CN103429779A - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的热轧钢板的化学成分含有选自Ti、REM、Ca中的至少1者，金属组织包含作为主相的铁素体、作为第二相的选自马氏体及残留奥氏体中的至少一者、和多种夹杂物，轧制方向的长度为30μm以上的夹杂物群和轧制方向的长度为30μm以上的独立夹杂物在轧制方向上的长度的总和相对于每1mm2为0mm以上且0.25mm以下。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及成形性及断裂特性优异的高强度复合组织热轧钢板及其制造方法。
本申请基于2011年3月18日在日本申请的日本特愿2011-060909号和2011年3月23日在日本申请的日本特愿2011-064633号主张优先权，并将它们的内容援引于此。
背景技术
近年来，以汽车的轻量化为目的，一直在进行将钢板高强度化的尝试。通常，钢板的高强度化会导致扩孔性等成形性的劣化，并且，在以轻量化为目的而减薄板厚时会导致疲劳寿命的降低。因此，为了开发能够实现汽车的轻量化的高强度钢板，在谋求钢板的高强度化的同时，谋求扩孔性等成形性和疲劳特性的改善变得重要。
一直以来，已知通过制成由铁素体及马氏体构成的复合组织钢能够得到优异的疲劳寿命。作为基于这样的复合组织钢来谋求扩孔性的改善的高强度钢板，在专利文献1中公开了适当地控制由铁素体、马氏体及残留奥氏体的混合组织构成的钢的显微组织的分率的高强度热轧钢板。关于通过该技术得到的钢板的特性值，抗拉强度达到590MPa以上，扩孔率达到50%左右。
在专利文献2中公开了通过Ti或Nb的碳化物而析出强化了的由铁素体和马氏体的混合组织构成的高强度热轧钢板。关于通过该公开技术得到的钢板的特性值，抗拉强度达到780MPa以上，扩孔率达到50%左右。
然而，例如就作为汽车的行走部件等使用的钢板而言，希望提出下述钢板：关于其特性值，抗拉强度为590MPa以上，扩孔率为60%以上，进而抗拉强度与扩孔性的平衡优异。特别优选在抗拉强度为590MPa以上且低于780MPa时扩孔率为90%以上的钢板，此外优选在抗拉强度为780MPa以上且为980MPa以下时扩孔率为60%以上的钢板。
此外，该扩孔率由于每次测定的偏差比较大，所以在改善扩孔性的方面，不仅需要降低该扩孔率的平均值λave，而且需要降低作为表示偏差的指标的扩孔率的标准偏差σ。就上述那样的作为汽车的行走部件等使用的钢板而言，希望提出扩孔率的标准偏差σ为15%以下、进一步优选扩孔率的标准偏差σ为10%以下的钢板。
此外，在汽车开到路边石上等而使强冲击载荷负载到行走构件上时，有可能以该行走构件的冲裁面为起点发生断裂。特别是由于越是高强度的钢板则切口敏感性越高，所以更令人担心从该冲裁端面发生的断裂。因此，关于这样的作为行走构件等结构用部件使用的钢板，有必要提高其断裂特性。作为表示该断裂特性的指标，可列举出通过带缺口的三点弯曲试验得到的特性值即裂纹产生阻力值Jc（单位：J/m2）及裂纹传播阻力值T.M.（Tearing Modulus）（单位：J/m3）、或通过夏比冲击试验得到的断口转变临界温度vTrs（单位：℃）及夏比冲击吸收能E（单位：J）。该裂纹产生阻力值Jc表示相对于施加冲击载荷时从构成结构用部件的钢板的裂纹产生（断裂的开始）的阻力。另一方面，上述裂纹传播阻力值T.M.表示相对于构成结构用部件的钢板的大规模的断裂（断裂的进展）的阻力。为了在受到冲击载荷时不损害结构用部件的安全性，改善这两种特性是重要的。
以往，没有公开着眼于这样的特性值、特别是通过带缺口的三点弯曲试验得到的特性值即裂纹产生阻力值Jc及裂纹传播阻力值T.M.来谋求这些特性值的改善的主旨的技术。
此外，对汽车用行走构件反复施加应力。因此，担心引起疲劳断裂，对于作为行走构件等结构用部件使用的钢板，一并要求疲劳特性优异。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平6-145792号公报
专利文献2：日本特开平9-125194号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明鉴于上述的问题而提出。本发明的目的是提供拉伸特性与成形性的平衡优异、进而断裂特性和疲劳特性也优异的热轧钢板及其制造方法。
具体而言，目的是提供具有以下特性的高强度复合组织热轧钢板：作为拉伸特性，抗拉强度TS为590MPa以上，n值（加工硬化指数）为0.13以上，作为成形性，扩孔率的平均值λave为60%以上，扩孔率的标准偏差σ为15%以下，作为断裂特性，裂纹产生阻力值Jc为0.5MJ/m2以上，裂纹传播阻力值T.M.为600MJ/m3以上，断口转变临界温度vTrs为-13℃以下，夏比冲击吸收能E为16J以上，作为疲劳特性，平面弯曲疲劳寿命为40万次以上。
目的特别是提供下述热轧钢板：在抗拉强度TS为590MPa以上且低于780MPa时，上述特性中，扩孔率的平均值λave达到90%以上，裂纹产生阻力值Jc达到0.9MJ/m2以上，夏比冲击吸收能E达到35J以上。
用于解决问题的手段
本发明的主旨如下所述。
（1）本发明的一实施方式所述的热轧钢板，其化学成分以质量%计含有C：0.03%～0.1%、Mn：0.5%～3.0%，Si及Al中的至少1者按照满足0.5%≤Si+Al≤4.0%的条件的方式含有，将P限制为0.1%以下，将S限制为0.01%以下，将N限制为0.02%以下，含有选自Ti：0.001%～0.3%、稀土金属：0.0001%～0.02%、Ca：0.0001%～0.01%中的至少1者，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，上述化学成分中的各元素的以质量%表示的含量满足下述的式1；金属组织包含作为主相的铁素体、作为第二相的选自马氏体及残留奥氏体中的至少一者和多种夹杂物，上述铁素体的平均晶体粒径为2μm以上且10μm以下，上述主相的面积分率为90%以上且99%以下，上述第二相即上述马氏体和上述残留奥氏体的面积分率合计为1%以上且10%以下，对于钢板的板宽方向成为法线的截面以0.0025mm2的视野观察30次时，将上述各视野内的上述夹杂物的长径/短径比的最大值平均而得到的值为1.0以上且8.0以下，以上述夹杂物间的轧制方向的间隔为50μm以下且各自的长径为3μm以上的上述夹杂物的集合体作为夹杂物群、以上述间隔超过50μm的上述夹杂物作为独立夹杂物时，轧制方向的长度为30μm以上的上述夹杂物群和轧制方向的长度为30μm以上的上述独立夹杂物在轧制方向上的长度的总和相对于每1mm2的上述截面为0mm以上且0.25mm以下；织构以与轧制面平行的{211}面的X射线随机强度比计为1.0以上且2.4以下；抗拉强度为590MPa以上且980MPa以下。
12.0≤（Ti/48）/（S/32）+{（Ca/40）/（S/32）+（稀土金属/140）/（S/32）}×15≤150···（式1）
（2）上述（1）所述的热轧钢板中，上述化学成分以质量%计也可以进一步含有Nb：0.001%～0.1%、B：0.0001%～0.0040%、Cu：0.001%～1.0%、Cr：0.001%～1.0%、Mo：0.001%～1.0%、Ni：0.001%～1.0%、V：0.001%～0.2%中的至少1者。
（3）上述（1）或（2）所述的热轧钢板中，上述化学成分以质量%计含有稀土金属：0.0001%～0.02%、Ca：0.0001%～0.01%中的至少1者时，也可以将上述Ti的含量设为Ti：0.001%～低于0.08%。
（4）上述（1）～（3）中任一项所述的热轧钢板中，也可以是上述化学成分中的各元素的以质量%表示的含量满足下述的式2；将上述各视野内的上述夹杂物的上述长径/短径比的上述最大值平均而得到的上述值为1.0以上且3.0以下。
0.3≤（稀土金属/140）/（Ca/40）···（式2）
（5）上述（1）～（4）中任一项所述的热轧钢板中，上述金属组织中，贝氏体及珠光体的面积分率合计也可以为0%以上且低于5.0%。
（6）上述（1）～（5）中任一项所述的热轧钢板中，相对于长径为3μm以上的上述夹杂物的合计个数，长径为3μm以上的MnS析出物及CaS析出物的个数合计也可以为0%以上且低于70%。
（7）上述（1）～（6）中任一项所述的热轧钢板中，上述第二相的平均晶体粒径也可以为0.5μm以上且8.0μm以下。
（8）上述（1）～（7）中任一项所述的热轧钢板的制造方法，其具备以下工序：将包含上述（1）～（4）中记载的上述化学成分的钢坯加热至1200℃以上且1400℃以下的加热工序；在上述加热工序后对上述钢坯在超过1150℃且为1400℃以下的温度区域内进行累积压下率达到10%以上且70%以下的粗轧的一次粗轧工序；在上述一次粗轧工序后在超过1070℃且为1150℃以下的温度区域内进行累积压下率达到10%以上且25%以下的粗轧的二次粗轧工序；在上述二次粗轧工序后进行开始温度达到1000℃以上且1070℃以下、结束温度达到Ar3+60℃以上且Ar3+200℃以下的精轧而得到热轧钢板的精轧工序；在上述精轧工序后对上述热轧钢板从上述结束温度开始进行冷却速度为20℃/秒以上且150℃/秒以下的冷却的一次冷却工序；在上述一次冷却工序后在650℃以上且750℃以下的温度区域内进行冷却速度为1℃/秒以上且15℃/秒以下、及冷却时间为1秒以上且10秒以下的冷却的二次冷却工序；在上述二次冷却工序后进行冷却速度为20℃/秒以上且150℃/秒以下的冷却直至0℃以上且200℃以下的温度区域的三次冷却工序；在上述三次冷却工序后将上述热轧钢板卷取的卷取工序。
（9）上述（8）所述的热轧钢板的制造方法中，在上述一次粗轧工序中，也可以进行上述累积压下率达到10%以上且65%以下的上述粗轧。
发明的效果
根据本发明的上述方式，能够得到拉伸特性与成形性的平衡优异、进而断裂特性和疲劳特性也优异的钢板。
附图说明
图1是表示用于评价疲劳特性的试验片尺寸的平面图。
图2A是关于带缺口的三点弯曲试验的说明图。
图2B为带缺口的三点弯曲试验前的带缺口的试验片的、以钢板的板宽方向为法线的包含缺口的截面图。
图2C是在带缺口的三点弯曲试验后进行强制断裂而得到的带缺口的试验片的包含缺口的断面。
图3A是通过带缺口的三点弯曲试验得到的载荷位移曲线。
图3B是表示裂纹传播量Δa与每1m2的加工能量J的关系的图表。
图4A是夹杂物的集合体即夹杂物群的示意图。
图4B是单独存在的独立夹杂物的示意图。
图4C是包含轧制方向长度为30μm以上的夹杂物的夹杂物群的示意图。
图5是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M与夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值和扩孔率的平均值λave的关系的图。
图6是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M与夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值和扩孔率的标准偏差σ的关系的图。
图7是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M与裂纹传播阻力值T.M.的关系的图。
图8是表示S含量、Ti含量、REM含量及Ca含量与夹杂物的轧制方向长度的总和M的关系的图。
图9A是表示一次粗轧工序中的累积压下率与夹杂物的轧制方向长度的总和M的关系的图。
图9B是表示一次粗轧工序中的累积压下率与夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值的关系的图。
图9C是表示二次粗轧工序中的累积压下率与{211}面的X射线随机强度比的关系的图。
图9D是表示二次粗轧工序中的累积压下率与铁素体的平均晶体粒径的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明的适宜的实施方式进行说明。但是，本发明不仅仅限定于本实施方式中公开的构成，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种变更。
首先，对最终完成本发明的基础的研究结果进行说明。最初，对本实施方式的热轧钢板所要求的特性值的测定方法进行说明。
拉伸特性由以下的条件的拉伸试验求出。从供试钢板的板宽为1/2的部分，按照拉伸方向与供试钢板的板宽方向平行的方式制作试验片。使用该试验片，进行拉伸试验。并且，求出抗拉强度（TS：Tensile Strength）和屈服点（YP：Yield Point）。另外，在没有观察到明确的屈服点时，将0.2%屈服强度设为屈服点。此外，n值（加工硬化指数）基于由该拉伸试验算出的实际应力及实际应变作为n次幂硬化规则近似值求出。其中求出n值时的应变的范围以标称应变计设为3%～12%的范围。
