MA：分别为渗碳体、夹杂物、MA的平均间隔（μm）

另外，本发明人根据得到验证的孔隙生成连结指标L和侧弯拉伸率之间的关系，查明当孔隙生成连结指标L在11.5（μm^-1）以上时，侧弯拉伸率的斜率增大，对拉伸凸缘加工性产生更为敏感的影响。因此，已经发现通过控制组织而使孔隙生成连结指标L在11.5（μm^-1）以上，则生成的孔隙变得难以连结，从而可以得到更高的拉伸凸缘加工性。

本发明是根据这些见解而完成的，其主旨如下所述。

（1）一种冲压成形性优良的热轧钢板，其特征在于，以质量%计含有：

C：0.03%～0.10%、

Si：0.5%～1.5%、

Mn：0.5%～2.0%、

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

而且作为杂质，

将P限定在0.05%以下、

将S限定在0.01%以下、

将Al限定在0.30%以下、

将N限制在0.01%以下；

在所述钢板的金属组织中，铁素体的面积率为70%以上，贝氏体的面积率为30%以下，马氏体以及残余奥氏体之中的任一者或两者的面积率为2%以下；

关于渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者各自的平均间隔、平均直径以及个数密度，用式1表示的孔隙生成连结指标L（单位：μm^-1）为11.5（μm^-1）以上。

$L=\frac{n_{\mathrm{\θ}}{L}_{\mathrm{\θ}}/D_{\mathrm{\θ}}^2+2.1n_i{L}_i/D_i^2+n_{\mathrm{MA}}{L}_{\mathrm{MA}}/D_{\mathrm{MA}}^2}{n_{\mathrm{\θ}}+n_i+n_{\mathrm{MA}}}$ （式1）

n_θ、n_i、n_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的个数密度（个/μm²）

D_θ、D_i、D_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均直径（μm）

L_θ、L_i、L_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均间隔（μm）

（2）根据上述（1）所述的冲压成形性优良的热轧钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计，进一步含有：

Nb：0.08%以下、

Ti：0.2%以下、

V：0.2%以下、

W：0.5%以下、

Mo：0.4%以下、

Cu：1.2%以下、

Ni：0.6%以下、

Cr：1.0%以下、

B：0.005%以下、

Ca：0.01%以下、以及

REM：0.01%以下之中的1种或2种以上。

（3）根据上述（1）或（2）所述的冲压成形性优良的热轧钢板，其特征在于，所述钢板在厚度方向，在距其表面的1/2厚度位置、1/4厚度位置、1/8厚度位置的平行于表面的｛211｝面的X射线随机强度比分别为1.5以下、1.3以下、1.1以下。

（4）一种冲压成形性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述制造方法通过具有以下工序而得到钢板：

将板坯再加热至1150℃以上的温度，并保持120分钟以上，从而进行粗轧的工序，所述板坯以质量%计含有：

C：0.03%～0.10%、

Si：0.5%～1.5%、

Mn：0.5%～2.0%、

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

而且作为杂质，

将P限制在0.05%以下、

将S限定在0.01%以下、

将Al限定在0.30%以下、

将N限定在0.01%以下；

接着，以结束温度为Ae₃－30℃～Ae₃＋30℃的方式进行精轧的工序；

接着，以50℃/s以上的冷却速度一次冷却至510℃～700℃的温度的工序；

接着，进行2秒钟～5秒钟的空冷的工序；

接着，以30℃/s以上的冷却速度进行二次冷却的工序；

接着，在500℃～600℃的温度下进行卷取的工序；

接着，以30℃/h以上的平均冷却速度冷却至200℃以下的工序。

其中，Ae₃＝937－477C＋56Si－20Mn－16Cu－15Ni－5Cr＋38Mo＋125V＋136Ti－19Nb＋198Al＋3315B  （式2）

式2中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti、Nb、Al、B表示各元素的含量（质量%）。

（5）根据上述（4）所述的冲压成形性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于：将所述精轧的最终4个机架的合计道次间时间设定为3秒钟以下。

（6）根据上述（4）或（5）所述的冲压成形性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯以质量%计，进一步含有：

Nb：0.08%以下、

Ti：0.2%以下、

V：0.2%以下、

W：0.5%以下、

Mo：0.4%以下、

Cu：1.2%以下、

Ni：0.6%以下、

Cr：1.0%以下、

B：0.005%以下、

Ca：0.01%以下、以及

REM：0.01%以下之中的1种或2种以上。

（7）一种冲压成形性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在所述钢板的金属组织中，关于渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者各自的平均间隔、平均直径以及个数密度，用式1表示的孔隙生成连结指标L（单位：μm^-1）为11.5（μm^-1）以上。

$L=\frac{n_{\mathrm{\θ}}{L}_{\mathrm{\θ}}/D_{\mathrm{\θ}}^2+2.1n_i{L}_i/D_i^2+n_{\mathrm{MA}}{L}_{\mathrm{MA}}/D_{\mathrm{MA}}^2}{n_{\mathrm{\θ}}+n_i+n_{\mathrm{MA}}}$ （式1）

n_θ、n_i、n_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的个数密度（个/μm²）

D_θ、D_i、D_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均直径（μm）

L_θ、L_i、L_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均间隔（μm）

（8）一种冲压成形性优良的热轧钢板的评价方法，其特征在于：在钢板的金属组织中，关于渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者各自的平均间隔、平均直径以及个数密度，采用由式1表示的孔隙生成连结指标L（单位：μm^-1）评价钢板的拉伸凸缘加工性。

