CN110475890A

CN110475890A - 热轧钢板和钢制锻造部件及其制造方法

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Publication number: CN110475890A
Application number: CN201780089327.2A
Authority: CN
Inventors: 横井龙雄; 吉川伸麻; 米村繁; 大塚和也
Original assignee: Japanese Style Stock Co
Current assignee: Japanese Style Stock Co
Priority date: 2017-03-31
Filing date: 2017-03-31
Publication date: 2019-11-19
Also published as: MX2019011711A; JPWO2018179391A1; KR20190126100A; WO2018179391A1; JP6332571B1; EP3604587A4; US20200024679A1; BR112019017622A2; EP3604587A1

Abstract

一种热轧钢板，钢板的化学组成以质量％计为C：0.020‑0.070％、Si：0.05‑1.70％、Mn：0.60‑2.50％、Al：0.005‑0.020％、N：大于0.0030％且为0.0060％以下、P≤0.050％、S≤0.005％、Ti：0.015‑0.170％、Nb：0‑0.100％、V：0‑0.300％、Cu：0‑2.00％、Ni：0‑2.00％、Cr：0‑2.00％、Mo：0‑1.00％、B：0‑0.0100％、Ca：0‑0.0100％、Mg：0‑0.0100％、REM：0‑0.1000％、Zr：0‑1.000％、Co：0‑1.000％、Zn：0‑1.000％、W：0‑1.000％、Sn：0‑0.050％，余量：Fe和杂质，Ca+Mg+REM≥0.0005，钢板的金相组织以面积％计为铁素体：5‑70％、贝氏体：30‑95％、残留γ≤2％、马氏体≤2％、珠光体≤1％、铁素体+贝氏体≥95％，铁素体晶粒内的微细Ti析出物的个数密度为1.0×10¹⁶‑50.0×10¹⁶个/cm³，钢板中的TiN析出物的平均等效圆直径为1.0‑10.0μm，相邻的TiN析出物间的最短距离的平均值为10.0μm以上，纳米硬度的标准偏差为1.00GPa以下。

Description

热轧钢板和钢制锻造部件及其制造方法

技术领域

本发明涉及热轧钢板和钢制锻造部件及其制造方法。

背景技术

从提高安全性和轻量化的角度出发，用于汽车的车体结构的钢板被要求高强度化和高压制加工性。对于这种要求，提出了一种比以往良好的孔扩展性(高扩孔性)优异的高强度钢板。例如，作为孔扩展性(λ值)优异的钢板，报道了通过Ti、Nb等的微细析出物进行了析出强化的铁素体主相的钢板及其制造方法。

专利文献1公开了一种高强度且具有优异的延伸凸缘性的热轧钢板。另外，专利文献2公开了一种材质均匀性优异的高成形性高张力热轧钢板。进而，专利文献3公开了一种伸长率以及延伸凸缘性优异的高张力热轧钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002-105595号公报

专利文献2：日本特开2002-322540号公报

专利文献3：日本特开2002-322541号公报

发明内容

发明要解决的问题

另一方面，随着汽车的车体结构复杂化、部件形状复杂化，汽车用钢板的加工不仅仅是以往的压制加工的要素，还如板锻造等那样在以往的压制加工要素的基础上复合性地组合了新的加工要素。以往的压制加工要素例如有深拉加工、孔扩展、鼓凸成形加工、弯曲加工、减薄加工之类的要素。

但是，对于以近年的板锻造为代表的压制加工而言，由于会在前述以往的压制加工要素的基础上进一步分散压制载荷、局部地施加压缩载荷，因此还附加有锻造的加工要素，例如镦锻加工、增厚(加厚)加工之类的加工要素。即，板锻造是具有复合性加工要素的压制加工，所述复合性加工要素在以往的钢板压制加工时的加工要素之外还包含锻造加工特有的加工要素。

通过进行这种板锻造，基于以往的压制加工边使钢板的板厚度保持原有板厚度或减厚(减少壁厚)边将钢板变形进行部件成形，并且，在局部地受到压缩力作用而被锻造加工的部分，钢板的板厚度增厚(加厚)，由此能够高效率地变形为功能上所需的部位的钢板的板厚度，能够确保部件的强度。

但是，专利文献1～3中对于以板锻造为代表的包含复合性加工要素的加工完全没有提及。另外，专利文献1记载的用于制造热轧钢板的卷取条件非常严苛而不现实。进而，专利文献2和3记载的热轧钢板含有0.07％以上的属于昂贵的合金元素Mo，因此存在生产成本高的问题。

已知高扩孔钢在以往的压制加工中显示出良好的成形性。但是，调查表明，属于在以往的压制加工中还包含锻造加工要素的成形方法的板锻造中，即使是少的加工度，有时钢板也会发生龟裂而断裂。

即，在以往的压制加工中于发生板厚颈缩(钢板的板厚度减少)的部分出现压制裂纹，但调查表明像板锻造这种未伴有板厚颈缩的加工中，也存在材料发生龟裂而断裂的情况，从而无法得到成品。

并不知晓这种板锻造的龟裂发生的极限是由钢板的何种性质所支配、如何才能提高。因此，要求有效地应用属于以往的高扩孔钢的功能的深拉加工性、孔扩展性、鼓凸成形加工性这些功能、且即使进行板锻造加工也不会断裂的高扩孔钢。

本发明是为了解决上述问题而成的，其目的在于，提供能够维持作为高扩孔钢的基本功能、且提高局部地受到压缩力作用而被锻造加工的部分的裂纹极限的、板锻造性优异的热轧钢板。

用于解决问题的方案

本发明旨在解决上述技术问题，以下述的热轧钢板和钢制锻造部件及其制造方法为主旨。

(1)一种热轧钢板，其中，

钢板的化学组成以质量％计为

C：0.020～0.070％、

Si：0.05～1.70％、

Mn：0.60～2.50％、

Al：0.005～0.020％、

N：大于0.0030％且为0.0060％以下、

P：0.050％以下、

S：0.005％以下、

Ti：0.015～0.170％、

O：0.0010～0.0100％、

Nb：0～0.100％、

V：0～0.300％、

Cu：0～2.00％、

Ni：0～2.00％、

Cr：0～2.00％、

Mo：0～1.00％、

B：0～0.0100％、

Ca：0～0.0100％、

Mg：0～0.0100％、

REM：0～0.1000％、

Zr：0～1.000％、

Co：0～1.000％、

Zn：0～1.000％、

W：0～1.000％、

Sn：0～0.050％、以及

余量：Fe和杂质，

满足下述(i)式；

在前述钢板的与轧制方向垂直的截面中，将前述钢板的宽度和厚度分别设为W和t时，距离前述钢板的端面为1/4W或3/4W且距离前述钢板的表面为1/4t或3/4t的位置处的金相组织以面积％计为