扩孔性由以下的条件的扩孔试验进行评价。从供试钢板的板宽为1/2的部分，对于每一个供试钢板制作20个轧制方向长度为150mm、板宽方向长度为150mm的试验片。使用这些试验片，进行下述的条件的扩孔试验。扩孔性的评价通过将20次的试验结果进行算术平均而求出的扩孔率的平均值λave（单位：%）和由下述的式1求出的标准偏差σ（单位：%）来进行。另外，下述式1中的λi表示合计20次的试验中的第i次的扩孔率。
σ 2 = 1 20 Σ i = 1 20 ( λi - λane ) 2 ···（式1）
上述扩孔试验的条件如下。对试验片使用直径为10mm的冲裁冲头，将冲裁冲头与模孔的间隙除以试验片的板厚而得到的冲裁余隙设为12.5%，设置初期孔径D0达到10mm的冲裁孔。接着，在该试验片的冲裁孔中，从与冲裁冲头相同的方向压入顶角为60°的圆锥冲头，测定冲裁端面上产生的裂纹贯穿试验片的板厚方向的时刻的孔内径Df。并且，由下述的式2求出扩孔率λi（单位：%）。其中，裂纹的板厚贯穿通过目视进行。
λi={（Df－D0）/D0}×100···（式2）
疲劳特性由以下的条件的疲劳试验进行评价。由热轧状态的供试钢板直接制作图1所示的尺寸的试验片。图1中，11表示疲劳试验用的试验片，RD（Rolling Direction）表示轧制方向，TD（Transverse Direction）表示板宽方向。对该试验片的中央的缩颈部施加平面弯曲的重复应力，测定试验片发生疲劳断裂为止的重复数即平面弯曲疲劳寿命。上述疲劳试验中对试验片施加的重复应力的条件为完全对称。具体而言，设为下述的疲劳试验的条件：设应力振幅=σ0时，伴随时间的应力变化成为最大应力=σ0、最小应力=－σ0、应力的平均值=0的正弦波。相对于供试钢板的抗拉强度TS，该应力振幅σ0设为45%±10MPa的范围内。此外，疲劳试验在相同的应力振幅σ0的条件下，进行至少3次的试验，将各试验结果算术平均而求出平面弯曲疲劳寿命的平均值。通过该平面弯曲疲劳寿命的平均值来评价疲劳特性。
断裂特性利用通过后述的带缺口的三点弯曲试验得到的裂纹产生阻力值Jc（单位：J/m2）及裂纹传播阻力值T.M.（单位：J/m3）和通过夏比冲击试验得到的断口转变临界温度vTrs（单位：℃）及夏比冲击吸收能E（单位：J）进行评价。
上述带缺口的三点弯曲试验的条件如下。按照试验片的长度方向成为与供试钢板的板宽方向平行、带缺口的三点弯曲试验的位移方向成为供试钢板的轧制方向的方式，从一个供试钢板制作5个以上的图2A及图2B所示的带缺口的试验片。图2A是关于带缺口的三点弯曲试验的说明图。图2A中，21表示带缺口的三点弯曲试验用的试验片，21a表示缺口，22表示载荷点，23表示支撑点，24表示位移方向。图2B为带缺口的三点弯曲试验前的带缺口的试验片21的以供试钢板的板宽方向TD为法线的包含缺口21a的截面图。图2B中，ND（Normal Direction）表示板厚方向。如这些图所示，试验片21的长度方向为20.8mm，试验片21的位移方向24的厚度为5.2mm，缺口21a的位移方向24的深度为2.6mm，联结部（ligament）的位移方向24的厚度C（从试验片21的位移方向24的厚度减去缺口21a的位移方向24的深度而得到的值）为2.6mm，并且，供试钢板的板厚B为2.9mm。
使用上述试验片21，如图2A所示，以试验片21的长度方向的两端部作为支撑点23，以其中央部作为载荷点22，使载荷点的向位移方向24的位移量（冲程）发生各种变化，进行带缺口的三点弯曲试验。实施将带缺口的三点弯曲试验后的试验片21在大气中在250℃下保持30分钟、然后进行空气冷却的热处理。通过该热处理，通过带缺口的三点弯曲试验产生的断面被氧化着色。将上述热处理后的试验片21通过液氮冷却至液氮温度，然后，在该温度下按照裂纹从试验片21的缺口21a沿着位移方向24扩展的方式将试验片21强制断裂。图2C中例示出在带缺口的三点弯曲试验后强制断裂的带缺口的试验片21的包含缺口的断面。在该断面中，上述氧化着色的结果是能够明确地识别通过带缺口的三点弯曲试验产生的断面与通过强制断裂产生的断面。图2C中，21b表示通过带缺口的三点弯曲试验产生的断面，21c表示通过强制断裂产生的断面，L1表示供试钢板的板厚1/4的位置处的断面21b的深度，L2表示供试钢板的板厚1/2的位置处的断面21b的深度，L3表示供试钢板的板厚3/4的位置处的断面21b的深度。观察断面21b，计测L1、L2及L3，然后，由下述的式3求出裂纹传播量Δa（单位：m）。
Δa=（L1+L2+L3）/3···（式3）
图3A中例示出通过带缺口的三点弯曲试验得到的载荷位移曲线。如图3A所示，通过将载荷位移曲线积分，求出相当于通过试验对试验片21施加的能量的加工能量A（单位：J）。然后，使用该加工能量A和带缺口的三点弯曲试验前的供试钢板的板厚B及联结部的位移方向24的厚度C，由下述式4求出每1m2的加工能量J（单位：J/m2）。
J=（2×A）/（B×C）···（式4）
图3B是表示在带缺口的三点弯曲试验中使冲程条件发生各种变化时的裂纹传播量Δa与每1m2的加工能量J的关系的图表。如该图3B所示，求出对于Δa及J的一次回归直线与通过原点且斜率为3×（YP+TS）/2的直线的交点。设该交点上的每1m2的加工能量J的值为表示供试钢板的裂纹产生阻力的值即裂纹产生阻力值Jc（单位：J/m2）。此外，设上述一次回归直线的斜率为表示供试钢板的裂纹传播阻力的裂纹传播阻力值T.M.（单位：J/m3）。该裂纹产生阻力值Jc成为表示为了产生裂纹所需的加工能量的程度的指标值。即，该裂纹产生阻力值Jc表示相对于施加冲击载荷时从构成结构用部件的钢板的裂纹产生（断裂的开始）的阻力。上述裂纹传播阻力值T.M.成为表示为了使裂纹扩展所需的加工能量的程度的指标值。即，裂纹传播阻力值T.M.表示相对于构成结构用部件的钢板的大规模的断裂（断裂的进展）的阻力。通过这些裂纹产生阻力值Jc和裂纹传播阻力值T.M.来评价钢板的断裂特性。
上述夏比冲击试验的条件如下。按照试验片的长度方向成为与供试钢板的板宽方向平行的方式，制作V缺口试验片。试验片尺寸为：试验片的长度方向的长度为55mm，试验片的施加冲击的方向的厚度为10mm，与试验片的长度方向及冲击方向正交的方向的厚度为2.5mm，V缺口的深度为2mm且角度为45°。使用该试验片，进行夏比冲击试验，求出断口转变临界温度vTrs（单位：℃）及夏比冲击吸收能E（单位：J）。其中，断口转变临界温度vTrs设为延性断面率达到50%的温度，夏比冲击吸收能E设为将试验温度设定为室温（23℃±5℃）时得到的值。也可以通过这些断口转变临界温度vTrs和夏比冲击吸收能E来评价钢板的断裂特性。
关于本实施方式所述的热轧钢板，作为上述说明的特性值，抗拉强度TS满足590MPa以上，扩孔率的平均值λave满足60%以上，扩孔率的标准偏差σ满足15%以下，平面弯曲疲劳寿命满足40万次以上，裂纹产生阻力值Jc满足0.5MJ/m2以上，裂纹传播阻力值T.M.满足600MJ/m3以上，断口转变临界温度vTrs满足－13℃以下，夏比冲击吸收能E满足16J以上。
接着，对本实施方式所述的热轧钢板的化学成分的测定方法及金属组织的观察方法等进行说明。
钢板的化学成分使用EPMA（Electron Probe Micro-Analyzer：电子探针X射线显微分析）、AAS（Atomic Absorption Spectrometry：原子吸光分析）、ICP-AES（Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体发光分光分析）、或ICP-MS（Inductively Coupled Plasma-MassSpectrometry：电感耦合等离子体质量分析）进行定量分析。
钢板的金属组织的观察通过以下的方法进行。从钢板的板宽1/4的部分，按照法线上具有板宽方向的截面（以下称为L截面）成为观察面的方式切出金属组织观察用的试样。然后，对该试样进行镜面研磨。使用镜面研磨后的试样，以上述L截面中的板厚中心部附近作为观察位置，用光学显微镜以400倍的倍率观察金属组织中包含的夹杂物。此外，对镜面研磨后的试样实施硝酸乙醇腐蚀、或Lepera腐蚀，进行铁素体、马氏体、残留奥氏体、贝氏体、及珠光体等金属相的观察。
铁素体的平均晶体粒径如下所述求出。以上述L截面中的板厚中心部作为观察位置，对板厚方向为500μm、轧制方向为500μm的部分，以1μm步长通过EBSD（Electron Back-Scattered diffraction Patern，电子背散射衍射）法测定其晶体取向分布。然后，将方位差为15°以上的点连接作为高倾角晶界，求出通过该高倾角晶界包围的各晶粒的当量圆直径的算术平均值，作为铁素体的平均晶体粒径。此时，将通过EBSD法测定的各测定点中IQ（Image Quality，图像质量）值为100以上的晶粒视为铁素体，将IQ值为100以下的晶粒视为铁素体以外的金属相。
铁素体、马氏体、残留奥氏体、贝氏体、及珠光体等的面积分率通过对金属组织照片进行图像解析而求出。
此外，在调查上述夹杂物的方面，测定如后所述定义的夹杂物的轧制方向长度的总和M（单位：mm/mm2）。
夹杂物的存在由于在钢板的变形时在钢中形成空隙而促进延性断裂，所以成为使扩孔性劣化的主要原因。进一步而言，夹杂物的形状越是沿钢板的轧制方向长长地延伸的形状，在钢板的塑性变形时夹杂物附近的应力集中越发增大。即，扩孔性除了受到夹杂物的存在的影响以外，还受到夹杂物的形状的很大影响。以往已知单一的夹杂物的轧制方向长度越大，越使扩孔性大大地劣化。
本发明人发现，若延伸的夹杂物或球状的夹杂物等多种夹杂物沿裂纹传播方向即钢板的轧制方向以规定的间隔分布而形成集合体，则与单一地延伸的夹杂物同样地使扩孔性劣化。认为这是由于通过在钢板的变形时向构成上述集合体的各夹杂物的附近导入的应变的协同效果，在上述集合体的附近产生大的应力集中。发现定量地而言，在钢板的轧制方向的直线上相对于相邻的其它夹杂物空开50μm以下的间隔排列的长径为3μm以上的夹杂物的集合体与单独存在的延伸的夹杂物同样地使扩孔性劣化。以下，将夹杂物间的轧制方向的间隔为50μm以下且各自的长径为3μm以上的夹杂物的集合体称为夹杂物群。此外，相对于该夹杂物群，将夹杂物间的轧制方向的间隔超过50μm而单独存在的夹杂物称为独立夹杂物。上述的长径意味着在观察到的夹杂物的截面形状中最长的直径，大多情况下为轧制方向的径。
如上所述，为了提高钢板的扩孔性，控制以下说明的那样的形状及配置的夹杂物是重要的。
图4A是夹杂物的集合体即夹杂物群的示意图。图4A中，41a～41e分别表示长径为3μm以上的夹杂物，F表示夹杂物间的轧制方向的间隔，G表示夹杂物群，GL表示夹杂物群的轧制方向的长度。如图4A所示，将沿钢板的轧制方向RD，间隔F达到50μm以下的夹杂物的集合体、具体而言夹杂物41b、夹杂物41c和夹杂物41d视为一个集合体作为夹杂物群G。测定该夹杂物群G的轧制方向长度GL。该长度GL为30μm以上的夹杂物群G对钢板的扩孔性造成影响。轧制方向长度GL低于30μm的夹杂物群G对扩孔性造成的影响小。此外，长径低于3μm的夹杂物由于即使间隔F为50μm以下，对扩孔性造成的影响也小，所以不包含在夹杂物群G的构成中。另外，图4A中，夹杂物41a及夹杂物41e分别成为独立夹杂物。
图4B为独立夹杂物的示意图。图4B中，41f～41h分别表示长径为3μm以上的夹杂物，H表示独立夹杂物，HL表示独立夹杂物的轧制方向的长度。如图4B所示，沿钢板的轧制方向RD，间隔F超过50μm的夹杂物、具体而言夹杂物41f、夹杂物41g和夹杂物41h分别成为独立夹杂物H。测定这些独立夹杂物H的轧制方向长度HL。该长度HL为30μm以上的独立夹杂物H对钢板的扩孔性造成影响。轧制方向长度HL低于30μm的独立夹杂物H对扩孔性造成的影响小。
图4C是包含轧制方向长度为30μm以上的夹杂物的夹杂物群G的示意图。图4C中，41i～41l分别表示长径为3μm以上的夹杂物。此外，图4C中，夹杂物41j的轧制方向的长度（长径）为30μm以上。图4C中，沿钢板的轧制方向RD，间隔F达到50μm以下的夹杂物即夹杂物41j和夹杂物41k成为一个集合体即夹杂物群G，夹杂物41i和夹杂物41l分别成为独立夹杂物H。这样，由于即使夹杂物41j的长径为30μm以上，也存在与夹杂物41j的间隔F达到50μm以下的夹杂物41k，所以夹杂物41j作为夹杂物群G的一部分。此外，以下，将不包含在夹杂物群G中、且轧制方向长度HL为30μm以上的独立夹杂物H称为延伸夹杂物。