$L=\frac{n_{\mathrm{\θ}}{L}_{\mathrm{\θ}}/D_{\mathrm{\θ}}^2+2.1n_i{L}_i/D_i^2+n_{\mathrm{MA}}{L}_{\mathrm{MA}}/D_{\mathrm{MA}}^2}{n_{\mathrm{\θ}}+n_i+n_{\mathrm{MA}}}$ （式1）

n_θ、n_i、n_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的个数密度（个/μm²）

D_θ、D_i、D_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均直径（μm）

L_θ、L_i、L_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均间隔（μm）

（9）根据上述（8）所述的冲压成形性优良的热轧钢板的评价方法，其特征在于：进一步增加所述钢板的金属组织中的铁素体的面积率、贝氏体的面积率以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的面积率来评价钢板的拉伸凸缘加工性。

（10）根据上述（8）或（9）所述的冲压成形性优良的热轧钢板的评价方法，其特征在于：所述钢板是以质量%计，含有

C：0.03%～0.10%、

Si：0.5%～1.5%、

Mn：0.5%～2.0%、

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

而且作为杂质，

将P限制在0.05%以下、

将S限定在0.01%以下、

将Al限定在0.30%以下、

将N限定在0.01%以下的钢板。

发明的效果

根据本发明，可以得到延展性、扩孔性以及拉伸凸缘性优良的高强度热轧钢板。

附图说明

图1是表示孔隙生成连结指标和侧弯拉伸率之间的关系的图示。该图是用TS（抗拉强度）为540MPa以上、λ为110%以上、断裂拉伸率为30%以上的数据作成的。

具体实施方式

本发明着眼于实际的拉伸凸缘加工，其目的在于提供可以抑制拉伸凸缘成形时的开裂、也具有与以前同样良好的扩孔性的、冲压成形性优良的热轧钢板及其制造方法。因此，其目标是除拉伸凸缘加工性以外，还具有与以往材料同等的特性。作为成为具体目标的机械特性，将与如下所示的抗拉强度540MPa级的以往钢同等的数值作为目标。

抗拉强度：540MPa

断裂拉伸率：30%

扩孔率：110%

关于拉伸凸缘加工性，用侧弯拉伸率来进行评价。

下面就本发明进行详细的说明。

［孔隙生成连结指标L］

如前所述，作为由结晶组织中各相间的强度差较小的相构成的组织，即便是提高了扩孔性的热轧钢板，其侧弯拉伸率有时也较低。在查明其原因的过程中，可知侧弯拉伸率受到马氏体以及残余奥氏体之中的任一者或两者（以下称为MA）、渗碳体等硬质第二相以及夹杂物等硬质第二相粒子的存在状态（分散状态）的支配。作为这些第二相和夹杂物等的存在状态（分散状态）的指标，本发明人发现了所述式1所示的孔隙生成连结指标L。下面，就成为本发明核心的孔隙生成连结指标L进行说明。

扩孔加工是扩大冲裁孔的加工，在扩孔加工中，冲裁端部接受苛刻的加工。拉伸凸缘加工是在对钢板端部进行弯曲加工而形成凸缘时，以钢板缘部伸长的方式进行的加工。拉伸凸缘加工与扩孔加工相比较，是应变梯度较小的加工。因此，在拉伸凸缘加工中，在冲裁端部产生的微小裂纹容易发展到内部，以致用比扩孔加工更低的应变量就发生了断裂。

龟裂的发展通过以MA、渗碳体等硬质第二相以及夹杂物等硬质第二粒子（以下只要没有特别说明，就将硬质第二相以及硬质第二粒子并称为“硬质第二相等”）为起点所生成的孔隙连结在一起而发生。因此，在拉伸凸缘加工中，重要的是在扩孔加工之上地对这些硬质第二相等进行控制。因此，当金属组织由相间的强度差较小的相构成时，即使实现了较高的扩孔性，单凭这些也不能通过MA、渗碳体以及夹杂物的如何分布来得到较高的拉伸凸缘加工性。

于是，本发明人从研究结果中导出：孔隙生成的容易程度、孔隙连结的容易程度即龟裂发展的容易程度受到由这些硬质第二相等的分散状态求出的孔隙生成连结指标L的很大影响。

$L=\frac{n_{\mathrm{\θ}}{L}_{\mathrm{\θ}}/D_{\mathrm{\θ}}^2+2.1n_i{L}_i/D_i^2+n_{\mathrm{MA}}{L}_{\mathrm{MA}}/D_{\mathrm{MA}}^2}{n_{\mathrm{\θ}}+n_i+n_{\mathrm{MA}}}$ （式1）

n_θ、n_i、n_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的个数密度（个/μm²）

D_θ、D_i、D_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均直径（μm）

L_θ、L_i、L_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均间隔（μm）

在式1中，关于MA、渗碳体以及夹杂物，将用各自的平均间隔除以平均直径的平方所得到的值作为有效间隔，并将该MA、渗碳体以及夹杂物的有效间隔的加权平均作为孔隙生成连结指标L。对孔隙生成连结指标L的定性说明如下：孔隙的发生几率与硬质第二相的表面积（D²）成正比，孔隙连结的容易程度与各相间的距离（各相间的间隔L₀）成反比。因此，作为孔隙生成连结的容易程度的指标，可以考虑（D²/L₀）。它的倒数成为孔隙生成连结的困难程度的指标，也就是说，成为拉伸凸缘加工性变得良好的指标。

其中，将渗碳体、夹杂物、MA的下标分别设定为θ、i、MA，各平均间隔L_θ、L_i、L_MA例如可以由式3求出。在式3中，f_θ、f_i、f_MA分别表示渗碳体、夹杂物、MA的面积率，D_θ、D_i、D_MA分别表示渗碳体、夹杂物、MA的平均直径（μm）。面积率是渗碳体、夹杂物、MA各自相对于整个研究范围所占的比例。平均直径设定为成为研究对象的渗碳体、夹杂物、MA各自的长径和短径的平均值。关于面积率、个数密度、平均间隔各自的测定方法，在后述的实施例中予以说明。