铁素体：5～70％、

贝氏体：30～95％、

残留奥氏体：2％以下、

马氏体：2％以下、以及

珠光体：1％以下，并且，

铁素体和贝氏体的总和：95％以上，

前述铁素体在晶粒内具有含Ti的析出物，

前述含Ti的析出物的个数密度为1.0×10¹⁶～50.0×10¹⁶个/cm³，

前述钢板中含有TiN析出物，

前述TiN析出物的平均等效圆直径为1.0～10.0μm，

相邻的前述TiN析出物间的最短距离的平均值为10.0μm以上，

所述热轧钢板的纳米硬度的标准偏差为1.00GPa以下；

Ca+Mg+REM≥0.0005···(i)

其中，上述式中的元素符号表示各元素在热轧钢板中的含量(质量％)，在未含有的情况下代入0。

(2)根据上述(1)所述的热轧钢板，其中，前述含Ti的析出物的平均等效圆直径为1.00～3.00nm。

(3)根据上述(1)或(2)所述的热轧钢板，其中，

拉伸强度为780MPa以上，

均匀伸长率与拉伸强度的乘积为7000MPa·％以上，

扩孔率与拉伸强度的乘积为50000MPa·％以上。

(4)一种热轧钢板的制造方法，其是制造上述(1)至(3)的任意一项所述的热轧钢板的方法，

进行熔炼工序后，铸造具有上述(1)所述的化学组成的板坯，对于该板坯，依次实施加热工序、连续热轧工序、第一冷却工序、第二冷却工序以及卷取工序，

在前述熔炼工序中，使钢水的Si含量为0.05～0.20％、使溶解氧浓度为0.0020～0.0080％后，进行脱氧处理，

在前述脱氧处理中，在添加Ti之后添加Al，接着添加选自Ca、Mg和REM中的1种以上，

在前述加热工序中，将前述板坯加热至下述(i)式所示的SRTmin℃以上且1260℃以下的温度，

前述连续热轧工序包括粗轧和3级以上的多级精轧，

前述粗轧的结束温度为1100℃以上，

前述多级精轧中的最后3级的轧制中的累积应变为0.01～0.10，

前述多级精轧的轧制结束温度为由下述(ii)式求出的Ar₃+30℃以上的温度，

在前述第一冷却工序中，在前述多级精轧结束后，于1.00～5.00s后开始冷却，从前述轧制结束温度起至650～750℃的温度范围为止，以10℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，其后，在大气中保持1～10s，

在前述第二冷却工序中，在前述大气中保持之后，从600～740℃的温度范围起，以10℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，

在前述卷取工序中，以450～650℃的卷取温度进行卷取；

SRTmin＝7000/{2.75-log(Ti×C)}-273···(i)

Ar₃＝970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni)···(ii)

(5)一种钢制锻造部件，其由上述(1)至(3)中任一项所述的热轧钢板得到。

(6)一种钢制锻造部件的制造方法，其中，对上述(1)至(3)中任一项所述的热轧钢板至少实施锻造加工。

发明的效果

根据本发明，能够得到维持了作为高扩孔钢的基本功能的良好的孔扩展性、并且板锻造性优异的热轧钢板。

附图说明

图1是说明纯剪切试验的示意图。图1的(a)是示出纯剪切试验的试验片的图。图1的(b)是示出纯剪切试验后的试验片的图。

具体实施方式

本发明人等为解决前述技术问题进行了深入研究，得到了以下认识。

(a)等效塑性应变

板锻造包括在超出以往拉伸试验中的断裂应变的应变区域(高应变区域)中的变形。另外，由于板锻造是复合性加工，因此仅单纯凭借拉伸试验和剪切试验数据无法进行评价。因此，本发明人等导入了“等效塑性应变”作为指标，并确立了新的评价方法。

发现通过使用该等效塑性应变作为指标，能够对进行拉伸试验时的断裂时的拉伸应力和拉伸应变、以及进行剪切试验时的断裂时的剪切应力和剪切应变进行复合性评价。

等效塑性应变是将纯剪切试验中的剪切应力σs与剪切塑性应变εsp的关系转换为变形方式不同的单向拉伸试验中的拉伸应力σ与拉伸应变ε的关系而得到的。并且，通过假定各向同性硬化定律和塑性功共轭的关系，使用作为常数的转换系数(κ)，从而能够如下式这样进行转换。通过后述的方法算出转换系数(κ)，在此基础上导出等效塑性应变。

单向拉伸试验中的拉伸应力σ＝纯剪切试验中的剪切应力σs×κ

单向拉伸试验中的拉伸应变ε＝纯剪切试验中的剪切塑性应变εsp/κ

(b)多级剪切试验

为了求出等效塑性应变，需要获得基于拉伸试验的拉伸应力与拉伸应变的关系、以及基于剪切试验的剪切应力与剪切应变的关系。但是，板锻造包含高应变区域内的变形。因此，利用通常使用的剪切试验装置1次地进行试验时，在试验片上，会从保持试验片的部分开始产生龟裂。其结果，很多情况下不能对到达高应变区域的变形进行试验。因此，需要能够对板锻造这种不产生钢板板厚的减厚(壁厚减少和颈缩)的加工进行再现的方法。

因此，将剪切试验分为多级进行，在各级的剪切试验后，都对在保持试验片的部分产生的试验片的龟裂的起点进行机械加工，以使试验片的龟裂不再进展，将这些剪切试验结果串联起来对试验结果进行评价。通过使用该试验方法，能够得到直至高应变区域的剪切试验结果，可以求出直至高应变区域的剪切应力与剪切应变的关系。