在1个观察视野中测定所有上述的夹杂物群G的轧制方向长度GL及延伸夹杂物（轧制方向长度HL为30μm以上的独立夹杂物H）的轧制方向长度HL，然后，对多个视野实施该测定而求出GL与HL的总和I（单位：mm）。由该总和I基于下述式5，求出换算成每1mm2面积的值即总和M（单位：mm/mm2）。该总和M对钢板的扩孔性造成影响。另外，S为观察的视野的总面积（单位：mm2）。
M=I/S···（式5）
不是求出上述的夹杂物的轧制方向长度的总和I的平均值、而是求出将总和I换算成每1mm2面积的值即总和M的理由如下。
若钢板的金属组织中的夹杂物群G及延伸夹杂物（轧制方向长度HL为30μm以上的独立夹杂物H）的个数少，则在钢板的变形时，在上述夹杂物的周围产生的空隙中断且裂纹传播。另一方面，认为若上述夹杂物的个数多，则在钢板的变形时，在上述夹杂物的周围空隙不中断地连接并形成长长地连续的空隙，从而促进延性断裂。这样的夹杂物的个数的影响不能通过上述的总和I的平均值来表示，但能通过上述的总和M来表示。因此，由于这一点而求出夹杂物群G的轧制方向长度GL及延伸夹杂物的轧制方向长度HL的相对于每1mm2面积的总和M。这样，该总和M对钢板的扩孔性造成影响。
上述总和M除了对上述的钢板的扩孔性造成影响以外，对钢板的断裂特性也造成影响。在钢板的变形时，应力集中于夹杂物群G及延伸夹杂物（轧制方向长度HL为30μm以上的独立夹杂物H），以这些夹杂物作为基点引起裂纹的产生和传播。因而，当上述总和M的值大时，裂纹产生阻力值Jc和裂纹传播阻力值T.M.降低。此外，延性断裂的温度区域内的试验片的断裂所需要的能量即夏比冲击吸收能E为受裂纹产生阻力值Jc和裂纹传播阻力值T.M.这两者影响的指标。当上述总和M的值大时，同样地，夏比冲击吸收能E也降低。
进而，上述总和M也对钢板的疲劳特性造成影响。判明存在该总和M的值越大，则疲劳寿命越降低的倾向。认为这是由于总和M的值越大，成为疲劳断裂的起点的夹杂物群G和延伸夹杂物的个数越多，其结果是，导致疲劳寿命的降低。
从以上的观点出发，测定上述的夹杂物的轧制方向长度的总和M，基于其评价扩孔率的平均值λave、裂纹产生阻力值Jc、裂纹传播阻力值T.M.、夏比冲击吸收能E、疲劳寿命等。
此外，除了上述总和M以外，作为夹杂物的调查，对以夹杂物的长径/夹杂物的短径表示的夹杂物的长径/短径比进行测定。对1个观察视野中的全部的夹杂物测定各自的长径/短径比，求出其中的最大值。在不同的视野中实施30次该测定。然后，求出将在各视野中求出的各自的长径/短径比的最大值平均而得到的值。具体而言，对钢板的板宽1/4的部分的在法线上具有板宽方向的截面（L截面）进行镜面研磨后，使用电子显微镜，在L截面内的板厚中心部附近的任意的30处观察1处为0.0025mm2（50μm×50μm）的视野内的夹杂物，求出各视野内的夹杂物的长径/短径比的最大值，求出该30个视野的平均值。
求出夹杂物的长径/短径比是由于即使在夹杂物的轧制方向长度的总和M为相同的值的情况下，当一个一个的夹杂物的形状圆而长径/短径比的最大值的上述平均值小时，在钢板变形时在夹杂物的附近的应力集中也会降低，扩孔率的平均值λave、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E变得更良好。此外，由于通过实验发现在夹杂物的长径/短径比的最大值的上述平均值与扩孔率的标准偏差σ之间存在相关关系，所以从评价扩孔率的标准偏差σ的观点出发也测定该长径/短径比的上述平均值。
除了上述的钢板的化学成分及金属组织以外，还测定了钢板的织构。织构的测定通过X射线衍射测定来进行。X射线衍射测定利用使用了适当的X射线管球的衍射仪法等来进行。作为X射线衍射测定用的试样，从钢板的板宽1/2的部分，切出板宽方向上长度为20mm、轧制方向上长度为20mm的试验片。对该试验片通过机械研磨，按照钢板的板厚的1/2的位置成为测定面的方式研磨后，通过电解研磨等除去应变。在同条件下通过X射线衍射法等测定该X射线衍射测定用试样和不具有向特定的方位的集聚的标准试样，将钢板的X射线强度除以标准试样的X射线强度而得到的数值作为X射线随机强度比。另外，X射线随机强度比与极密度同义。此外，也可以使用EBSD法或ECP（Electron Channeling Pattern，电子通道图案）法代替上述X射线衍射测定来测定织构。此外，作为钢板的织构，测定{211}面的X射线随机强度比（与{211}面的极密度、或{211}面强度同义）。
接着，对与用于使本实施方式所述的热轧钢板的特性例如满足扩孔率的平均值λave为60%以上、扩孔率的标准偏差σ为15%以下、以及裂纹传播阻力值T.M.为600MJ/m3以上的上述总和M、及长径/短径比的上述平均值有关的数值限定范围和其限定理由进行说明。
图5是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值与扩孔率的平均值λave的关系的图。图6是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值与扩孔率的标准偏差σ的关系的图。
如图5所示，可知夹杂物的轧制方向长度的总和M的值越小，此外，长径/短径比的最大值的平均值越小，则钢板的扩孔率的平均值λave越提高。此外，如图6所示，可知夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值越小，则扩孔率的标准偏差σ越提高。另外，图5及图6中描绘的各数据表示除了满足与夹杂物的轧制方向长度的总和M和长径/短径比的最大值的平均值有关的构成以外，还满足本实施方式所述的热轧钢板的构成。
由这些图5及图6可知，通过将夹杂物的轧制方向长度的总和M设为0mm/mm2以上且0.25mm/mm2以下，将长径/短径比的最大值的平均值设为1.0以上且8.0以下，能够使扩孔率的平均值λave为60%以上，使标准偏差σ为15%以下。认为其理由是由于，如上所述，通过上述总和M的值和长径/短径比的上述平均值变小，钢板的塑性变形中的向夹杂物附近的应力集中得到缓和。优选将夹杂物的轧制方向长度的总和M设为0mm/mm2以上且0.20mm/mm2以下，进一步优选将夹杂物的轧制方向长度的总和M设为0mm/mm2以上且0.15mm/mm2以下。此外可知，通过优选将长径/短径比的最大值的平均值设为1.0以上且3.0以下，能够使扩孔率的平均值λave为65%以上，使标准偏差σ为10%以下。进一步优选将长径/短径比的最大值的平均值设为1.0以上且2.0以下。
图7是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M与裂纹传播阻力值T.M.的关系的图。由该图可知，当夹杂物的轧制方向长度的总和M为0mm/mm2以上且0.25mm/mm2以下时，除了上述的扩孔率的平均值λave和标准偏差σ以外，裂纹传播阻力值T.M.也满足600MJ/m3以上。通常，为了防止构成结构用部件的钢板的断裂，改善裂纹传播阻力值T.M.是重要的。如上所述，判明裂纹传播阻力值T.M.存在依赖于夹杂物的轧制方向长度的总和M的倾向，将该总和M控制在上述范围内是重要的。
这样，通过控制夹杂物的轧制方向长度的总和M、及夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值，能够满足扩孔率的平均值λave、扩孔率的标准偏差σ、及裂纹传播阻力值T.M.等特性。此外，如上所述，上述总和M使疲劳特性也提高。以下，对将它们的总和M、及长径/短径比的上述平均值控制在上述范围内的方法进行说明。
本发明人发现，成为使夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值增大的主要原因的夹杂物群G和延伸夹杂物（轧制方向长度HL为30μm以上的独立夹杂物H）为通过轧制而延伸的MnS析出物、或在炼钢阶段为了脱硫而投入的脱硫材料的残存物。此外发现，虽然不像上述的MnS析出物或脱硫材料的残存物的影响那么大，但不以REM（稀土金属）的氧化物或硫化物为核而析出的CaS、或CaO与氧化铝的混合物即铝酸钙等析出物也有可能使上述总和M和长径/短径比的上述平均值增大。这些CaS和铝酸钙等析出物由于有可能通过轧制变成沿轧制方向延伸的形状，所以有可能使钢板的扩孔性和断裂特性等劣化。为了提高扩孔率的平均值λave、扩孔率的标准偏差σ、及裂纹传播阻力值T.M.等特性，对抑制这些夹杂物的方法进行了研究，结果判明，以下是重要的。
首先，在抑制MnS析出物的方面，降低与Mn结合的S含量变得重要。从该观点出发，本实施方式所述的热轧钢板中，为了降低钢中的整体的S含量，将其上限值以质量%计设为0.01%。
此外，若添加Ti，则由于在比MnS生成温度区域高的温度下生成TiS析出物，所以能够降低MnS析出物的析出量。同样地，若添加REM、Ca，则由于生成REM、Ca的硫化物，所以能够降低MnS析出物的析出量。因此，本实施方式所述的热轧钢板中，以质量%计含有选自Ti：0.001%～0.3%、REM：0.0001%～0.02%、Ca：0.0001%～0.01%中的至少1者。通过选择Ca，能够降低MnS析出物的析出量，但为了抑制CaS和铝酸钙等的析出，Ca含量的上限以质量%计设为0.01%。另外，关于热轧钢板的化学成分的数值限定范围和其限定理由，在后面详细叙述。
进而，在抑制MnS析出物的方面，有必要以化学计量上比S含量多的比例含有Ti、REM、Ca。其中，对S含量、Ti含量、REM含量、及Ca含量与夹杂物的轧制方向长度的总和M的关系进行了调查。图8是表示S含量、Ti含量、REM含量、及Ca含量与夹杂物的轧制方向长度的总和M的关系的图。判明若（Ti/48）/（S/32）+{（Ca/40）/（S/32）+（REM/140）/（S/32）}×15的值为12.0以上且150以下，则上述总和M达到0mm/mm2以上且0.25mm/mm2以下。即，本实施方式所述的热轧钢板中，化学成分中的各元素的以质量%表示的含量有必要满足下述的式6。认为通过满足该式6，可抑制延伸的MnS析出物的生成。此外，虽未图示，但判明在满足下述的式6的情况下，夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值达到1.0以上且8.0以下。进而，判明即使在钢中同时含有Ti、REM、及Ca全部的情况下、或即使在钢中含有选自Ti、REM、及Ca中的至少1者的情况下，满足下述的式6时，总和M也达到0mm/mm2以上且0.25mm/mm2以下，夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值也达到1.0以上且8.0以下。
12.0≤（Ti/48）/（S/32）+{（Ca/40）/（S/32）+（REM/140）/（S/32）}×15≤150···（式6）
另外，为了将上述总和M设为0mm/mm2以上且0.25mm/mm2以下、并将长径/短径比的上述平均值设为1.0以上且8.0以下，在满足上述的式6的同时，如后所述，在一次粗轧工序中，在超过1150℃且为1400℃以下的温度区域内使累积压下率为10%以上且70%以下。另外，关于本实施方式所述的热轧钢板的制造方法，在后面进行详细叙述。
通过上述的构成，能够控制上述总和M和长径/短径比的上述平均值。但是，为了进一步提高钢板的特性，优选使不以上述的REM的氧化物和硫化物为核而析出的CaS和铝酸钙等析出物减少。为了减少这些析出物，只要化学成分中的各元素的以质量%表示的含量满足下述的式7即可。判明满足下述的式7时，夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值达到1.0以上且3.0以下而变得优选。另外，由于在钢中添加Ti或REM的情况下，也可以极力降低Ca含量，所以下述的式7中没有上限值。
0.3≤（REM/140）/（Ca/40）···（式7）
在按照满足上述的式7的方式比Ca充分多地添加REM的情况下，以球形的REM氧化物和REM硫化物为核，CaS等进行结晶或析出。另一方面，由于REM相对于Ca的比例减少而不满足上述的式7时，成为核的REM氧化物和REM硫化物减少，所以析出许多不以REM氧化物和REM硫化物为核的CaS等。这些夹杂物有可能通过轧制变成沿轧制方向延伸的形状。这样，在满足上述的式7时，夹杂物的长径/短径比被适当地控制。
另外，为了将夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值设为1.0以上且3.0以下，优选在满足上述的式7的同时，如后所述，在一次粗轧工序中，在超过1150℃且为1400℃以下的温度区域内使累积压下率为10%以上且65%以下。关于本实施方式所述的热轧钢板的制造方法，在后面进行详细叙述。
接着，对本实施方式所述的热轧钢板的基本成分，对数值限定范围和其限定理由进行说明。其中，记载的%为质量%。