在该式3中，在假定各向同性分布的情况下求出平均间隔（μm）。

$L_x=\{1.25\×{\left(\frac{\mathrm{\π}}{6f_x}\right)}^{0.5}-{\left(\frac{2}{3}\right)}^{0.5}\}\×D_x$ （式3）

在硬质第二相等的尺寸相等的情况下，以它们为起点而生成的孔隙的连结的容易程度依赖于有效间隔。这是因为有效间隔越大，孔隙越难以连结。另外，本发明将用平均间隔除以平均直径的平方所得到的商设定为有效间隔（单位为μm^-1）。这是因为：孔隙连结的容易程度并非只是由平均间隔决定，它还反映出硬质第二相等的尺寸越小，以硬质第二相等为起点所生成的孔隙微细化而越难以连结。硬质第二相等的尺寸越小，孔隙越难以连结的原因虽然尚未明确，但可以认为其原因在于：孔隙的尺寸越小，孔隙每单位体积的表面积越是增大，即表面张力越是增大，因而孔隙越难以生长。

另外，如果硬质第二相等较小，则孔隙不仅难以生长，而且连结也难以发生。因此，硬质第二相等越小，孔隙生成连结指标L越大，直至断裂的应变量越是增加。可以认为成为平均直径的平方的理由在于：因加工而产生的硬质第二相等的周围的应力与尺寸成正比，另一方面，硬质第二相等的每单位表面积的应力减小而使孔隙难于生长。

另外，已经确认孔隙生成的容易程度随硬质第二相等的种类的不同而不同，夹杂物与MA以及渗碳体相比较，容易生成孔隙。在加权平均时，在夹杂物的项下乘以一个系数的原因就在于此。系数为每一个夹杂物的孔隙生成数与每一个MA以及渗碳体的孔隙生成数之比，由观察结果确定为2.1。

如图1所示，已经确认在考虑了孔隙生成的容易程度的孔隙生成连结指标L与侧弯拉伸率之间存在强相关关系。再者，可知孔隙生成连结指标在以11.5（μm^-1）为边界而在11.5（μm^-1）以上时，侧弯拉伸率的增加率增加。也就是说，已经确认通过将孔隙生成连结指标L设定为11.5（μm^-1）以上，可以大大改善拉伸凸缘加工性。

可以认为之所以孔隙生成连结指标在11.5（μm^-1）以上时侧弯拉伸率大为提高，是因为孔隙的连结受到抑制，而其详细原因尚未明确。但是，可以认为硬质第二相等的尺寸对孔隙生成产生影响。也就是说，可以认为是因为通过硬质第二相等的微细化，便具有不仅孔隙难以连结，而且孔隙自身也难以生成的效果。由此可以推定：在孔隙生成连结指标较大的区域，侧弯拉伸率的提高量增大。另外，直至断裂的应变量取决于以钢材组织中存在的硬质第二相等为起点的孔隙的生成以及连结，取决于硬质第二相等的种类、数量以及尺寸。因此，即使钢材的成分发生变化也可以得到发明效果的临界孔隙生成连结指标不会变化。

此外，应该考虑面积率、平均间隔、平均直径的MA以及渗碳体在热轧钢板断面的面积为0.1μm²以上。这是因为比其更小的MA以及渗碳体难以对侧弯拉伸率产生较大的影响。另外，应该考虑面积率、平均间隔、平均直径的夹杂物在热轧钢板断面的面积为0.05μm²以上。这是因为比其更小的夹杂物难以对侧弯拉伸率产生较大的影响。

面积率、平均间隔、平均直径采用图像解析求出。MA通过LePera腐蚀而准备测量用样品，渗碳体通过苦味醇液腐蚀而准备测量用样品。可以使这些样品的光学显微镜照片二值化，然后使用图像解析软件（例如Image Pro）求出面积率和平均直径。夹杂物可以在FE-SEM中使用粒子解析软件（例如particle finder）而求出。根据这些值，可以将假定各向同性分布时的间隔作为平均间隔而求出。

正如以上就孔隙生成连结指标L进行说明的那样，也可以由孔隙生成连结指标评价钢板的拉伸凸缘加工性。它不是对钢板进行实际的试验来确认拉伸凸缘性，而是可以通过孔隙生成连结指标来进行评价，因而可以显著提高钢板的品质管理上的效率。

［钢板成分］

接着，就本发明的热轧钢板及其制造中使用的钢的成分进行详细的说明。此外，各成分的含量的单位即“%”是指“质量%”。

C：0.03%～0.10%

C是为确保强度的重要成分。如果C含量低于0.03%，则难以获得充分的强度，例如难以获得540MPa以上的强度。另一方面，如果C含量超过0.10%，则渗碳体等硬质第二相等过剩地增加，从而使扩孔性劣化。因此，C含量设定为0.03%～0.10%。此外，从确保强度的角度考虑，C含量优选为0.05%以上，进一步优选为0.06%以上。另外，为了尽量抑制渗碳体等硬质第二相等的过剩的增加，C含量优选为0.08%以下，进一步优选为0.07%以下。

Si：0.5%～1.5%

Si是为通过固溶强化而确保强度的重要元素。如果Si含量低于0.5%，则难以获得充分的强度，例如难以获得540MPa以上的强度。另一方面，如果Si含量超过1.5%，则扩孔性劣化。这是因为如果大量添加Si，则韧性降低，从而在发生较大的变形前产生脆性破坏。因此，Si含量设定为0.5%～1.5%。