另一方面，对于拉伸应力和拉伸应变可适用以往的拉伸试验方法。例如，可以使用基于JIS Z2241(2011)的JIS5号试验片。

(c)龟裂发生的机理

通过采用上述多级剪切试验、使用了等效塑性应变的评价方法、以及板锻造前后的钢板的微观调查，对于龟裂的产生机理得到了以下认识。

为了得到优异的孔扩展性，作为高扩孔钢的显微组织，使用以基于Ti、Nb等微细析出物的析出强化的铁素体(析出强化铁素体)为主相的组织。另一方面，一旦添加Ti，则如果不使用特别的制法，将析出粗大的TiN(以下也将析出的TiN简称为“TiN”)。这是由于TiN是热力学上非常稳定的化合物，在钢板制造工艺中的铸造时、热轧的加热时或粗轧初期等高温状态下，其相对于其它化合物会优先结晶或析出。

TiN硬至能够作为切削工具、机械部件、塑料成形模具、体育用品、装饰品等的涂层用途使用的程度，已知其硬度为Hv2000～2300左右，是非常硬质的析出物。因此，承受板锻造这种高应变域中的变形时，由于与母相组织之间的变形能力的差异而导致在界面上容易产生空隙。

由于硬质析出物(TiN)与适度软质的母相组织(铁素体或贝氏体)之间的变形能力的差异，在两相的界面处会产生空隙(微小的空洞)。其后，在板锻造的应变增加的同时，空隙生长，与相邻空隙结合变成龟裂，直至断裂。于是，发现如果能防止空隙产生、以及即使空隙生长也能抑制其与相邻空隙结合，则能够抑制龟裂发生。其中，此时不损害作为高扩孔钢的原本的功能也是重要的。

由这些认识发现了以下事项。

(i)限定TiN的平均直径。

即，由于空隙在硬质析出物的TiN的晶界产生，因此，通过限定TiN的平均直径，能够减少空隙的产生。

(ii)限制TiN彼此的距离。

即，由于空隙在TiN的晶界产生，因此，通过使TiN彼此远离地配置，能够使空隙即使生长也难以结合。

(iii)减少纳米硬度不均。

即，通过尽量减少硬质组织与软质组织的硬度差，能够减少空隙的产生。

(iv)断裂时的等效塑性应变为0.90(90％)以上。

已确认通过满足前述(i)～(iii)的条件，断裂时的等效塑性应变达到0.90(90％)以上，即使在板锻造这种复合性加工中，也能够保证一定的加工性。

(d)有效累积应变

为了得到上述(i)～(iv)的组织，在通过热轧中的3级以上的多级(例如6级或7级)连续轧制进行的多级精轧中，需要以最后3级的轧制中的累积应变(以下有时表述为“有效累积应变”)达到0.01～0.10的方式进行最终精轧。

有效累积应变是考虑了以下因素的指标：轧制时的温度、轧制带来的钢板的压下率导致的晶粒的恢复、再结晶以及晶粒生长。因此，计算有效累积应变时，使用了表达轧制后随时间推移发生的静态恢复现象的本构定律。考虑晶粒在轧制后随时间推移发生的静态恢复的现象是因为，以应变的形式蓄积于轧制后的晶粒中的能量的释放是由热晶粒位错的消失导致的静态恢复引起的。并且，该热位错的消失是受轧制温度和轧制后经过的时间影响的。因此，同时考虑到该静态恢复，导入以参数的方式记述轧制时的温度、轧制带来的钢板的压下率(对数应变)、轧制后的时间推移的指标，将其定义为“有效累积应变”。

这样，通过限制有效累积应变，可得到目标显微组织，并且减少纳米硬度不均，因此，通过抑制硬质组织和软质组织的界面处产生空隙，即使进行板锻造也不发生龟裂，因而能够得到板锻造性优异的钢板。

(e)逐级脱氧

为了得到目标组成和大小的TiN，需要在脱氧工序中，使含Ca、Mg或REM且含Ti和Al中的任一种以上的复合氧化物(在以下的说明中简称为“复合氧化物”)在钢中微细地分散。发现这是通过在脱氧工序中逐级添加强脱氧元素才首次实现的。

逐级脱氧是指向存在有弱脱氧元素氧化物的钢水添加强脱氧元素的方法。弱脱氧元素氧化物通过强脱氧元素而被还原，由此，氧以缓慢的供给速度且过饱和度小的状态被放出。其结果，由添加的强脱氧元素生成的氧化物变得微细。该脱氧方法首先添加作为弱脱氧元素的Si，并依次添加Ti、Al，接着添加作为强脱氧元素的Ca、Mg或REM，通过这样分阶段地添加脱氧元素，可将上述效果发挥至最大限度。

本发明是基于上述认识完成的。以下，对本发明的各个特征进行详细说明。

(A)化学组成

各元素的限定理由如下所述。需要说明的是，以下的说明中涉及含量的“％”是指“质量％”。

C：0.020～0.070％

C会与Nb、Ti等结合在钢板中形成析出物，通过析出强化而有助于强度提高。C含量小于0.020％时，无法充分获得上述作用带来的效果。另一方面，C含量超过0.070％时，成为孔扩展加工时的裂纹起点的铁系碳化物增加，孔扩展值劣化。因此，C含量设为0.020～0.070％。C含量优选为0.025％以上，更优选为0.030％以上。另外，C含量优选为0.060％以下，更优选为0.050％以下。

Si：0.05～1.70％

Si具有脱氧效果，并且具有抑制材料组织中渗碳体等铁系碳化物的析出、有助于提高延性和孔扩展性的效果。但是，其含量过多时，在高温域容易发生铁素体相变，随之在高温域容易析出含Ti的碳化物。高温域中的碳化物的析出容易产生析出量的不均，结果会带来强度、孔扩展性等的材质变动。因此，Si含量设为0.05～1.70％。

从抑制鳞片状、纺锤状氧化皮这种氧化皮类缺陷发生的角度出发，Si含量优选为0.06％以上，更优选为0.08％以上。另外，Si含量优选为1.50％以下，从进一步提高化学转化处理性、涂装后耐腐蚀性的角度出发，更优选为1.00％以下。

Mn：0.60～2.50％

Mn是有助于强化铁素体和提高淬火性的元素。另一方面，大量含有时，淬火性将升高至所需以上，无法充分确保铁素体，另外，铸造时将产生板坯裂纹。因此，Mn含量设为0.60～2.50％。Mn含量优选为1.00％以上，更优选为1.50％以上。另外，Mn含量优选为2.00％以下，更优选为1.80％以下。