C：0.03%～0.1%
C（碳）是有助于抗拉强度TS的提高的元素。若C含量少，则通过金属组织的粗大化，导致断口转变临界温度vTrs的上升。此外，若C含量少，则难以得到目标面积分率的马氏体及残留奥氏体。另一方面，若C含量多，则导致扩孔率的平均值λave、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E的降低。因此，C含量设为0.03%以上且0.1%以下。优选设为0.04%以上且0.08%以下。进一步优选设为0.04%以上且0.07%以下。
Mn：0.5%～3.0%
Mn（锰）是作为固溶强化元素有助于钢板的抗拉强度TS的提高的元素。为了得到目标抗拉强度TS，将Mn含量设为0.5%以上。但是，若Mn含量超过3.0%，则容易产生热轧时的裂纹。因此，Mn含量设为0.5%以上且3.0%以下。此外，若Mn含量超过3.0%，则抑制铁素体相变，马氏体及残留奥氏体的面积分率变高。为了理想地控制作为主相的铁素体和作为第二相的马氏体及残留奥氏体的面积分率，将Mn含量设为0.8%以上且2.0%以下。进一步优选设为1.0%以上且1.5%以下。
0.5%≤Si+Al≤4.0%
为了得到目标抗拉强度TS、铁素体面积分率，含有Si（硅）及Al（铝）中的至少1者。为了得到上述效果，含有Si及Al中的至少1者，并将Si+Al的含量设为0.5%以上。但是，即使含有Si及Al中的至少1者，并将Si+Al的含量设为超过4.0%，也会导致扩孔率的平均值λave的降低。优选设为1.5%以上且3.0%以下。进一步优选设为1.8%以上且2.6%以下。
Si：0.5%～2.0%
Si（硅）是有助于钢的抗拉强度TS的提高和铁素体相变的促进的元素。为了得到目标抗拉强度TS、铁素体的面积分率，优选将Si含量设为0.5%以上。但是，即使将Si含量设为超过2.0%，也有可能强度过度地变高而导致扩孔率的平均值λave的降低。因此，Si含量优选设为0.5%以上且2.0%以下。
Al：0.005%～2.0%
Al（铝）是钢液的脱氧所必须的元素，是有助于抗拉强度TS的提高的元素。为了充分地得到该效果，优选将Al含量设为0.005%以上。但是，即使将Al含量设为超过2.0%，也有可能强度过度地变高而导致扩孔率的平均值λave的降低。因此，Al含量优选设为0.005%以上且2.0%以下。
本实施方式所述的热轧钢板进一步以下述的含量含有选自Ti、REM、Ca中的至少1者。
Ti：0.001%～0.3%
Ti（钛）是通过作为TiC微细地析出而有助于钢板的抗拉强度TS的提高的元素。此外，Ti是通过作为TiS析出而在轧制时抑制延伸的MnS的析出的元素。因此，夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值降低。为了得到上述效果，将Ti含量设为0.001%以上。但是，若Ti含量超过0.3%，则强度过度地变高而导致扩孔率的平均值λave、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E的降低。因此，Ti含量设为0.001%以上且0.3%以下。优选设为0.01%以上且0.3%以下。进一步优选设为0.05%以上且0.18%以下。最优选设为0.08%以上且0.15%以下。
REM：0.0001%～0.02%
REM（稀土金属）是通过与钢中的S结合而抑制MnS的生成的元素。此外，是通过使MnS等硫化物的形态球形化而降低夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值、和轧制方向长度的总和M的元素。若REM含量低于0.0001%，则不能充分得到抑制MnS的生成的效果、和使MnS等硫化物的形态球形化的效果。此外，若REM含量超过0.02%，则过多地产生包含REM氧化物的夹杂物，有可能导致扩孔率的平均值λave、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E的降低。因此，REM含量设为0.0001%以上且0.02%以下。优选设为0.0005%以上且0.005%以下。进一步优选设为0.001%以上且0.004%以下。
另外，REM是在从原子序号为57的镧到71的镥为止的15个元素中加上原子序号为21的钪和原子序号为39的钇的合计17个元素的总称。通常以这些元素的混合物即混合稀土合金的形式供给并添加到钢中。
Ca：0.0001%～0.01%
Ca（钙）是通过与钢中的S结合而抑制MnS的生成的元素。此外，是通过使MnS等硫化物的形态球形化而降低夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值、和轧制方向长度的总和M的元素。若Ca含量低于0.0001%，则不能充分得到抑制MnS的生成的效果、和使MnS等硫化物的形态球形化的效果。此外，若Ca含量超过0.01%，则有可能大量地产生容易变成延伸的形状的夹杂物的CaS和铝酸钙而使上述总和M及长径/短径比的上述平均值增大。因此，Ca含量设为0.0001%以上且0.01%以下。优选设为0.0001%以上且0.005%以下。进一步优选设为0.001%以上且0.003%以下。进一步优选设为0.0015%以上且0.0025%以下。
本实施方式所述的热轧钢板在含有选自上述的Ti、REM、Ca中的至少1者的同时，化学成分中的各元素的以质量%表示的含量满足下述的式8。另外，关于杂质S，在后面进行详细叙述。通过满足下述的式8，钢中的MnS析出物的析出量降低，可得到降低夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值和夹杂物的轧制方向长度的总和M的效果。由此，夹杂物的轧制方向长度的总和M达到0mm/mm2以上且0.25mm/mm2以下，夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值达到1.0以上且8.0以下。其结果是，可得到改善钢板的扩孔率的平均值λave、标准偏差σ、裂纹产生阻力值Jc、裂纹传播阻力值T.M.、夏比冲击吸收能E、疲劳寿命的效果。若下述的式8的值低于12.0，则有可能得不到上述效果。优选设为30.0以上。此外，由于作为杂质的S优选降低含量，所以下述的式8中没有上限值。但是，下述的式8为150以下时，能够理想地得到上述效果。
12.0≤（Ti/48）/（S/32）+{（Ca/40）/（S/32）+（REM/140）/（S/32）}×15≤150···（式8）
另外，若在上述范围内将Ti设为高含量，则钢板的抗拉强度TS提高。例如若将Ti含量设为0.08%以上且0.3%以下，则能够将钢板的抗拉强度TS设为780MPa以上且980MPa以下，此时，平面弯曲疲劳寿命达到50万次以上。这起因于TiC的析出强化。另一方面，若不添加Ti、或在上述范围内设为低含量，则钢板的成形性和断裂特性提高。例如若不添加Ti、或将Ti含量设为0.001%以上且低于0.08%，则虽然钢板的抗拉强度TS达到590MPa以上且低于780MPa，但能够使扩孔率的平均值λave为90%以上，使裂纹产生阻力值Jc为0.9MJ/m2以上，使夏比冲击吸收能E为35J以上。这起因于TiC的析出量降低。优选这样根据钢板的目的来控制Ti含量。在不添加Ti时，为了控制上述总和M及长径/短径比的上述平均值，优选含有REM、Ca中的至少1者。此外，在上述范围内将Ti设为低含量时，为了控制上述总和M及长径/短径比的上述平均值，优选含有REM、Ca中的至少1者。具体而言，优选在含有REM：0.0001%～0.02%、Ca：0.0001%～0.01%中的至少1者时，将Ti的含量设为Ti：0.001%～低于0.08%。进一步优选在含有REM：0.0001%～0.02%、Ca：0.0001%～0.005%中的至少1者时，将Ti的含量设为Ti：0.01%～低于0.08%。
此外，从抑制夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值的观点出发，Ca及REM优选设为满足下述的式9那样的含量。由于满足下述的式9时，夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值达到1.0以上且3.0以下，所以优选。即，优选化学成分中的各元素的以质量%表示的含量满足下述的式9，将夹杂物的长径/短径比的最大值平均而得到的上述值达到1.0以上且3.0以下。进一步优选设为1.0以上且2.0以下。其结果是，关于扩孔率的平均值λave、扩孔率的标准偏差σ、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E等，可得到更优异的效果。这起因于按照满足下述的式9的方式比Ca充分多地添加REM时，以球形的REM氧化物和REM硫化物为核，CaS等进行结晶或析出。
0.3≤（REM/140）/（Ca/40）···（式9）
本实施方式所述的热轧钢板除了含有上述的基本成分以外，还含有不可避免的杂质。其中，不可避免的杂质是指从废钢等副原料、或从制造工序中不可避免地混入的P、S、N、O、Pb、Cd、Zn、As、Sb等元素。其中，为了理想地发挥上述效果，P、S、及N如下限制。此外，P、S、及N以外的上述不可避免的杂质优选分别限制为0.02%以下。它们即使含有0.02%以下，也不会失去上述效果。在这些杂质含量的限制范围内包括0%，但工业上难以稳定地使其为0%。这里，记载的%为质量%。
P：0.1%以下
P（磷）是不可避免地混入的杂质。P含量超过0.1%时，晶界上的P偏析量增大而导致扩孔率的平均值λave、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E的劣化。因此，将P含量限制为0.1%以下。由于P含量越少越优选，所以在上述限制范围内包括0%。但是，使P含量为0%在技术上不容易，此外，为了稳定地设为低于0.0001%，炼钢成本也变高。因而，P含量的限制范围优选为0.0001%以上且0.1%以下。进一步优选设为0.001%以上且0.03%以下。
S：0.01%以下
S（硫）为不可避免地混入的杂质。S含量超过0.01%时，在钢坯加热时在钢中大量地生成MnS，其通过热轧被延伸。因此，导致夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值的增大而得不到目标扩孔率的平均值λave、标准偏差σ、裂纹产生阻力值Jc、裂纹传播阻力值T.M.、夏比冲击吸收能E、疲劳寿命等特性。因此，将S含量限制为0.01%以下。由于S含量越少越优选，所以在上述限制范围内包括0%。但是，使S含量为0%在技术上不容易，此外，为了稳定地设为低于0.0001%，炼钢成本也变高。因而，S含量的限制范围优选为0.0001%以上且0.01%以下。此外，在二次精炼时不进行使用了脱硫材料的脱硫的情况下，难以使S含量低于0.003%。此时的S的含量优选设为0.003%以上且0.01%以下。
N：0.02%以下
N（氮）为不可避免地混入的杂质。N含量超过0.02%时，与Ti及Nb形成析出物而使TiC的析出量减少。其结果是，钢板的抗拉强度TS降低。因此，将N含量限制为0.02%以下。由于N含量越少越优选，所以在上述限制范围内包括0%。但是，使N含量为0%在技术上不容易，此外，为了稳定地设为低于0.0001%，炼钢成本也变高。因而，N含量的限制范围优选为0.0001%以上且0.02%以下。此外，为了更有效地抑制抗拉强度TS的降低，优选将N的含量设为0.005%以下。
本实施方式所述的热轧钢板除了含有上述的基本成分及杂质元素以外，也可以进一步含有Nb、B、Cu、Cr、Mo、Ni、V中的至少1者作为选择成分。以下，对选择成分的数值限定范围和其限定理由进行说明。这里，记载的%为质量%。
Nb：0.001%～0.1%
Nb（铌）是通过细粒化而有助于钢的抗拉强度TS的提高的元素。为了得到该效果，优选将Nb含量设为0.001%以上。但是，若Nb含量超过0.1%，则有可能在热轧时产生动态再结晶的温度范围变窄。因此，使{211}面的X射线随机强度比增大的未再结晶状态的轧制织构在热轧后较多地残存。另外，关于织构，在后面进行详细叙述。作为织构，若{211}面的X射线随机强度比过度地增大，则导致扩孔率的平均值λave、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E的劣化。因此，Nb含量优选设为0.001%以上且0.1%以下。进一步优选设为0.002%以上且0.07%以下。最优选设为0.002%以上且低于0.02%。另外，若Nb含量为0%～0.1%，则不会对热轧钢板的各特性值造成不良影响。
B：0.0001%～0.0040%