此外，从确保强度的角度考虑，Si含量优选为0.7%以上，进一步优选为0.8%以上。另外，从尽量抑制硬质第二相等的过剩增加的角度考虑，Si含量优选为1.4%以下，进一步优选设定为1.3%以下。

Mn：0.5%～2.0%

Mn是担保淬透性的重要元素。如果Mn含量低于0.5%，则不能充分生成贝氏体，从而难以获得充分的强度，例如难以获得540MPa以上的强度。这是因为Mn是奥氏体形成元素，从而具有抑制铁素体相变的效果。也就是说，在Mn较少时，铁素体相变过剩地进行，不能获得贝氏体。

另一方面，如果Mn含量超过2.0%，则相变明显延迟，难以生成铁素体而使延展性劣化。这是因为作为奥氏体形成元素的Mn具有降低Ae₃点的效果。因此，Mn含量设定为0.5%～2.0%。再者，Mn含量优选为1.0%以上，而且优选为1.6%以下。

Al：0.30%以下

Al作为脱氧元素而发挥作用，但Al含量超过0.3%时，则较多地形成氧化铝等夹杂物，从而扩孔性以及拉伸凸缘加工性劣化。因此，Al是欲排除的元素，而即使不可避免地含有，Al含量也限定在0.3%以下。可以优选设定为0.15%以下，可以进一步限定为0.10%以下。此外，Al含量的下限并没有特别的限定，而在技术上，难以降低至低于0.0005%。

P：0.05%以下

P是杂质元素，当P含量超过0.05%时，在对热轧钢板实施焊接的情况下，焊接区的脆化变得显著。因此，P含量最好尽可能地少，将其限定为0.05%以下。可以优选设定为0.01%以下。此外，P含量的下限并没有特别的限定，但利用脱磷（P）工序等将其降低至低于0.0001%，在经济上是不利的。

S：0.01%以下

S是杂质元素，当S含量超过0.01%时，对焊接性的不良影响变得显著。因此，S含量最好尽可能地少，将其限定为0.01%以下。可以优选设定为0.005%以下。另外，如果S过剩地含有，则形成粗大的MnS，从而扩孔性以及拉伸凸缘加工性容易劣化。此外，S含量的下限并没有特别的限定，但利用脱硫（S）工序等将其降低至低于0.0001%，在经济上是不利的。

N：0.01%以下

N是杂质元素，当N含量超过0.01%时，则形成粗大的氮化物，从而使扩孔性以及拉伸凸缘加工性劣化。因此，N含量最好尽可能地少，将其限定为0.01%以下。可以优选设定为0.005%以下。另外，N含量越是增加，焊接时越容易产生气孔。N含量的下限并没有特别的限定，但在降低至低于0.0005%时，则制造成本明显上升。

本发明的热轧钢板以及在其制造中使用的钢的剩余部分为Fe。但是，也可以含有选自Nb、Ti、V、W、Mo、Cu、Ni、Cr、B、Ca以及REM（稀土类金属）之中的至少1种元素。

Nb、Ti、V、W以及Mo是有助于强度的更加提高的元素。这些元素的含量的下限并没有特别的限定，但为了有效地提高强度，Nb含量优选为0.005%以上，Ti含量优选为0.02%以上，V含量优选为0.02%以上，W含量优选为0.1%以上，Mo含量优选为0.05%以上。另一方面，为了确保成形性，Nb含量优选为0.08%以下，Ti含量优选为0.2%以下，V含量优选为0.2%以下，W含量优选为0.5%以下，Mo含量优选为0.4%以下。

Cu、Ni、Cr、B也是有助于高强度化的元素。其下限并没有特别的限定，但为了得到高强度化的效果，优选添加Cu：0.1%以上，Ni：0.01%，Cr：0.01%，B：0.0002%以上。但是，如果过剩地添加，则往往使成形性劣化，因而将Cu：1.2%、Ni：0.6%、Cr：1.0%、B：0.005%设定为上限。

Ca以及REM是对氧化物以及硫化物形态的控制有效的元素。这些元素的含量的下限并没有特别的限定，但为了有效地进行形态的控制，Ca含量以及REM含量均优选为0.0005%以上。另一方面，为了确保成形性，Ca含量以及REM含量均优选为0.01%以下。此外，本发明中的所谓REM，是指La以及镧系元素系列的元素。作为REM，例如可以在炼钢阶段添加混合稀土。混合稀土复合含有La以及Ce等系列的元素。也可以添加金属La和/或金属Ce。

［钢板组织］

接着，就本发明的热轧钢板的组织进行详细的说明。

铁素体面积率：70%以上

铁素体是为确保延展性的极其重要的组织。如果铁素体的面积率低于70%，则不能充分地得到较高的延展性。因此，铁素体的面积率设定为70%以上，进而优选为75%以上，更优选为80%以上。另一方面，如果铁素体的面积率超过90%，则有贝氏体不足而不能确保强度的可能性。另外，C在奥氏体中的浓化得以发展，其结果是，贝氏体的强度过剩地提高，从而有时也使扩孔性劣化。因此，铁素体的面积率优选为90%以下。如果可能的话，更优选为88%以下，当在85%以下时，扩孔性的劣化消失，因而是更好的。

贝氏体面积率：30%以下

贝氏体是有助于强化的重要组织。如果贝氏体的面积率低于5%，则难以充分地确保较高的抗拉强度，例如难以充分地确保540MPa以上的抗拉强度。因此，贝氏体的面积率优选为5%以上，更优选为7%以上。另一方面，如果贝氏体的面积率超过30%，则铁素体的面积率不足而不能得到充分的延展性。因此，贝氏体的面积率最好设定为30%以下，从确保由铁素体产生的延展性的角度考虑，更优选为27%以下，若为25%以下，则是进一步优选的。