Al：0.005～0.020％

Al与Si同样地具有脱氧效果和生成铁素体的效果。另一方面，其含量过多时将引起脆化，并且在铸造时容易堵塞中间包喷嘴。因此，Al含量设为0.005～0.020％。Al含量优选为0.007％以上，更优选为0.010％以上。另外，Al含量优选为0.018％以下，更优选为0.015％以下。

N：大于0.0030％且为0.0060％以下

N如果含有得多，则不仅会残留固溶氮、导致延性下降，而且会析出TiN导致孔扩展性下降，因此其含量越少越优选。但是，过度降低N含量会导致精炼时的成本增加。在通过逐级脱氧得到的微细氧化物成为析出微细TiN的核的情况下，N含量可允许达到0.0060％。即使利用实施逐级脱氧而得到的微细氧化物，使其展现出TiN微细化效果，一旦N含量超过0.0060％，TiN也将粗大化。在板锻造这种复合性加工的情况下，粗大化的TiN会成为空隙的起点，促进断裂。

因此，N含量大于0.0030％且为0.0060％以下。N含量优选为0.0031％以上，更优选为0.0035％以上。另外，为了可靠地避免TiN的粗大化，N含量优选为0.0055％以下，更优选为0.0050％以下。

P：0.050％以下

P是铁水中所含的杂质，会由于晶界偏析而导致局部延性劣化，并且使焊接性劣化，因此希望尽量少。因此，P含量限制在0.050％以下。P含量优选为0.030％以下或0.020％以下。不需要特别限定下限，下限为0％。但是，过度降低含量将导致精炼时的成本增加，因此下限也可以设为0.001％。

S：0.005％以下

S也是铁水中所含的杂质，会形成MnS导致局部延性和焊接性劣化，因此希望尽量少。因此，S含量限制在0.005％以下。为了提高延性或焊接性，S含量也可以设为0.003％以下或0.002％以下。不需要特别限定下限，下限为0％。但是，过度降低含量将导致精炼时的成本增加，因此下限也可以设为0.0005％。

Ti：0.015～0.170％

Ti具有通过碳氮化物或固溶Ti延迟热轧时的晶粒生长从而使热轧板的粒径微细化，提高低温韧性的效果。另外，通过以TiC的形式在铁素体中微细分散，从而利用析出强化而有助于钢板的高强度化。但是，其含量过多时，不仅效果饱和，而且容易析出属于硬质析出物的TiN。因此，Ti含量为0.015～0.170％。Ti含量优选为0.030％以上、0.045％以上或0.060％以上，更优选为0.070％以上、0.080％以上、0.090％以上或0.100％以上。另外，Ti含量优选为0.160％以下、0.150％以下、0.140％以下、0.130％以下或0.120％以下。

O：0.0010～0.0100％

O是钢水脱氧时为了使微细氧化物大量分散而需要的元素，为得到该效果，可以在作为最终产品的钢中含有0.0010％以上。另一方面，O含量超过0.0100％时，不仅该效果饱和，而且作为杂质的氧化物的尺寸变大，且其密度也会增加。并且，在板锻造这种复合性加工中，氧化物会成为空隙的起点，促进断裂。

因此，O含量为0.0010～0.0100％。O含量优选为0.0030％以上，更优选为0.0050％以上。另外，O含量优选为0.0090％以下，更优选为0.0080％以下。

Nb：0～0.100％

Nb具有通过碳氮化物或固溶Nb延迟热轧时的晶粒生长从而使热轧板的粒径微细化，提高低温韧性的效果。另外，通过以NbC的形式存在，从而利用析出强化而有助于钢板的高强度化。因此，可根据需要含有。但是，其含量过多时，效果饱和而经济性下降。因此，Nb含量设为0.100％以下。根据需要，Nb含量可以是0.080％以下、0.060％以下或0.050％以下。虽然其下限为0％，但为了充分得到上述效果，下限也可以设为0.001％或0.010％。

V：0～0.300％

V是具有通过析出强化或固溶强化提高钢板强度的效果的元素。因此，可根据需要含有。但是，其含量过多时，效果饱和而经济性下降。因此，V含量设为0.300％以下。根据需要，V含量可以设为0.200％以下，0.100％以下或0.060％以下。虽然其下限为0％，但为了充分得到上述效果，下限也可以设为0.001％或0.010％。

Cu：0～2.00％

Cu是具有通过析出强化或固溶强化提高钢板强度的效果的元素。因此，可根据需要含有。但是，其含量过多时，效果饱和而经济性下降。因此，Cu含量设为2.00％以下。另外，Cu含量大时，有时会在钢板的表面产生源于氧化皮的损伤。因此，Cu含量也可以设为1.20％以下、0.80％以下、0.50％以下或0.25％以下。虽然其下限为0％，但为了充分得到上述效果，Cu含量的下限也可以设为0.01％。

Ni：0～2.00％

Ni是具有通过固溶强化提高钢板强度的效果的元素。因此，可根据需要含有。但是，其含量过多时，效果饱和而经济性下降。因此，Ni含量设为2.00％以下。另外，Ni含量大时，可能导致延性劣化。因此，Ni含量也可以设为0.60％以下、0.35％以下或0.20％以下。虽然其下限为0％，但为了充分得到上述效果，Ni含量的下限也可以设为0.01％。

Cr：0～2.00％

Cr是具有通过固溶强化提高钢板强度的效果的元素。因此，可根据需要含有。但是，其含量过多时，效果饱和而经济性下降。因此，Cr含量设为2.00％以下。为了进一步提高经济性，其上限也可以设为1.00％，0.60％或0.30％。虽然其下限为0％，但为了充分得到上述效果，Cr含量的下限也可以设为0.01％。

Mo：0～1.00％

Mo是具有通过析出强化或固溶强化提高钢板强度的效果的元素。因此，可根据需要含有。但是，其含量过多时，效果饱和而经济性下降。因此，Mo含量为1.00％以下。为了进一步提高经济性，其上限也可以设为0.60％、0.30％或0.10％。虽然其下限为0％，但为了充分得到上述效果，Mo含量的下限也可以设为0.005％或0.01％。

B：0～0.0100％

B可通过偏析于晶界、提高晶界强度而提高低温韧性。因此，可根据需要含有。但是，其含量过多时，效果饱和而经济性下降。因此，B含量设为0.0100％以下。另外，B是强力的淬火元素，其含量大时，有时在冷却中铁素体相变未充分进行，无法获得足够的残留奥氏体。因此，B含量也可以设为0.0050％以下、0.0020％以下或0.0015％。虽然其下限为0％，但为了充分得到上述效果，B含量的下限也可以设为0.0001％或0.0002％。