B（硼）是通过细粒化而有助于钢的抗拉强度TS的提高的元素。为了得到该效果，优选B含量设为0.0001%以上。但是，若B含量超过0.0040%，则有可能在热轧时产生动态再结晶的温度范围变窄。因此，使{211}面的X射线随机强度比增大的未再结晶状态的轧制织构在热轧后较多地残存。作为织构，若{211}面的X射线随机强度比过度地增大，则导致扩孔率的平均值λave、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E的劣化。因此，B含量优选设为0.0001%以上且0.0040%以下。进一步优选设为0.0001%以上且0.0020%以下。最优选设为0.0005%以上且0.0015%以下。另外，若B含量为0%～0.0040%，则不会对热轧钢板的各特性值造成不良影响。
Cu：0.001%～1.0%
Cu是具有通过析出强化或固溶强化而使热轧钢板的抗拉强度TS提高的效果的元素。然而，若Cu含量低于0.001%，则得不到该效果。另一方面，若Cu含量超过1.0%，则有可能强度过度地变高而导致扩孔率的平均值λave的降低。因此，Cu含量优选设为0.001%以上且1.0%以下。进一步优选设为0.2%以上且0.5%以下。另外，若Cu含量为0%～1.0%，则不会对热轧钢板的各特性值造成不良影响。
Cr：0.001%～1.0%
Cr同样地是具有通过析出强化或固溶强化而使热轧钢板的抗拉强度TS提高的效果的元素。然而，若Cr含量低于0.001%，则得不到该效果。另一方面，若Cr含量超过1.0%，则有可能强度过度地变高而导致扩孔率的平均值λave的降低。因此，Cr含量优选设为0.001%以上且1.0%以下。进一步优选设为0.2%以上且0.5%以下。另外，若Cr含量为0%～1.0%，则不会对热轧钢板的各特性值造成不良影响。
Mo：0.001%～1.0%
Mo同样地是具有通过析出强化或固溶强化而使热轧钢板的抗拉强度TS提高的效果的元素。然而，若Mo含量低于0.001%，则得不到该效果。另一方面，若Mo含量超过1.0%，则有可能强度过度地变高而导致扩孔率的平均值λave的降低。因此，Mo含量优选设为0.001%以上且1.0%以下。进一步优选设为0.001%以上且0.03%以下。进一步优选设为0.02%以上且0.2%以下。另外，若Mo含量为0%～1.0%，则不会对热轧钢板的各特性值造成不良影响。
Ni：0.001%～1.0%
Ni同样地是具有通过析出强化或固溶强化而使热轧钢板的抗拉强度TS提高的效果的元素。然而，若Ni含量低于0.001%，则得不到该效果。另一方面，若Ni含量超过1.0%，则有可能强度过度地变高而导致扩孔率的平均值λave的降低。因此，Ni含量优选设为0.001%以上且1.0%以下。进一步优选设为0.05%以上且0.2%以下。另外，若Ni含量为0%～1.0%，则不会对热轧钢板的各特性值造成不良影响。
V：0.001%～0.2%
V同样地是具有通过析出强化或固溶强化而使热轧钢板的抗拉强度TS提高的效果的元素。然而，若V含量低于0.001%，则得不到该效果。另一方面，若V含量超过0.2%，则有可能强度过度地变高而导致扩孔率的平均值λave的降低。因此，V含量优选设为0.001%以上且0.2%以下。进一步优选设为0.005%以上且0.2%以下。进一步优选设为0.01%以上且0.2%以下。最优选设为0.01%以上且0.15%以下。另外，若V含量为0%～0.2%，则不会对热轧钢板的各特性值造成不良影响。
此外，本实施方式所述的热轧钢板也可以根据需要含有合计为0%以上且1%以下的Zr、Sn、Co、W、Mg。
接着，对本实施方式所述的热轧钢板的金属组织和织构进行说明。
本实施方式所述的热轧钢板的金属组织包含作为主相的铁素体、作为第二相的选自马氏体及残留奥氏体中的至少一者、和多种夹杂物。通过制成这样的混合组织，能够谋求高的抗拉强度TS和延伸（n值）的兼顾。认为其理由是由于，通过比较软质的主相即铁素体确保延性，通过硬质的第二相可得到抗拉强度TS。此外，通过制成上述混合组织可得到良好的疲劳特性。推定其理由是由于，通过比较硬质的第二相即马氏体及残留奥氏体，疲劳裂纹的生长变慢。为了得到上述效果，本实施方式所述的热轧钢板的金属组织中，上述主相的面积分率设为90%以上且99%以下，且上述第二相即马氏体和残留奥氏体的面积分率合计设为1%以上且10%以下。若上述主相的面积分率低于90%，则由于金属组织没有成为目标混合组织，所以不能得到上述效果。另一方面，在技术上难以将上述主相的面积分率设为超过99%。此外，若第二相的面积分率合计超过10%，则促进延性断裂，使扩孔值的平均值λave、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E劣化。另一方面，若第二相的面积分率合计低于1%，则由于金属组织没有成为目标混合组织，所以不能得到上述效果。优选上述主相的面积分率设为95%以上且99%以下，且上述第二相即马氏体和残留奥氏体的面积分率合计设为1%以上且5%以下。
此外，在上述金属组织中，除了作为主相的铁素体、作为上述第二相的马氏体或残留奥氏体、以及多种夹杂物以外，还含有少量贝氏体、珠光体、或渗碳体等。在上述金属组织中，优选将贝氏体及珠光体的面积分率合计设为0%以上且低于5.0%。其结果是，由于金属组织成为上述目标混合组织，可得到上述效果，所以优选。
作为主相的上述铁素体，将其平均晶体粒径设为2μm以上且10μm以下。这是由于，在作为主相的铁素体的平均晶体粒径为10μm以下的情况下，可得到目标断口转变临界温度vTrs。此外，为了将作为主相的铁素体的平均晶体粒径设为低于2μm，必须选择严格的制造条件，对制造设备的负荷大。因此，将作为主相的铁素体的平均晶体粒径设为2μm以上且10μm以下。优选设为2μm以上且7μm以下。进一步优选设为2μm以上且6μm以下。
作为第二相的上述马氏体及上述残留奥氏体优选平均晶体粒径为0.5μm以上且8.0μm以下。若第二相的平均晶体粒径超过8.0μm，则有可能在第二相附近产生的应力集中变大而使扩孔率的平均值λave等特性降低。此外，为了将第二相的平均晶体粒径设为低于0.5μm，必须选择严格的制造条件，对制造设备的负荷大。因此，将第二相的平均晶体粒径设为0.5μm以上且8.0μm以下。
关于金属组织中包含的上述夹杂物，在0.0025mm2的视野中观察30次以钢板的板宽方向作为法线的L截面时，将各视野中的夹杂物的长径/短径比的最大值平均而得到的值规定为1.0以上且8.0以下。这是由于当该长径/短径比的上述平均值超过8.0时，在钢板变形时在夹杂物的附近的应力集中增大，得不到目标扩孔率的平均值λave、标准偏差σ、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E。另一方面，长径/短径比的上述平均值的下限值没有特别限定，但在技术上难以规定为低于1.0。因此，长径/短径比的上述平均值规定为1.0以上且8.0以下。此外，该长径/短径比的上述平均值优选为1.0以上且3.0以下。长径/短径比的上述平均值达到1.0以上且3.0以下时，关于扩孔率的平均值λave、扩孔率的标准偏差σ、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E，可得到更优异的效果。
此外，关于金属组织中包含的上述夹杂物，以夹杂物间的轧制方向的间隔F为50μm以下且各自的长径为3μm以上的夹杂物的集合体作为夹杂物群G，以上述间隔F超过50μm的夹杂物作为独立夹杂物H时，轧制方向长度GL为30μm以上的夹杂物群G与轧制方向长度HL为30μm以上的独立夹杂物H在轧制方向上的长度的总和M设为相对于每1mm2的以钢板的板宽方向作为法线的L截面为0mm以上且0.25mm以下。这是由于夹杂物满足上述条件时，关于扩孔率的平均值λave、扩孔率的标准偏差σ、裂纹产生阻力值Jc、裂纹传播阻力值T.M.、夏比冲击吸收能E、疲劳特性，可得到优异的效果。另外，该总和M也可以为零。优选上述总和M设为相对于每1mm2的以钢板的板宽方向作为法线的L截面为0mm以上且0.15mm以下。
此外，金属组织中包含的上述夹杂物中，相对于与长径为3μm以上的夹杂物的合计个数，长径为3μm以上的MnS析出物及CaS析出物的个数合计优选为0%以上且低于70%。若上述夹杂物中包含的MnS析出物及CaS析出物的个数合计为0%以上且低于70%，则能够理想地控制上述总和M及长径/短径比的上述平均值。另外，由于长径低于3μm的夹杂物对扩孔率的平均值λave等特性造成的影响小，所以不考虑。
另外，这里所谓的上述夹杂物主要是指钢中的MnS、CaS等硫化物、CaO-Al2O3系化合物（铝酸钙）等氧化物、及CaF2等脱硫材料的残存物等。
本实施方式所述的热轧钢板的织构将{211}面的X射线随机强度比（{211}面强度）规定为1.0以上且2.4以下。若{211}面强度超过2.4，则钢板的各向异性变大。并且，在扩孔加工时，在沿板宽方向受到拉伸应变的轧制方向端面中板厚减少变大，端面上产生高的应力而裂纹变得容易产生及传播。其结果是，使扩孔率的平均值λave劣化。此外，若{211}面强度超过2.4，则裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E也劣化。另一方面，在技术上难以将{211}面强度设为低于1.0。因此，将{211}面强度设为1.0以上且2.4以下。优选设为1.0以上且2.0以下。另外，{211}面的X射线随机强度比、{211}面强度和{211}面的极密度同义。另外，{211}面的X射线随机强度比基本通过X射线衍射法来测定，但通过EBSD法或ECP法来测定在测定结果上也不会产生差别，所以也可以通过EBSD法或ECP法来测定。
另外，上述的化学成分、金属组织、织构的测定方法、和X射线随机强度比、夹杂物的轧制方向长度的总和M、夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值等的定义如上所述。
本实施方式所述的热轧钢板通过满足上述的化学成分、金属组织、及织构，抗拉强度TS达到590MPa以上且980MPa以下。此外，本实施方式所述的热轧钢板通过满足上述的化学成分、金属组织、及织构，从而扩孔率的平均值λave满足60%以上，扩孔率的标准偏差σ满足15%以下，平面弯曲疲劳寿命满足40万次以上，裂纹产生阻力值Jc满足0.5MJ/m2以上，裂纹传播阻力值T.M.满足600MJ/m3以上，断口转变临界温度vTrs满足－13℃以下，夏比冲击吸收能E满足16J以上。
本实施方式所述的热轧钢板优选通过如上所述，根据钢板的使用目的来控制Ti含量，从而控制抗拉强度TS。例如若将Ti含量设为0.001%以上且低于0.08%，则虽然钢板的抗拉强度TS达到590MPa以上且低于780MPa，但上述特性中，能够使扩孔率的平均值λave为90%以上，使裂纹产生阻力值Jc为0.9MJ/m2以上，使夏比冲击吸收能E为35J以上。例如若将Ti含量设为0.08%以上且0.3%以下，则能够将钢板的抗拉强度TS设为780MPa以上且980MPa以下，在上述特性中，能够使平面弯曲疲劳寿命为50万次以上。这样，在根据钢板的使用目的来控制Ti含量时，为了将上述总和M及长径/短径比的上述平均值设为目标数值范围，只要如上所述，根据需要控制REM及Ca的含量即可。
接着，对本实施方式所述的热轧钢板的制造方法进行说明。
本实施方式所述的热轧钢板的制造方法具备以下工序：将包含上述化学成分的钢坯加热至1200℃以上且1400℃以下的加热工序；在加热工序后对该钢坯在超过1150℃且为1400℃以下的温度区域内进行累积压下率达到10%以上且70%以下的粗轧的一次粗轧工序；在一次粗轧工序后在超过1070℃且为1150℃以下的温度区域内进行累积压下率达到10%以上且25%以下的粗轧的二次粗轧工序；在二次粗轧工序后进行开始温度达到1000℃以上且1070℃以下、结束温度达到Ar3+60℃以上且Ar3+200℃以下的精轧而得到热轧钢板的精轧工序；在精轧工序后对该热轧钢板从上述结束温度开始进行冷却速度为20℃/秒以上且150℃/秒以下的冷却的一次冷却工序；在一次冷却工序后在650℃以上且750℃以下的温度区域内进行冷却速度为1℃/秒以上且15℃/秒以下、及冷却时间为1秒以上且10秒以下的冷却的二次冷却工序；在二次冷却工序后进行冷却速度为20℃/秒以上且150℃/秒以下的冷却直至0℃以上且200℃以下的温度区域的三次冷却工序；在三次冷却工序后将上述热轧钢板卷取的卷取工序。其中，Ar3是指在冷却时铁素体相变开始的温度。