MA（马氏体-残余奥氏体）面积率：2%以下

MA为马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者，例如在用LePera试剂腐蚀过的样品的光学显微镜图像中，能够以白色部的形态观察到。另外，夹杂物中含有MnS、Al₂O₃等氧化物、硫化物等。它们之中例如含有杂质成分或为脱氧而添加的成分。

MA伴随着变形而形成孔隙，是使扩孔性劣化的组织。因此，如果MA的面积率超过2%，则这样的扩孔性的劣化变得显著。因此，MA的面积率设定为2%以下。MA面积率以较少为宜，如果可能的话，为1%以下，进而在0.5%以下时，则是更优选的。

通过以上的组织控制，可以得到延展性、扩孔性以及侧弯拉伸率都较高的冲压成形性优良的热轧钢板。因此，例如可以促进高强度钢板在汽车用行走部件中的使用，对燃烧消耗率的提高以及二氧化碳排出量的削减的贡献是极其明显的。再者，通过控制以下所示的织构，可以得到材质的各向异性较小的、冲压成形性优良的热轧钢板。

也就是说，对于具有规定的成分组成的钢，通过制造而使其具有规定的组织结构，且孔隙生成连结指标L在规定的范围（本发明中为11.5以上），便可以制造不仅扩孔性、而且拉伸凸缘加工性也优良的热轧钢板。

织构是与材质的各向异性有关的重要因素。板宽度方向和轧制方向方向的侧弯拉伸率如果存在10%以上的差别，则根据实际部件的成形方向的不同而产生裂纹等。通过将钢板的1/2厚度位置、1/4厚度位置、1/8厚度位置的与钢板表面（轧制面）平行的｛211｝面的X射线随机强度比分别设定为1.5以下、1.3以下、1.1以下，便可以减少侧弯拉伸率的各向异性，从而将其差别设定为10%以下。在此，1/2厚度位置、1/4厚度位置、1/8厚度位置分别是指在厚度方向距热轧钢板表面的距离为该热轧钢板的厚度的1/2的位置、1/4的位置、1/8的位置。在侧弯试验中，测定了所产生的龟裂直至贯通板厚方向的应变量。因此，为了减少各向异性，使整个板厚度位置的X射线随机强度比降低是有效的。

［制造方法］

接着，就本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。

对上述成分的钢进行熔炼以及铸造而得到板坯（钢坯）。作为铸造，从生产率的角度考虑，优选进行连续铸造。接着，将板坯再加热至1150℃以上的温度，保持120分钟以上，然后进行热轧。这是因为通过在1150℃以上的温度下加热120分钟以上，板坯中的MnS等夹杂物发生溶解，在此后的冷却过程中即使生成夹杂物，该夹杂物也变得微细。如果再加热的温度低于1150℃，或者时间低于120分钟，则板坯中存在的粗大夹杂物不会充分溶解而较多地残存下来，因而往往不能得到较高的拉伸凸缘性。此外，再加热的温度的上限并没有特别的限定，但从制造成本的角度考虑，优选设定为1300℃以下。再加热的保持时间的上限也没有特别的限定，但从制造成本的角度考虑，优选设定为180分钟以下。但是，将通过连续铸造所铸造的板坯在热的状态下直接输送而进行轧制的情况不在此限。在此情况下，包括连续铸造后的温度在内延续至轧制前，可以在120分以上的期间处于1150℃以上的温度状态下。

关于热轧，先进行粗轧，然后进行精轧。此时，精轧优选以其结束温度（精轧温度）为Ae₃－30℃～Ae₃＋30℃的方式进行。如果精轧温度超过Ae₃＋30℃，则再结晶后的奥氏体晶粒粗大化，从而难以发生铁素体相变。另一方面，如果精轧温度低于Ae₃－30℃，则再结晶显著延迟，侧弯拉伸率的各向异性增大。为了消除这些担心，能够以精轧温度优选为Ae₃―25℃～Ae₃＋25℃、进一步优选为Ae₃―20℃～Ae₃＋20℃的方式进行精轧。此外，Ae₃可以用以下的式2求出。

Ae₃＝937－477C＋56Si－20Mn－16Cu－15Ni－5Cr＋38Mo＋125V＋136Ti－19Nb＋198Al＋3315B  （式2）

其中，C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti、Nb、Al、B表示各元素的含量（质量%）。

另外，在精轧中，优选将最终4个机架的道次间时间的合计（在4个连续的串列式轧机时，各机架间（3区间）的通过时间的合计）设定为3秒钟以下。如果合计的道次间时间超过3秒钟，则在道次间发生再结晶，从而不能使应变蓄积下来，因此，精轧后的再结晶速度变慢。其结果是，｛211｝面的X射线随机强度比升高，从而侧弯各向异性往往增大。

热轧后，轧制过的钢板的冷却分2个阶段进行。将该2个阶段的冷却分别称为一次冷却以及二次冷却。

在一次冷却中，钢板的冷却速度设定为50℃/s以上。这是因为如果一次冷却的冷却速度低于50℃/s，则铁素体晶粒大为生长而使渗碳体的核生成位点减少。其结果是，渗碳体粗大化而不能得到11.5（μm^-1）以上的孔隙生成连结指标L。为了更切实地抑制渗碳体的粗大化，冷却速度的下限优选设定为60℃/s以上，如果可能的话，优选设定为70℃/s以上。此外，一次冷却的冷却速度的上限并没有特别的限定，但在实用的范围可以将上限设定为300℃/s以下。