Ca：0～0.0100％

Mg：0～0.0100％

REM：0～0.1000％

Ca+Mg+REM≥0.0005···(i)

Ca、Mg以及REM是强脱氧元素。如上所述，通过在Ti以及Al之后接着向钢水中添加这些元素，进行逐级脱氧，氧化物会变得微细。其结果，以这些为核而析出的TiN也变得微细，能够得到板锻造优异的高强度热轧钢板。

因此，使选自Ca、Mg和REM中的1种以上以其总含量满足上述(i)式的方式含有。但是，Ca或Mg的含量超过0.0100％或REM含量超过0.1000％时，不仅该效果饱和，而且含Al或Ca的氧化物的尺寸变大，且其密度也会增加。其结果，在板锻造这种复合性加工中，含Al或Ca的氧化物会成为空隙的起点，促进断裂。

因此，Ca和Mg的含量设为0.0100％以下，REM含量设为0.1000％以下。上述总含量优选为0.0010％以上、0.0015％以上或0.0020％以上。另外，Ca和Mg的含量优选分别为0.0090％以下、0.0080％以下或0.0070％以下。进而，REM含量优选为0.0900％以下、0.0800％以下或0.0700％以下。

在此，在本发明中，REM是指Sc、Y以及镧系的总计17种元素，前述REM的含量是指这些元素的总含量。需要说明的是，镧系在工业上以混合稀土合金的形式添加。

Zr：0～1.000％

Co：0～1.000％

Zn：0～1.000％

W：0～1.000％

已确认Zr、Co、Zn和W分别为1.000％以下的范围时，即使含有也无损于本发明的效果。它们的上限也可以设为0.300％或0.10％。Zr、Co、Zn和W的总含量优选为1.000％以下或0.100％。这些元素的含有不是必须的，下限为0％，但根据需要，下限也可以设为0.0001％。

Sn：0～0.050％

已确认Sn量少时即使含有也无损于本发明的效果。但是，一旦超过0.05％，则热轧时可能产生瑕疵。因此，Sn含量设为0.050％以下。Sn的含有不是必须的，下限为0％，但根据需要，下限也可以设为0.001％。

本发明的钢板的化学组成中，余量为Fe和杂质。

在此，“杂质”是指：工业上制造钢板时，由矿石、废料等原料、制造工序的各种因素混入的成分，是在对本发明没有不良影响的范围内允许的成分。

(B)金相组织

对本发明的钢板的金相组织进行说明。需要说明的是，本发明中，金相组织为如下的组织：在钢板的与轧制方向垂直的截面中，将钢板的宽度和厚度分别设为W和t时，在距离该钢板的端面为1/4W或3/4W且距离该钢板的表面为1/4t或3/4t的位置处的组织。需要说明的是，在以下的说明中，“％”表示“面积％”。

析出强化铁素体：5～70％

其是先共析铁素体析出强化而得到的铁素体(以下也称为“析出强化铁素体”)，所述先共析铁素体是如下获得的：以含Ti的微细析出物(微细析出的Ti的碳化物等，以下也称为“微细Ti析出物”)在轧制后的冷却过程中发生γ→α相变时的Ti的碳化物的过饱和度作为驱动力，Ti的碳化物在铁素体中发生相界面析出或生成均质核，从而Ti的碳化物微细分散而得到的。析出强化铁素体是为了兼顾优异的均匀伸长率和强度而需要的组织。

但是，析出强化铁素体的面积率小于5％时，难以兼顾均匀伸长率和强度，另一方面，超过70％时，虽然均匀伸长率优异，但局部延性劣化。因此，析出强化铁素体的面积率设为5～70％。从确保均匀伸长率和强度的平衡的角度出发，析出强化铁素体的面积率优选为7％以上，更优选为10％以上。另外，析出强化铁素体的面积率优选为65％以下，更优选为60％以下。

此处，在本发明中，析出强化铁素体是指晶粒内所含的微细Ti析出物的个数密度为1.0×10¹⁶～50.0×10¹⁶个/cm³的铁素体。铁素体晶粒内所含的微细Ti析出物的个数密度小于1.0×10¹⁶个/cm³时，无法充分获得析出强化带来的效果。另一方面，微细Ti析出物的个数密度超过50.0×10¹⁶个/cm³时，不仅强度饱和，而且延性下降。

即，析出强化铁素体的面积率为5～70％是指：铁素体的面积率为5～70％，且铁素体晶粒内所含的微细Ti析出物的个数密度为1.0×10¹⁶～50.0×10¹⁶个/cm³。

进而，析出强化铁素体的晶粒内所含的微细Ti析出物的平均等效圆直径优选为1.00～3.00nm。这是因为，微细Ti析出物的平均等效圆直径小于1.00nm时，难以得到析出强化的效果，另一方面，变成粗晶粒而平均等效圆直径超过3.00nm时，无法确保足够量的微细Ti析出物。

贝氏体：30～95％

贝氏体是为了得到强度和局部延性的平衡而需要的组织，具有抑制龟裂传播的效果。但是，贝氏体过多时，铁素体减少，虽然局部延性优异，但均匀伸长率会显著劣化。因此，贝氏体的面积率设为30～95％。贝氏体的面积率优选为80％以下，在进一步重视均匀伸长率的情况下更优选设为70％以下。

残留奥氏体：2％以下

高扩孔钢的特征在于，通过析出强化铁素体和贝氏体存在来确保加工性，并且还确保高强度，兼顾强度和加工性。但是，钢板中存在没有发生马氏体相变的热力学上稳定的残留奥氏体的情况下，该残留奥氏体的C浓度高，残留奥氏体在板锻造时发生应变诱导相变而生成的马氏体的硬度会变得过高，导致助长空隙的产生。因此，残留奥氏体尽量少为宜，其面积率设为2％以下。残留奥氏体的面积率优选为1.5％以下、1％以下或0.5％以下。不需要特别限定下限，下限为0％，0％最优选。