首先，在加热工序中，使用加热炉对通过连续铸造等得到的包含上述化学成分的钢坯进行加热。此时的加热温度在得到目标抗拉强度TS的方面，加热至1200℃以上且1400℃以下。若低于1200℃，则有可能含有Ti或Nb的析出物在钢坯中没有充分地溶解而粗大化，得不到由Ti或Nb的析出物带来的析出强化能力。因此，有可能得不到目标抗拉强度TS。此外，若低于1200℃，则有可能钢坯中的MnS没有充分地溶解，无法使S作为Ti、REM、Ca的硫化物析出。因此，有可能得不到目标扩孔值的平均值λave、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E。另一方面，即使加热至超过1400℃，上述效果也饱和，此外，加热成本也增大。
接着，在一次粗轧工序中，对从加热炉中取出的钢坯进行粗轧。一次粗轧中，在超过1150℃且为1400℃以下的高温的温度区域内，按照累积压下率达到10%以上且70%以下的方式进行粗轧。这是由于若该温度区域内的累积压下率超过70%，则有可能夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值同时变大。因此，扩孔率的平均值λave、标准偏差σ、裂纹产生阻力值Jc、裂纹传播阻力值T.M.、夏比冲击吸收能E、疲劳寿命等特性劣化。另一方面，一次粗轧工序中的累积压下率的下限值没有特别限定，但考虑下一工序中的生产效率等设为10%以上。此外，一次粗轧工序中的累积压下率优选设为10%以上且65%以下。由此，能够在钢坯的组成满足0.3≤（REM/140）/（Ca/40）的条件下，将长径/短径比的上述平均值设为1.0以上且3.0以下。此外，通过设为超过1150℃且为1400℃以下的温度范围，能够得到上述效果。
接着，在二次粗轧工序中，在超过1070℃且为1150℃以下的低温的温度区域内，按照累积压下率达到10%以上且25%以下的方式进行粗轧。当累积压下率低于10%时，有可能金属组织的平均晶体粒径变大，得不到作为目标的2μm以上且10μm以下的铁素体的平均晶体粒径。其结果是，得不到目标断口转变临界温度vTrs。另一方面，当累积压下率超过25%时，有可能作为织构的{211}面强度变大。其结果是，得不到作为目标的扩孔率的平均值λave、裂纹产生阻力值Jc、夏比冲击吸收能E等特性。此外，通过设为超过1070℃且为1150℃以下的温度范围，能够得到上述效果。
这里，对关于一次粗轧工序和二次粗轧工序的基础的研究结果进行说明。对包含下述的表1中所示那样的钢成分a的供试钢，使一次粗轧和二次粗轧中的累积压下率发生各种变化来制造钢板，调查该钢板的特性。另外，除了一次粗轧及二次粗轧的累积压下率以外，还满足本实施方式所述的热轧钢板的制造条件。
Figure BDA0000381723040000291
图9A是表示一次粗轧工序中的累积压下率与夹杂物的轧制方向长度的总和M的关系的图表。图9B是表示一次粗轧工序中的累积压下率与夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值的关系的图表。图9C是表示二次粗轧工序中的累积压下率与{211}面强度的关系的图表。图9D是表示二次粗轧工序中的累积压下率与铁素体的平均晶体粒径的关系的图表。另外，这里所谓的累积压下率意味着以加热工序后的钢坯的厚度作为基准的一次粗轧工序及二次粗轧工序中的钢坯被压下的比例。即，一次粗轧工序中的粗轧的累积压下率以{（超过1150℃且为1400℃以下的温度区域内的最初的压下前的钢坯的厚度－超过1150℃且为1400℃以下的温度区域内的最终的压下后的钢坯的厚度）/加热工序后的钢坯的厚度×100%}来定义。二次粗轧工序中的粗轧的累积压下率以{（超过1070℃且为1150℃以下的温度区域内的最初的压下前的钢坯的厚度－超过1070℃且为1150℃以下的温度区域内的最终的压下后的钢坯的厚度）/加热工序后的钢坯的厚度×100%}来定义。
由图9A可知，超过1150℃且为1400℃以下的温度区域内的累积压下率超过70%时，夹杂物的轧制方向长度的总和M变大，得不到目标范围即0mm/mm2以上且0.25mm/mm2以下的总和M。此外，由图9B可知，超过1150℃且为1400℃以下的温度区域内的累积压下率超过70%时，夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值变大，得不到目标范围即1.0以上且8.0以下的长径/短径比的上述平均值。认为这是由于在超过1150℃且为1400℃以下那样的高温的温度区域内进行的粗轧的累积压下率越大，夹杂物越容易通过轧制而延伸。此外，由图9B可知，累积压下率为65%以下时，可得到1.0以上且3.0以下的长径/短径比的上述平均值。
由图9C可知，超过1070℃且为1150℃以下的温度区域内的累积压下率超过25%时，{211}面强度变大，得不到作为目标的1.0以上且2.4以下的{211}面强度。认为这是由于若在超过1070℃且为1150℃以下那样的比较低温的温度区域内进行的粗轧的累积压下率过大，则在粗轧后再结晶没有均一地进行，成为使{211}面强度增大的原因的未再结晶组织在精轧后也残存，{211}面强度提高。
由图9D可知，超过1070℃且为1150℃以下的温度区域内的累积压下率低于10%时，铁素体的平均晶体粒径变大，得不到作为目标的2μm以上且10μm以下的平均晶体粒径。认为这是由于在超过1070℃且为1150℃以下那样的低温的温度区域内进行的粗轧的累积压下率越小，则再结晶后的奥氏体粒径越大，钢板的铁素体的平均晶体粒径也变大。
在二次粗轧工序后，作为精轧工序，对钢坯进行精轧，得到热轧钢板。该精轧工序中，使其开始温度达到1000℃以上且1070℃以下。这是由于若使精轧的开始温度为1000℃以上且1070℃以下，则促进精轧中的动态再结晶。其结果是，未再结晶状态的轧制织构降低，能够得到作为目标的1.0以上且2.4以下的{211}面强度。
此外，该精轧工序中，使其结束温度达到Ar3+60℃以上且Ar3+200℃以下。将该结束温度设为Ar3+60℃以上是为了避免成为使{211}面强度增大的原因的未再结晶状态的轧制织构残存，得到作为目标的1.0以上且2.4以下的{211}面强度。优选设为Ar3+100℃以上。此外，将该结束温度设为Ar3+200℃以下是为了防止晶粒的过度的粗大化，得到作为目标的铁素体的平均晶体粒径。
另外，Ar3由下述的式10求出。下述的式10中，使用化学成分中的各元素的以质量%表示的含量进行计算。
Ar3＝868－396×C＋25×Si－68×Mn－36×Ni－21×Cu－25×Cr＋30×Mo···（式10）
接着，将通过精轧工序得到的热轧钢板通过输出辊道等进行冷却。该热轧钢板的冷却设为下面说明的那样的一次冷却工序～三次冷却工序。在一次冷却工序中，将精轧的上述结束温度的热轧钢板以20℃/秒以上且150℃/秒以下的冷却速度进行冷却至650℃以上且750℃以下的温度。接着，在二次冷却工序中，在650℃以上且750℃以下的温度区域内，将冷却速度变更为1℃/秒以上且15℃/秒以下，进行冷却时间达到1秒以上且10秒以下的冷却。接着，在三次冷却工序中，再次将冷却速度恢复成20℃/秒以上且150℃/秒以下，进行冷却直至0℃以上且200℃以下的温度区域。这样，通过在二次冷却工序中，以比一次冷却工序及三次冷却工序慢的冷却速度进行热轧钢板的冷却，能够促进铁素体相变。其结果是，能够得到具有目标混合组织的热轧钢板。
若一次冷却工序中的冷却速度低于20℃/秒，则有可能铁素体粒径变大而断口转变临界温度vTrs劣化。此外，关于将一次冷却工序中的冷却速度设为超过150℃/秒，设备上的制约大，是困难的。因此，一次冷却工序中的冷却速度设为20℃/秒以上且150℃/秒以下。
为了促进铁素体相变，将第二相即马氏体及残留奥氏体设为目标面积分率以下，二次冷却工序中的冷却速度设为15℃/秒以下。此外，即使将二次冷却工序中的冷却速度设为低于1℃/秒，上述效果也饱和。因此，二次冷却工序中的冷却速度设为1℃/秒以上且15℃/秒以下。
此外，为了促进铁素体相变而将马氏体及残留奥氏体设为目标面积分率以下，进行二次冷却工序的温度区域设为促进铁素体相变的750℃以下。此外，若进行二次冷却工序的温度区域低于650℃，则有可能促进珠光体或贝氏体的生成，马氏体及残留奥氏体的分率变得过小。因此，进行二次冷却工序的温度区域设为650℃以上且750℃以下。
此外，这是由于若二次冷却工序中的冷却时间为10秒以上，则有可能促进成为抗拉强度TS和疲劳寿命的劣化的原因的珠光体的生成，马氏体及残留奥氏体的分率变得过小。此外，从促进铁素体相变的观点出发，二次冷却工序中的冷却时间设为1秒以上。因此，二次冷却工序中的冷却时间设为1秒以上且10秒以下。
若三次冷却工序中的冷却速度低于20℃/秒，则有可能促进珠光体、贝氏体的生成，马氏体及残留奥氏体的分率变得过小。此外，关于将三次冷却工序中的冷却速度设为超过150℃/秒，设备上的制约大，是困难的。因此，三次冷却工序中的冷却速度设为20℃/秒以上且150℃/秒以下。
此外，这是由于若三次冷却工序中的冷却结束温度超过200℃，则有可能在下一工序即卷取工序时，贝氏体的生成被促进，马氏体及残留奥氏体的分率变得过小。关于将三次冷却工序中的冷却结束温度设为低于0℃，设备上的制约大，是困难的。因此，三次冷却工序中的冷却结束温度设为0℃以上且200℃以下。
另外，20℃/秒以上的冷却速度例如通过水冷、利用烟雾的冷却等来实现。此外，15℃/秒以下的冷却速度例如通过利用空气冷却的冷却等来实现。
接着，作为卷取工序，将上述热轧钢板卷取。
以上为本实施方式所述的热轧工序的制造条件。但是，根据需要，出于谋求由可动位错的导入带来的延性的提高或钢板的形状的矫正的目的，也可以进行表皮光轧。此外，根据需要，出于除去附着在热轧钢板的表面上的氧化皮的目的，也可以进行酸洗。此外，根据需要，也可以对所得到的热轧钢板以在线或离线的方式进行表皮光轧或冷轧。
此外，根据需要，也可以通过热浸镀法进行镀敷处理，以提高钢板的耐腐蚀性。此外，除了热浸镀以外也可以进行合金化处理。
实施例1
通过实施例对本发明的一个方式的效果更具体地进行详细地说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性及效果而采用的一个条件例，本发明不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨而达成本发明的目的，本发明可以采用各种条件。
首先，得到如表2～4所示那样的钢成分A～MMMM的钢液。各钢液通过进行转炉中的熔炼、二次精炼来熔炼。二次精炼通过RH（Ruhrstahl-Hausen）真空脱气装置进行，适当添加CaO-CaF2-MgO系的脱硫材料，进行脱硫。由于部分钢成分抑制成为延伸的夹杂物的脱硫材料的残存，所以不进行脱硫，制造转炉中的一次精炼后的S含量的状态的制品。由各钢液经由连续铸造而得到钢坯，之后，在表5～7所示那样的制造条件下进行热轧后将得到的钢板卷取。所得到的热轧钢板其板厚达到2.9mm。
关于所得到的热轧钢板的金属组织、织构、夹杂物的特性值，示于表8～10中。关于所得到的热轧钢板的机械的性质，示于表11～13中。金属组织、织构、夹杂物的测定方法和机械的性质的测定方法如上所述。作为拉伸特性，将抗拉强度TS为590MPa以上、n值为0.13以上的情况设为合格，作为成形性，将扩孔率的平均值λave为60%以上、扩孔率的标准偏差σ为15%以下的情况设为合格，作为断裂特性，将裂纹产生阻力值Jc为0.5MJ/m2以上、裂纹传播阻力值T.M.为600MJ/m3以上、断口转变临界温度vTrs为－13℃以下、夏比冲击吸收能E为16J以上的情况设为合格，作为疲劳特性，将平面弯曲疲劳寿命为40万次以上的情况设为合格。此外，表中的带下划线的数据是指本发明的范围外。另外，表中，作为化学成分中的各元素的以质量%表示的含量，将（Ti/48）/（S/32）+{（Ca/40）/（S/32）+（REM/140）/（S/32）}×15的值表示为“※1”，将（REM/140）/（Ca/40）的值表示为“※2”。
表2～13中示出上述制造结果及评价结果。实施例均成为满足本发明的范围、且拉伸特性、成形性、断裂特性和疲劳特性优异的热轧钢板。另一方面，比较例为脱离本发明的范围的热轧钢板。
比较例11是由于C含量少，所以主相的平均晶体粒径粗大化的例子。因此，钢板的断裂特性劣化。
比较例12是由于C含量少，所以主相的平均晶体粒径粗大化且第二相的面积分率降低的例子。因此，钢板的拉伸特性和断裂特性劣化。
比较例26是由于S含量过多，所以夹杂物的轧制方向长度的总和M的值上升的例子。因此，钢板的成形性、断裂特性和疲劳特性劣化。