一次冷却优选在距热轧结束的时点1.0秒钟～2.0秒钟的期间开始。如果在经过1.0秒钟前开始，则再结晶不会充分地进行，因此，随机强度比增大，从而侧弯拉伸率的各向异性容易增大。另一方面，如果在经过2.0秒钟后开始冷却，则再结晶后的γ晶粒粗大化，因而难以确保强度。为了更切实地获得这些效果，从热轧后至一次冷却开始的经过时间的下限可以优选为1.2秒，更优选为1.3秒，经过时间的上限可以优选为1.9秒，更优选为1.8秒。

一次冷却的停止温度设定为510℃～700℃。如果在超过700℃的温度下停止，则铁素体的晶粒生长得以进行，因而渗碳体的核生成位点减少。其结果是，渗碳体粗大化而不能得到11.5（μm^-1）以上的孔隙生成连结指标L。另外，也因此而不能得到充分的侧弯拉伸率。

为了渗碳体和MA的微细化，优选的是一次冷却停止温度尽可能地低。因此，一次冷却的停止温度优选设定为650℃以下，更优选为620℃以下。如果进一步优选设定为600℃以下，则可以得到更微细的渗碳体和MA。

另一方面，如果在低于510℃的温度下停止，则铁素体相变不会进行而使贝氏体体积率增加，因而延展性劣化。为了渗碳体和MA的微细化，优选的是一次冷却停止温度尽可能地低，但从铁素体相变率的角度考虑，也不能太低。因此，一次冷却的停止温度的下限可以优选为520℃，更优选为530℃。如果将一次冷却的停止温度进一步优选设定为550℃以上，则铁素体相变也得以进行，从而可以绰绰有余地获得此后的空冷效果。

在一次冷却和二次冷却之间，进行2秒钟～5秒钟的空冷。如果空冷时间低于2秒钟，则铁素体相变不能充分地进行，从而不能得到充分的拉伸率。另一方面，如果空冷时间超过5秒钟，则生成珠光体而不能得到贝氏体，因而使强度降低。其中，所谓空冷，是指放置在大气中，即所谓的放冷，其冷却速度为4～5℃/s左右。

然后，进行二次冷却。二次冷却的冷却速度设定为30℃/s以上。这是因为如果该冷却速度低于30℃/s，则促进渗碳体的生长，从而不能得到11.5（μm^-1）以上的孔隙生成连结指标L。为了切实地抑制渗碳体的生长，冷却速度优选设定为40℃/s以上，更优选设定为50℃/s以上。此外，二次冷却的冷却速度的上限并没有特别的限定，但在实用的范围可以将上限设定为300℃/s以下。

二次冷却后，卷取钢板而形成为卷材状。因此，二次冷却的结束温度与卷取开始温度大致相同。卷取开始温度可以设定为500℃～600℃。如果卷取开始温度超过600℃，则贝氏体不足而不能确保充分的强度。从消除这种担心的角度考虑，卷取开始温度的上限优选设定为590℃，进而更优选设定为580℃。

另一方面，如果卷取开始温度低于500℃，则贝氏体变得过剩，从而不仅扩孔性劣化，而且拉伸凸缘加工性也恶化。再者，如果卷取开始温度为低于500℃的低温，则容易促进针状铁素体的生成。如前所述，针状铁素体容易生成成为裂纹起点的孔隙，从而使拉伸凸缘性恶化，并且使延展性降低。为了消除这样的担心，卷取开始温度优选为510℃。进而更优选为520℃以上。如果为530℃以上，则可以大大抑制针状铁素体的生成。

从卷取开始温度至达到200℃的平均冷却速度设定为30℃/h以上。如果该平均冷却速度低于30℃/s，则使渗碳体过剩地生长，从而不能得到11.5（μm^-1）以上的孔隙生成连结指标L。因此，不能得到充分的侧弯拉伸率。此外，该冷却速度的控制方法并没有特别的限定。例如，也可以对由卷取而得到的卷材直接进行水冷。另外，卷材的质量越大，冷却速度越低，因此，通过减小卷材的质量也可以提高冷却速度。

以上就本发明进行了详细的说明，但本发明并不局限于上述的实施方式。只要是具有本发明的技术特征的实施方式，就没有特别的限定。

另外，由于也具有生产线固有的特性，因而在制造方法中，能够以上述的制造方法为主轴，对生产线的固有特性稍微进行修改，从而使本发明提出的孔隙生成连结指标L在规定的范围（在本发明中为11.5以上）。

（实施例）

接着，就本发明人进行的实施例进行说明。这些实施例的条件等是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的例子，本发明并不局限于这些例子。

首先，对具有表1的化学成分的钢进行铸造，从而制作出板坯（钢A～R）。接着，在表2（表2包括表2-1和表2-2）所示的条件下进行板坯的热轧，从而得到热轧钢板（试验No.1～No.40）。

而且由各热轧钢板采集试料，以轧制方向的板厚断面为观察面而对其进行研磨，用各种试剂进行腐蚀后，对金属组织进行观察，从而对MA、渗碳体（碳化物）以及夹杂物进行评价。这些结果如表3（表3包括表3-1和表3-2）所示。

铁素体的面积率以及珠光体的面积率由用硝酸乙醇试剂腐蚀过的试料的1/4厚度位置的光学显微镜照片进行测定。MA的面积率（f_MA）、平均直径（D_MA）以及个数密度（n_MA）通过用LePera试剂腐蚀过的试料的1/4厚度位置的500倍光学显微镜照片的图像解析来进行测定。此时，测定视场设定为40000μm²以上，并以面积在0.1μm²以上的MA为测定对象。贝氏体的面积率设定为铁素体、珠光体以及MA的剩余部分的面积率。