马氏体：2％以下

高扩孔钢的特征在于，通过析出强化铁素体和贝氏体的存在来确保加工性，并且还确保高强度，兼顾强度和加工性。但是，作为硬质组织的马氏体的面积率超过2％时，随着板锻造引起的钢板的应变增加，马氏体和铁素体的边界处容易产生空隙，变得容易断裂。因此，马氏体的面积率设为2％以下。马氏体的面积率优选为1.5％以下、1％以下或0.5％以下。不需要特别限定下限，下限为0％。

珠光体：1％以下

珠光体在孔扩展成形时会成为断裂的起点，因此其面积率设为1％以下。珠光体的面积率优选为0.5％以下。珠光体的面积率优选尽量降低，更优选为0％。

析出强化铁素体和贝氏体的总和：95％以上

高扩孔钢具有兼顾优异的均匀伸长率和强度的析出强化铁素体以及兼顾强度和局部延性的贝氏体。由此，可得到优异的强度、均匀伸长率以及局部延性。析出强化铁素体和贝氏体的总面积率小于95％时，这些特性会发生劣化。因此，析出强化铁素体和贝氏体的总面积率设为95％以上。该总面积率优选为97％以上，更优选为98％以上。

此处，在本发明中，金相组织的面积率如下求出。如上所述，首先从距离钢板的端面为1/4W或3/4W且距离钢板的表面为1/4t或3/4t的位置处采集试样。接着，观察该试样的轧制方向截面(所谓的L方向截面)。

具体而言，对试样进行硝酸乙醇蚀刻，蚀刻后用光学显微镜在300μm×300μm的视野中进行观察。接着，对得到的组织照片进行图像解析，由此，得到铁素体的面积率A、珠光体的面积率B、以及贝氏体、马氏体和残留奥氏体的总面积率C。

接着，对硝酸乙醇蚀刻的部分进行LePera蚀刻，用光学显微镜在300μm×300μm的视野进行观察。并且对得到的组织照片进行图像解析，由此，计算出残留奥氏体和马氏体的总面积率D。进而，使用从轧制面法线方向面铣至板厚度的1/4深度的试样，通过X射线衍射测量求出残留奥氏体的体积率。由于体积率与面积率大致相等，因此将前述体积率作为残留奥氏体的面积率E。从面积率C和面积率D的差求出贝氏体的面积率，从面积率E和面积率D的差求出马氏体的面积率。通过该方法，能够得到铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体、珠光体各自的面积率。

另外，析出强化铁素体的面积率可通过配备于EBSP-OIMTM(Electron BackScatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)的Kernel AverageMisorientation(核平均取向差、KAM)法求出。

KAM法对测量数据中的某个正六边形的像素的相邻6个(第一近似)、进而其外侧12个(第二近似)或进一步其外侧的18个(第三近似)像素间的取向差进行平均，将其平均的值作为其中心的像素值，对各个像素均进行这种计算。通过以不越过晶界的方式实施该计算，能够制作出展现晶粒内的取向变化的图。即，该图表示基于晶粒内局部取向变化的应变的分布。

关于本发明中的析出强化铁素体的解析条件，在EBSP-OIMTM中，以第三近似来计算相邻的像素间的平均取向差，将该取向差计算为1°以下的部分作为析出强化铁素体。

其理由为：本发明的析出强化铁素体的生成温度域与在轧制后的冷却中Ti的碳化物以γ→α相变时的Ti的碳化物的过饱和度作为驱动力在铁素体中相界面析出或形成均质核的温度域相符。由于高温下相变后的多边形的先共析铁素体是由扩散相变生成的，从而位错密度小，晶粒内的应变少，因此晶体取向的晶粒内部差小。因此，析出强化铁素体也同样地变得晶体取向差小。由迄今发明人等实施的各种调查结果可知，由光学显微镜观察得到的多边形的铁素体面积率与由KAM法测量出的基于第三近似的取向差为1°以下而得到的区域的面积率大致一致。

析出强化铁素体的面积分数的测量具体如下进行。将与组织观察中所述同样地操作而采集的试样用胶体二氧化硅研磨剂研磨30～60分钟，以400倍的倍率、160μm×256μm的区域、测量步长0.5μm的测量条件实施EBSP测量。EBSP-OIMTM法是由在扫描型电子显微镜(SEM)内对高度倾斜的试样照射电子束、将后方散射形成的菊池图案用高灵敏度相机进行拍摄、通过计算机图像处理在短待间内测量出照射点的晶体取向的装置和软件构成。

通过EBSP法能够进行大块试样表面的细微结构以及晶体取向的定量解析，分析区域为能够用SEM观察的区域，虽然也取决于SEM的分辨率，但最小能够以20nm的分辨率进行分析。解析花费数小时，将想要分析的区域映射为几万个等间隔的格栅状来进行。如果是多晶材料，能够观察到试样内的晶体取向分布以及晶粒的大小。

这样，将上述基于第三近似的取向差计算为1°以下的部分作为析出强化铁素体，求出析出强化铁素体的面积，相对于测量面积求出析出强化铁素体的面积率。

另外，通过三维原子探针测量法，如下进行微细Ti析出物的观察。

首先，通过切断和电解研磨法，并根据需要与电解研磨法配合运用聚焦离子束加工法，由测量对象试样制作针状的试样。在三维原子探针测量中，可将累计数据再构建，作为真实空间中的实际原子分布图像求出。在Na-Cl结构的微细Ti析出物的情况下，由于晶胞为4.33埃，因此Ti与Ti的原子间距离为4.33×√2＝6.1埃。

因此，在大致同一座标位置(7埃以下)存在多个Ti原子的情况下，判断这些Ti原子在同一析出物中，对该判断为在同一析出物中的Ti原子的个数进行计数，该个数存在50个以上时，将该析出物定义为微细Ti析出物。

上述微细Ti析出物的尺寸为如下值：假定微细Ti析出物为球状，由构成观察到的微细Ti析出物的Ti的原子数和微细Ti析出物的晶格常数而计算出的等效圆直径。

以下示出使用由三维原子探针测量法得到的微细Ti析出物的Ti原子个数求出析出物的等效圆直径(直径)R的方法。

虽然用三维原子探针测量法测量对象样品的全部原子的数量N，但实际上，三维原子探针测量法并不能检测到对象样品的全部原子的数量N。由于存在各装置固有的原子检测率α(＝检测到的原子的数量/原子的总数)，因此，由实际的测量值n计算出推测存在的原子的数量N。即，原子的总数N＝n/α。需要说明的是，在本发明中测量设备的检测率α为0.35。