比较例27是由于※1的值小，所以夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值上升的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例28是由于Mn含量过多，所以第二相的面积分率上升的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例30是由于一次粗轧工序中的压下率高，所以夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值上升的例子。因此，钢板的成形性、断裂特性和疲劳特性劣化。
比较例32是由于二次粗轧工序中的压下率高，所以{211}面强度变高的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例35是由于二次粗轧工序中的压下率小，所以主相的平均晶体粒径粗大化的例子。因此，钢板的断裂特性劣化。
比较例36是由于精轧工序中的开始温度低，所以{211}面强度变高的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例37是由于精轧工序中的结束温度低，所以{211}面强度变高的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例38是由于精轧工序中的结束温度高，所以主相的平均晶体粒径粗大化的例子。因此，钢板的断裂特性劣化。
比较例39是由于一次冷却工序中的冷却速度慢，所以主相的平均晶体粒径粗大化的例子。因此，钢板的断裂特性劣化。
比较例40是由于三次冷却工序中的冷却结束温度高，所以第二相的面积分率降低的例子。因此，钢板的拉伸特性和疲劳特性劣化。
比较例41是由于三次冷却工序中的冷却速度慢，所以第二相的面积分率降低的例子。因此，钢板的拉伸特性和疲劳特性劣化。
比较例51是由于C含量少，所以主相的平均粒径粗大化且第二相的面积分率降低的例子。因此，钢板的拉伸特性、断裂特性和疲劳特性降低。
比较例67是由于※1的值小，所以夹杂物的轧制方向长度的总和M的值上升的例子。因此，钢板的成形性、断裂特性和疲劳特性劣化。
比较例68是由于※1的值小，所以夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值上升的例子。因此，钢板的成形性、断裂特性和疲劳特性劣化。
比较例69是由于Mn含量过多，所以第二相的面积分率上升的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例70是由于加热工序中的加热温度低，所以抗拉强度不足的例子。
比较例71是由于一次粗轧工序中的压下率高，所以夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值上升的例子。因此，钢板的成形性、断裂特性和疲劳特性劣化。
比较例73是由于二次粗轧工序中的压下率高，所以{211}面强度变高的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例76是由于二次粗轧工序中的压下率小，所以主相的平均晶体粒径粗大化的例子。因此，钢板的断裂特性劣化。
比较例77是由于精轧工序中的开始温度低，所以{211}面强度变高的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例78是由于精轧工序中的结束温度低，所以{211}面强度变高的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例79是由于精轧工序中的结束温度高，所以主相的平均晶体粒径粗大化的例子。因此，钢板的断裂特性劣化。
比较例80是由于三次冷却工序中的冷却速度慢，所以主相的平均晶体粒径粗大化且第二相的面积分率降低的例子。因此，钢板的拉伸特性、断裂特性和疲劳特性劣化。
比较例81是由于三次冷却工序中的冷却结束温度高，所以第二相的面积分率降低的例子。因此，钢板的拉伸特性和疲劳特性劣化。
比较例84是由于不含有Ti、REM、Ca中的任一者，所以夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值上升的例子。因此，钢板的成形性、断裂特性和疲劳特性劣化。
比较例85是由于二次冷却工序中的冷却速度快，所以第二相的面积分率上升的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例86是由于※1的值小，所以夹杂物的轧制方向长度的总和M的值上升的例子。因此，钢板的成形性、断裂特性和疲劳特性劣化。
比较例91是由于二次冷却工序中的冷却温度高，所以第二相的面积分率上升的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例92是由于二次冷却工序中的冷却时间长，所以主相的面积分率降低且珠光体的面积分率变高的例子。因此，钢板的拉伸特性和疲劳特性劣化。
比较例93是由于二次冷却工序中的冷却时间短，所以第二相的面积分率变高的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例94是由于C含量过多，所以钢板的成形性和断裂特性劣化的例子。
比较例95是由于Mn含量少，所以钢板的拉伸特性劣化的例子。
比较例96及97是由于Si+Al含量过多，所以钢板的成形性劣化的例子。
比较例98及99是由于Si+Al含量少，所以钢板的拉伸特性和疲劳特性劣化的例子。
比较例100是由于P含量过多，所以钢板的成形性和断裂特性劣化的例子。
比较例101是由于N含量过多，所以钢板的拉伸特性劣化的例子。
比较例102是由于Ti含量过多，所以钢板的成形性和断裂特性劣化的例子。
比较例103是由于REM含量过多，所以钢板的成形性和断裂特性劣化的例子。
比较例104是由于Ca含量过多，所以夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值的平均值上升的例子。因此，钢板的成形性、断裂特性和疲劳特性劣化。
比较例105是由于Ti含量少，所以钢板的成形性、断裂特性和疲劳特性劣化的例子。
比较例106是由于REM含量少，所以钢板的成形性、断裂特性和疲劳特性劣化的例子。
比较例107是由于Ca含量少，所以钢板的成形性、断裂特性和疲劳特性劣化的例子。
比较例108是由于Nb含量过多，所以{211}面强度变高的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例109是由于B含量过多，所以{211}面强度变高的例子。因此，钢板的成形性和断裂特性劣化。
比较例110是由于Cu含量过多，所以钢板的成形性劣化的例子。
比较例111是由于Cr含量过多，所以钢板的成形性劣化的例子。
比较例112是由于Mo含量过多，所以钢板的成形性劣化的例子。
比较例113是由于Ni含量过多，所以钢板的成形性劣化的例子。
比较例114是由于V含量过多，所以钢板的成形性劣化的例子。
Figure BDA0000381723040000381
Figure BDA0000381723040000391
Figure BDA0000381723040000401
Figure BDA0000381723040000411
Figure BDA0000381723040000421
Figure BDA0000381723040000441
Figure BDA0000381723040000451
表11
表12
Figure BDA0000381723040000481
表l3
Figure BDA0000381723040000491
产业上的可利用性
根据本发明的上述方式，由于能够得到拉伸特性与成形性的平衡优异、进而断裂特性和疲劳特性也优异的钢板，所以产业上的可利用性高。
符号的说明
41a～41l 分别为长径为3μm以上的夹杂物
F  夹杂物间的轧制方向的间隔
G  夹杂物群
GL 夹杂物群的轧制方向的长度
H  独立夹杂物
HL 夹杂物群的轧制方向的长度

Claims (9)

1.一种热轧钢板，其特征在于，其化学成分以质量%计含有：
C：0.03%～0.1%、
Mn：0.5%～3.0%，
Si及Al中的至少1者按照满足0.5%≤Si＋Al≤4.0%的条件的方式含有，
将P限制为0.1%以下、
将S限制为0.01%以下、
将N限制为0.02%以下，
含有选自Ti：0.001%～0.3%、稀土金属：0.0001%～0.02%、Ca：0.0001%～0.01%中的至少1者，
剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，
所述化学成分中的各元素的以质量%表示的含量满足下述的式1，
12.0≤（Ti/48）/（S/32）＋{（Ca/40）/（S/32）＋（稀土金属/140）/（S/32）}×15≤150···（式1）
金属组织包含作为主相的铁素体、作为第二相的选自马氏体及残留奥氏体中的至少一者、和多种夹杂物，
所述主相即所述铁素体的平均晶体粒径为2μm以上且10μm以下，
所述主相即所述铁素体的面积分率为90%以上且99%以下，
所述第二相即所述马氏体和所述残留奥氏体的面积分率合计为1%以上且10%以下，
对于钢板的板宽方向成为法线的截面以0.0025mm2的视野观察30次时，将所述各视野内的所述夹杂物的长径/短径比的最大值平均而得到的值为1.0以上且8.0以下，
以所述夹杂物间的轧制方向的间隔为50μm以下且各自的长径为3μm以上的所述夹杂物的集合体作为夹杂物群、以所述间隔超过50μm的所述夹杂物作为独立夹杂物时，轧制方向的长度为30μm以上的所述夹杂物群和轧制方向的长度为30μm以上的所述独立夹杂物在轧制方向上的长度的总和相对于每1mm2的所述截面为0mm以上且0.25mm以下；
织构以与轧制面平行的{211}面的X射线随机强度比计为1.0以上且2.4以下；
抗拉强度为590MPa以上且980MPa以下。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学成分以质量%计进一步含有：
Nb：0.001%～0.1%、
B：0.0001%～0.0040%、
Cu：0.001%～1.0%、
Cr：0.001%～1.0%、
Mo：0.001%～1.0%、
Ni：0.001%～1.0%、
V：0.001%～0.2%中的至少1者。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，在所述化学成分以质量%计含有：稀土金属：0.0001%～0.02%、Ca：0.0001%～0.01%中的至少1者时，所述Ti的含量设为Ti：0.001%～低于0.08%。
4.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学成分中的各元素的以质量%表示的含量满足下述的式2，
将所述各视野内的所述夹杂物的所述长径/短径比的所述最大值平均而得到的所述值为1.0以上且3.0以下，
0.3≤（稀土金属/140）/（Ca/40）···（式2）。
5.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，在所述金属组织中，贝氏体及珠光体的面积分率合计为0%以上且低于5.0%。
6.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，相对于长径为3μm以上的所述夹杂物的合计个数，长径为3μm以上的MnS析出物及CaS析出物的个数合计为0%以上且低于70%。
7.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，所述第二相的平均晶体粒径为0.5μm以上且8.0μm以下。
8.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，具备以下工序：
将包含权利要求1或2中记载的所述化学成分的钢坯加热至1200℃以上且1400℃以下的加热工序，
在所述加热工序后对所述钢坯在超过1150℃且为1400℃以下的温度区域内进行累积压下率达到10%以上且70%以下的粗轧的一次粗轧工序；
在所述一次粗轧工序后在超过1070℃且为1150℃以下的温度区域内进行累积压下率达到10%以上且25%以下的粗轧的二次粗轧工序；
在所述二次粗轧工序后进行开始温度达到1000℃以上且1070℃以下、结束温度达到Ar3+60℃以上Ar3+200℃以下的精轧而得到热轧钢板的精轧工序；
在所述精轧工序后对所述热轧钢板从所述结束温度开始进行冷却速度为20℃/秒以上且150℃/秒以下的冷却的一次冷却工序；
在所述一次冷却工序后在650℃以上且750℃以下的温度区域内进行冷却速度为1℃/秒以上且15℃/秒以下、及冷却时间为1秒以上且10秒以下的冷却的二次冷却工序；