渗碳体的面积率（f_θ）、平均直径（D_θ）以及个数密度（n_θ）通过用苦味醇液试剂腐蚀过的试料的1/4厚度位置的1000倍光学显微镜照片的图像解析来进行测定。测定视场设定为10000μm²以上，对每一个试料进行2个视场以上的测定，并以面积在0.1μm²以上的渗碳体为测定对象。

夹杂物的面积率（f_i）、平均直径（D_i）以及个数密度（n_i）采用粒子解析（particle finder法）法，在轧制方向的板厚断面的1/4厚度位置的1.0mm×2.0mm的区域内进行测定。此时，以面积在0.05μm²以上的夹杂物为测定对象。

此外，如上所述，之所以将MA以及渗碳体的测定对象设定为面积在0.1μm²以上，是因为比该面积更小的MA以及渗碳体不会对侧弯拉伸率产生较大的影响。与此相对照，之所以将夹杂物的测定对象设定为面积在0.05μm²以上，是因为与MA以及渗碳体相比，夹杂物更容易生成孔隙，从而对侧弯拉伸率产生影响。

然后，由式1以及式2算出孔隙生成连结指标L。

另外，还进行了各种机械特性的评价。这些结果如表4所示。

抗拉强度以及断裂拉伸率使用从板宽度方向的中央沿与轧制方向垂直的方向采集的JIS Z2201的5号试验片，并根据JIS Z2241进行测定。

扩孔率使用从板宽度方向的中央采集的扩孔试验片，并根据日本钢铁联盟计划JFS T1001-1996中记载的试验方法来进行评价。

侧弯拉伸率采用日本特开2009-145138号公报中记载的方法来进行评价。在该方法中，从热轧钢板上沿轧制方向以及与轧制方向垂直的方向（板宽度方向）这2个方向采集长条状的钢坯。然后，在钢坯的表面划线。接着，将钢坯长度方向的中央部的宽度方向的端部冲裁成半圆状。接着，对其冲裁端面进行拉伸弯曲，从而产生了贯通板厚的龟裂。然后，基于预先描绘的划线对直至该龟裂发生的应变量进行了测定。

表4

如表3以及表4所示，在满足本发明条件的试验中，抗拉强度、拉伸率、扩孔性以及侧弯拉伸率均优良。但是，在No.8、No.12、No.18的试验中，由于制造条件稍有不同，因而已经确认侧弯拉伸率的各向异性。

另一方面，在试验No.1中，由于C含量比本发明范围低，因而没有得到540MPa以上的强度。

在试验No.2中，由于C含量比本发明的范围高，因而贝氏体的面积率比本发明的范围高，从而延展性以及扩孔率较低。

在试验No.3中，由于Si含量比本发明的范围低，因而渗碳体过剩地生成而使孔隙生成连结指标L比本发明的范围小。因此，扩孔率虽然较高，但没有得到70%以上的侧弯拉伸率。

在试验No.4中，由于Si含量比本发明的范围高，因而没有得到110%以上的扩孔性。

在试验No.5中，由于Mn含量比本发明的范围低，因而贝氏体几乎没有生成，从而没有得到540MPa以上的强度。

在试验No.6中，由于Mn含量比本发明的范围高，因而硬质第二相过剩地生成，从而没有得到30%以上的拉伸率。也就是说，延展性较低。

在试验No.7中，板坯的再加热温度比本发明的范围低，因而孔隙生成连结指标L比本发明的范围小，从而没有得到70%以上的侧弯拉伸率。

在试验No.16中，二次冷却的冷却速度比本发明的范围低，因而生成粗大的渗碳体，孔隙生成连结指标L比本发明的范围小，从而没有得到70%以上的侧弯拉伸率。

在试验No.17中，板坯的再加热时间比本发明的范围短，因而孔隙生成连结指标L比本发明的范围小，从而没有得到70%以上的侧弯拉伸率。

在试验No.19中，精轧的结束温度比本发明的范围高，因而铁素体相变大大延迟，从而拉伸率较低。也就是说，延展性较低。

在试验No.20、46、48中，一次冷却的冷却速度比本发明的范围低，因而生成粗大的碳化物，孔隙生成连结指标L比本发明的范围小，从而没有得到70%以上的侧弯拉伸率。

在试验No.21中，一次冷却的停止温度比本发明的范围低，因而铁素体相变没有进行，从而拉伸率较低。也就是说，延展性恶化。

在试验No.22中，一次冷却的停止温度比本发明的范围高，因而第二相粗大化，从而侧弯拉伸率降低。

在试验No.23中，空冷时间比本发明的范围短，因而铁素体相变没有进行，从而拉伸率较低。也就是说，延展性较低。

在试验No.24中，空冷时间比本发明的范围长，因而生成珠光体，从而没有得到贝氏体，故而使强度降低。

在试验No.25中，卷取温度比本发明的范围低，因而贝氏体变得过剩，从而延展性较低。在试验No.26中，卷取温度比本发明的范围高，因而没有得到540MPa以上的强度。而且碳化物粗大化，从而侧弯拉伸率也较低。

在试验No.27、47、49中，卷取后的冷却速度比本发明的范围低，因而渗碳体粗大化，孔隙生成连结指标L比本发明的范围小，从而没有得到70%以上的侧弯拉伸率。

图1表示了在由这些试验得到的测定结果中，其抗拉强度为540MPa以上，而且扩孔率为110%以上。

以上就本发明进行了详细的说明。当然，在本发明的实施时，并不局限于本说明书中记载的实施方式。

产业上的可利用性

根据本发明，在540MPa级以上的高强度钢中，可以制造出不仅具有扩孔性，而且具有拉伸凸缘加工性，从而富于加工性的、冲压成形性优良的钢板。因此，本发明并不局限于钢铁业，可以应用于使用钢板的汽车工业等广泛的产业。