接着，对于该原子的数量N，在Na-Cl结构的Ti析出物的情况下，设晶胞中存在8个Ti原子，另外，设Na-Cl结构的晶格常数a为4.33埃，由下式计算出等效圆直径。

等效圆直径(直径)R＝{(6/8)·(1/π)·N·a³}^(1/3)

例如，Ti数量为50个时，等效圆直径大致计算为1nm。在本发明中，任意测量30个以上微细Ti析出物的等效圆直径(直径)，求出其平均值。

微细Ti析出物的个数密度是以测量视野作为分母、以微细Ti析出物的数量作为分子而求出的。在个数密度的测量中，将10nm(板厚度方向t)×40nm(板宽度方向W)×60nm(板长度方向L)的视野测量5个视野以上，求出其个数密度(个/cm³)的平均值。

另外，在本发明中，对TiN的存在状态也进行以下限定。

TiN的平均等效圆直径：1.0～10.0μm

TiN大时，随着板锻造引起的钢板的应变增加，晶界处存在的空隙容易结合，因此，TiN的平均等效圆直径为10.0μm以下。为了更可靠地确保这些效果，TiN的平均等效圆直径优选为8.0μm以下，更优选为5.0μm以下。

需要说明的是，由于TiN越小越优选，因此TiN的平均等效圆直径原本无需设置下限。但是，在后述的TiN的观察方法中，TiN的等效圆直径小于1.0μm时，识别是否为TiN将变得困难。因此，在本发明中仅将等效圆直径为1.0μm以上的视为TiN作为测量对象。因此，TiN的平均等效圆直径为1.0μm以上。

TiN的平均等效圆直径(直径)通过如下方式求出。如上所述，首先，从距离钢板的端面为1/4W或3/4W且距离钢板的表面为1/4t或3/4t的位置采集试样。接着，研磨该试样的轧制方向截面(所谓的L方向截面)，以未蚀刻的状态进行观察。具体而言，用光学显微镜以1000倍的倍率拍摄显微组织照片，通过目测或图像处理装置等观察显微组织照片。

显微组织照片中，对于能确定为TiN的组织，求出其等效圆直径(直径)，仅将该等效圆直径(直径)为1.0μm以上的视为TiN。并且，将60μm(轧制方向L)×40μm(板厚度方向t)的视野观察20个视野以上，将对全部TiN的等效圆直径(直径)进行平均而得到的值作为TiN的平均等效圆直径(直径)。

相邻的TiN间的最短距离的平均值：10.0μm以上

为了避免TiN和铁素体的界面处产生的空隙生长、空隙相互结合进一步变成大空隙，需要将确保一定量的TiN间的距离。因此，相邻的TiN间的距离的平均值设为10.0μm以上。

从抑制空隙生长所导致发生龟裂的角度出发，上述平均值优选为15.0μm以上，更优选为20.0μm以上。上限虽然并不特别设定，但由于一定程度的TiN的析出是不可避免的，因此，相邻TiN间的最短距离的平均值优选设为1000μm以下。

相邻TiN间的最短距离的平均值通过如下方式求出。选择任意20个TiN，分别测量其与最接近的TiN的距离，计算出其平均值。需要说明的是，TiN间的最短距离的测量与平均等效圆直径的测量同样地计算。

(C)机械特性

纳米硬度的标准偏差：1.0GPa以下

通过减小硬质组织和软质组织的变形能力的差异来减少在两组织的界面处产生的空隙，进而通过拉开空隙间隔，能够抑制空隙结合而生长为龟裂。为此，通过尽量降低硬质组织与软质组织的变形能力的差异相所对应的纳米硬度差，能够抑制空隙产生。在本发明中，作为软质组织与硬质组织的硬度差的指标，采用试样截面中的纳米硬度的标准偏差。

纳米硬度可以使用例如Hysitron公司制造的TriboScope/TriboIndenter进行测量。以1mN的载荷任意测量100处以上的纳米硬度，由其结果能够计算出纳米硬度的标准偏差。

为了减少软质组织与硬质组织的硬度差、抑制空隙产生，纳米硬度的标准偏差小者为佳，设为1.0GPa以下。纳米硬度的标准偏差优选为0.8GPa以下。

拉伸强度：780MPa以上

本发明的钢板优选具有与以往的高扩孔钢同等的780MPa以上的拉伸强度。拉伸强度的上限无需特别规定，可以设为1200MPa、1150MPa或1000MPa。其中，拉伸强度是指JIS Z2241(2011)的拉伸强度。

均匀伸长率与拉伸强度的乘积：7000MPa·％以上

如果均匀伸长率小，则压制成形时容易发生颈缩导致的板厚度减少，成为压制裂纹的原因。为了确保压制成形性，均匀伸长率(u-EL)与拉伸强度(TS)的乘积优选满足：TS×u-EL≥7000MPa％。其中，关于均匀伸长率，在JIS Z 2241(2011)规定的试验中，在公称应力σn与公称应变εn的关系中，将用公称应变εn对公称应力σn进行微分时的值为0的点的公称应变设为εn0时，用下式表示。

均匀伸长率(u-EL)＝ln(εn0+1)

扩孔率与拉伸强度的乘积：50000MPa·％以上

如果孔扩展性差，则延伸凸缘加工时材料流动性差，可能产生裂纹。因此，为了确保孔扩展性，扩孔率(λ)与拉伸强度(TS)的乘积优选满足：(TS)×(λ)≥50000MPa％。其中，扩孔率(λ)表示依据JIS Z 2256(2010)的试验方法得到的扩孔率的(λ)。

等效塑性应变：0.9以上

等效塑性应变是将纯剪切试验中的剪切应力σs与剪切塑性应变εsp的关系转换为变形方式不同的单向拉伸试验中的拉伸应力σ与拉伸应变ε的关系而得到的，其是假定各向同性硬化定律和塑性功共轭的关系，并使用作为常数的转换系数(κ)进行转换得到的。

在此，各向同性硬化定律是指：假定屈服曲线的形状为即使应变进展也不发生变化(即膨胀成相似形状)的加工硬化定律。塑性功共轭的关系是指：在加工硬化表述为仅塑性功的函数、不论何种变形方式均赋予相同的塑性功(σ×ε)时，示出相同的加工硬化量的关系。