在所述二次冷却工序后进行冷却速度为20℃/秒以上且150℃/秒以下的冷却直至0℃以上且200℃以下的温度区域的三次冷却工序；
在所述三次冷却工序后将所述热轧钢板卷取的卷取工序。
9.根据权利要求8所述的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述一次粗轧工序中进行所述累积压下率达到10%以上且65%以下的所述粗轧。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105821301A (zh) * 2016-04-21 2016-08-03 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 一种800MPa级热轧高强度扩孔钢及其生产方法
CN106460109A (zh) * 2014-05-28 2017-02-22 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN109642278A (zh) * 2016-08-18 2019-04-16 新日铁住金株式会社 热轧钢板
CN109910416A (zh) * 2019-01-31 2019-06-21 武汉科技大学 一种钢板防腐蚀防辐射方法
CN110669986A (zh) * 2019-10-17 2020-01-10 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 一种310s不锈钢制备方法及310s不锈钢
CN114929915A (zh) * 2020-01-27 2022-08-19 日本制铁株式会社 热轧钢板

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013115205A1 (ja) 2012-01-31 2013-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 発電機リム用熱延鋼板およびその製造方法
BR112015000178B1 (pt) * 2012-08-03 2020-03-17 Tata Steel Ijmuiden Bv Processo para produzir tira de aço laminado a quente e tira de aço laminado a quente
PL2933346T3 (pl) * 2012-12-11 2019-02-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco i sposób jej wytwarzania
JP5821861B2 (ja) * 2013-01-23 2015-11-24 新日鐵住金株式会社 外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5821864B2 (ja) * 2013-01-31 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
US9523402B2 (en) 2013-02-08 2016-12-20 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Stainless steel brake disc and method for production thereof
JP2014185359A (ja) * 2013-03-22 2014-10-02 Jfe Steel Corp 高強度鋼板
TWI509087B (zh) * 2014-07-21 2015-11-21 China Steel Corp High strength hot rolled steel
ES2802203T3 (es) * 2014-09-17 2021-01-15 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente
WO2016143812A1 (ja) * 2015-03-09 2016-09-15 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼材および鋼部品
CN109211695A (zh) * 2017-07-07 2019-01-15 中国石油化工股份有限公司 一种金属管材断裂韧度的检测方法及系统
RU2687360C1 (ru) * 2018-07-19 2019-05-13 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Стальной прокат повышенной коррозионной стойкости и изделие, выполненное из него
WO2020195605A1 (ja) * 2019-03-26 2020-10-01 日本製鉄株式会社 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板
JP7188377B2 (ja) * 2019-12-23 2022-12-13 信越半導体株式会社 標準サンプルおよびその作製方法、ならびにｅｂｓｄ測定装置の管理方法
JP7440804B2 (ja) 2020-10-28 2024-02-29 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板
CN114752744A (zh) * 2022-04-15 2022-07-15 武汉科技大学 减小大方坯硅锰脱氧钢棒线材夹杂物特征尺寸的方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008138231A (ja) * 2006-11-30 2008-06-19 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた熱延複合組織鋼板およびその製造方法
JP2009024227A (ja) * 2007-07-20 2009-02-05 Nippon Steel Corp 成形性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法
CN101696483A (zh) * 2005-01-18 2010-04-21 新日本制铁株式会社 加工性优异的烧结硬化型热轧钢板及其制造方法
JP2010090476A (ja) * 2008-09-11 2010-04-22 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06145792A (ja) 1992-11-12 1994-05-27 Kobe Steel Ltd 疲労特性と加工性の良好な５９０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する高強度熱延鋼板の製造方法
JP3284035B2 (ja) 1995-10-31 2002-05-20 川崎製鉄株式会社 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4051999B2 (ja) * 2001-06-19 2008-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
AU2003296089A1 (en) * 2002-12-26 2004-07-22 Nippon Steel Corporation High strength thin steel sheet excellent in hole expansibility, ductility and chemical treatment characteristics, and method for production thereof
JP5194811B2 (ja) 2007-03-30 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板
KR101420554B1 (ko) 2010-03-10 2014-07-16 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101696483A (zh) * 2005-01-18 2010-04-21 新日本制铁株式会社 加工性优异的烧结硬化型热轧钢板及其制造方法
JP2008138231A (ja) * 2006-11-30 2008-06-19 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた熱延複合組織鋼板およびその製造方法
JP2009024227A (ja) * 2007-07-20 2009-02-05 Nippon Steel Corp 成形性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法
JP2010090476A (ja) * 2008-09-11 2010-04-22 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106460109A (zh) * 2014-05-28 2017-02-22 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN106460109B (zh) * 2014-05-28 2019-01-29 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
US10513749B2 (en) 2014-05-28 2019-12-24 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and production method of therefor
CN105821301A (zh) * 2016-04-21 2016-08-03 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 一种800MPa级热轧高强度扩孔钢及其生产方法
CN109642278A (zh) * 2016-08-18 2019-04-16 新日铁住金株式会社 热轧钢板
CN109642278B (zh) * 2016-08-18 2020-12-25 日本制铁株式会社 热轧钢板
CN109910416A (zh) * 2019-01-31 2019-06-21 武汉科技大学 一种钢板防腐蚀防辐射方法
CN110669986A (zh) * 2019-10-17 2020-01-10 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 一种310s不锈钢制备方法及310s不锈钢
CN114929915A (zh) * 2020-01-27 2022-08-19 日本制铁株式会社 热轧钢板
CN114929915B (zh) * 2020-01-27 2023-10-27 日本制铁株式会社 热轧钢板

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Publication number Publication date
JPWO2012128228A1 (ja) 2014-07-24
US9732405B2 (en) 2017-08-15
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TWI460290B (zh) 2014-11-11
CN103429779B (zh) 2015-06-03
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MX2013010664A (es) 2013-10-28
JP5440738B2 (ja) 2014-03-12
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WO2012128228A1 (ja) 2012-09-27
KR20130123438A (ko) 2013-11-12
BR112013023571B1 (pt) 2019-05-21

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