Claims (8)

1.一种冲压成形性优良的热轧钢板，其特征在于，以质量%计含有：

C：0.03%～0.10%、

Si：0.5%～1.5%、

Mn：0.5%～2.0%、

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

而且作为杂质，

将P限制在0.05%以下、

将S限定在0.01%以下、

将Al限定在0.30%以下、

将N限制在0.01%以下；

在所述钢板的金属组织中，铁素体的面积率为70%以上，贝氏体的面积率为30%以下，马氏体以及残余奥氏体之中的任一者或两者的面积率为2%以下；

关于渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者各自的平均间隔、平均直径以及个数密度，用式1表示的孔隙生成连结指标L为11.5以上；

$L=\frac{n_{\mathrm{\θ}}{L}_{\mathrm{\θ}}/D_{\mathrm{\θ}}^2+{2.1n}_i{L}_i/D_i^2+n_{\mathrm{MA}}{L}_{\mathrm{MA}}/D_{\mathrm{MA}}^2}{n_{\mathrm{\θ}}+n_i+n_{\mathrm{MA}}}$ （式1）

n_θ、n_i、n_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的个数密度，单位是个/μm²，

D_θ、D_i、D_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均直径，单位是μm，

L_θ、L_i、L_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均间隔，单位是μm。

2.根据权利要求1所述的冲压成形性优良的热轧钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计，进一步含有：

Nb：0.08%以下、

Ti：0.2%以下、

V：0.2%以下、

W：0.5%以下、

Mo：0.4%以下、

Cu：1.2%以下、

Ni：0.6%以下、

Cr：1.0%以下、

B：0.005%以下、

Ca：0.01%以下、以及

REM：0.01%以下之中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的冲压成形性优良的热轧钢板，其特征在于，所述钢板在厚度方向，在距其表面的1/2厚度位置、1/4厚度位置、1/8厚度位置的平行于表面的｛211｝面的X射线随机强度比分别为1.5以下、1.3以下、1.1以下。

4.一种冲压成形性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述制造方法通过具有以下工序而得到钢板：

将板坯再加热至1150℃以上的温度，并保持120分钟以上，从而进行粗轧的工序，所述板坯以质量%计含有：

C：0.03%～0.10%、

Si：0.5%～1.5%、

Mn：0.5%～2.0%、

剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

而且作为杂质，

将P限制在0.05%以下、

将S限定在0.01%以下、

将Al限定在0.30%以下、

将N限定在0.01%以下；

接着，以结束温度为Ae₃－30℃～Ae₃＋30℃的方式进行精轧的工序；

接着，以50℃/s以上的冷却速度一次冷却至510℃～700℃的温度的工序；

接着，进行2秒钟～5秒钟的空冷的工序；

接着，以30℃/s以上的冷却速度进行二次冷却的工序；

接着，在500℃～600℃的温度下进行卷取的工序；

接着，以30℃/h以上的平均冷却速度冷却至200℃以下的工序；

其中，Ae₃＝937－477C＋56Si－20Mn－16Cu－15Ni－5Cr＋38Mo＋125V＋136Ti－19Nb＋198Al＋3315B   （式2）

式2中的C、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Ti、Nb、Al、B表示各元素的含量，其单位是质量%。

5.根据权利要求4所述的冲压成形性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于：将所述精轧的最终4个机架的合计道次间时间设定为3秒钟以下。

6.根据权利要求4或5所述的冲压成形性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述板坯以质量%计，进一步含有

Nb：0.08%以下、

Ti：0.2%以下、

V：0.2%以下、

W：0.5%以下、

Mo：0.4%以下、

Cu：1.2%以下、

Ni：0.6%以下、

Cr：1.0%以下、

B：0.005%以下、

Ca：0.01%以下、以及

REM：0.01%以下之中的1种或2种以上。

7.根据权利要求4或5所述的冲压成形性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在所述钢板的金属组织中，关于渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者各自的平均间隔、平均直径以及个数密度，用式1表示的孔隙生成连结指标L为11.5以上；

$L=\frac{n_{\mathrm{\θ}}{L}_{\mathrm{\θ}}/D_{\mathrm{\θ}}^2+{2.1n}_i{L}_i/D_i^2+n_{\mathrm{MA}}{L}_{\mathrm{MA}}/D_{\mathrm{MA}}^2}{n_{\mathrm{\θ}}+n_i+n_{\mathrm{MA}}}$ （式1）

n_θ、n_i、n_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的个数密度，单位是个/μm²，

D_θ、D_i、D_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均直径，单位是μm，

L_θ、L_i、L_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均间隔，单位是μm。

8.根据权利要求6所述的冲压成形性优良的热轧钢板的制造方法，其特征在于：在所述钢板的金属组织中，关于渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者各自的平均间隔、平均直径以及个数密度，用式1表示的孔隙生成连结指标L为11.5以上；

$L=\frac{n_{\mathrm{\θ}}{L}_{\mathrm{\θ}}/D_{\mathrm{\θ}}^2+{2.1n}_i{L}_i/D_i^2+n_{\mathrm{MA}}{L}_{\mathrm{MA}}/D_{\mathrm{MA}}^2}{n_{\mathrm{\θ}}+n_i+n_{\mathrm{MA}}}$ （式1）

n_θ、n_i、n_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的个数密度，单位是个/μm²，

D_θ、D_i、D_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均直径，单位是μm，

L_θ、L_i、L_MA：分别为渗碳体、夹杂物、以及选自马氏体和残余奥氏体之中的任一者或两者的平均间隔，单位是μm。

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