由此，可以将纯剪切试验中的剪切应力和剪切塑性应变分别转换为单向拉伸试验的拉伸应力和拉伸应变。如下示出该关系。

单向拉伸试验中的拉伸应力σ(转换)＝纯剪切试验中的剪切应力σs×κ

单向拉伸试验中的拉伸应变ε(转换)＝纯剪切试验中的剪切塑性应变εsp/κ

接着，以剪切应力与剪切塑性应变的关系相似于拉伸应力与拉伸应变的关系的方式求出转换系数κ。例如，转换系数κ可以按照以下的顺序求出。首先，事先求出单向拉伸试验中的拉伸应变ε(实测值)与拉伸应力σ(实测值)的关系。接着，求出单向剪切试验中的剪切应变εs(实测值)和剪切应力σs(实测值)的关系。

接着，改变κ，事先求出由剪切应力εs(实测值)求得的拉伸应变ε(转换)以及由剪切应力σs(实测值)求得的拉伸应力σ(转换)，并求出拉伸应变ε(转换)位于0.2％至均匀伸长率(u-EL)之间时的拉伸应力σ(转换)。求出此时的拉伸应力σ(转换)与拉伸应力σ(实测值)的误差，使用最小二乘法求出误差最少的κ。

等效塑性应变εeq定义为使用求出的κ将纯剪切试验中的断裂时的剪切塑性应变εsp(断裂)转换为纯拉伸试验中的拉伸应变ε时的值。

本发明的钢板的特征在于，在以板锻造为代表的高应变区域下的加工特性良好，满足等效塑性应变εeq为0.50以上。以往的TRIP钢的等效塑性应变最多达到0.30左右，由此确认本发明的钢板的板锻造性良好。

(D)尺寸

板厚度：1.0～4.0mm

本发明的钢板主要以汽车等为主要用途，其板厚度范围主要为1.0～4.0mm。因此，板厚度范围可以是1.0～4.0mm，根据需要，下限可以设为1.2mm、1.4mm或1.6mm，上限可以设为3.6mm、3.2mm或2.8mm。

(E)制造方法

发明人等通过迄今的研究确认到，通过按顺序进行下述所示的(a)至(f)的制造工序，能够制造本发明的热轧钢板。以下，对各制造工序进行详细说明。

(a)熔炼工序

在热轧之前的制造方法除钢水的脱氧方法以外，并不特别限定。作为脱氧方法，通过进行以下说明的逐级脱氧，能够控制TiN的组成以及大小。因此，紧接着基于高炉或电炉等的熔炼之后，依次进行包括逐级脱氧在内的各种二次精炼，以成为上述的成分组成的方式进行调整。接着，通过通常的连续铸造、薄板坯铸造等方法制造板坯即可。此时，只要能控制在本发明的成分范围，则原料中使用废料等也无妨。

以下对逐级脱氧方法进行详细说明。

首先，在进行脱氧处理前，用属于比Ti更弱的脱氧的元素的Si的量来调整钢水中的溶解氧浓度，将与Si的量相平衡的溶解氧浓度设为0.0020～0.0080％。该溶解氧浓度小于0.0020％时，最终无法得到使含Ti氮化物的尺寸变小所需的足够量的复合氧化物。另一方面，溶解氧浓度超过0.0080％时，生成的复合氧化物粗大化，丧失使含Ti氮化物的尺寸变小的效果。

另外，此时Si含量小于0.05％时，与Si平衡的溶解氧浓度将超过0.0080％。另一方面，Si含量超过0.2％时，与Si平衡的溶解氧浓度将小于0.0020％。因此，在进行脱氧处理前的阶段中的Si含量设为0.05～0.20％，溶解氧浓度设为0.0020～0.0080％。

接着，在该溶解氧浓度的状态下，以Ti的最终含量达到0.015～0.170％的方式添加Ti，其后立即以Al的最终含量达到0.005～0.020％的方式添加Al进行脱氧处理。

添加Ti后，随着时间推移，添加Ti时生成的Ti氧化物会生长并聚集粗大化而浮起，因此，Al的添加期望在添加Ti后立即进行。

需要说明的是，Al的添加量为Al的最终含量小于0.005％的量时，Ti氧化物会生长并聚集粗大化而浮起。另一方面，Al的添加量为Al的最终含量超过0.020％的量时，Ti氧化物会被完全还原，最终无法充分获得上述的复合氧化物。

接着，在添加Al后5分钟以内，添加属于比Ti、Al更强的脱氧元素的Ca进行脱氧。此时，宜以Ca的最终含量达到0.0005～0.0100％的方式添加Ca。在此，Ca的投入量为Ca的最终含量小于0.0005％的量时，由逐级脱氧得到的Ti、Al、Ca或其氧化物的量变少，这些成核而析出的TiN的量也变少，无法得到板锻造优异的高强度热轧钢板。

另一方面，Ca的投入量即使添加为Ca的最终含量超过0.0100％的量，其效果也饱和，Ti、Al、Ca或其氧化物的尺寸变大，并且其密度也会增加。在板锻造这种复合性加工中，含Al或Ca的氧化物会成为空隙的起点，促进断裂，因此，Ca的上限设为0.0100％。

需要说明的是，也可使用与Ca同样的、属于比Ti、Al更强的脱氧元素的Mg或REM来代替Ca进行脱氧。即，也可在添加Al后5分钟以内，以Mg的最终含量达到0.0005～0.0100％的范围添加属于比Ti、Al更强的脱氧元素的Mg进行脱氧。同样地，也可在添加Al后5分钟以内，以REM的最终含量达到0.0005～0.1000％的范围添加属于比Ti、Al更强的脱氧元素的REM进行脱氧。

进而，也可以不将Ca、Mg以及REM单独添加，而是将选自Ca、Mg以及REM的2种以上复合进行添加。

即，也可在添加Al后5分钟以内，以Ca、Mg以及REM的最终总含量达到0.0005以上、Ca和Mg的最终含量达到0.0100％以下、REM的最终含量达到0.1000％以下的方式，添加选自Ca、Mg和REM的1种以上进行脱氧。

(b)加热工序

对制造的板坯实施热轧，制成热轧钢板。进行热轧时，首先加热板坯。在加热工序中，将板坯加热至下述(i)式所示的SRTmin℃以上且1260℃以下的温度。在连续铸造的情况下，既可以暂时冷却至低温后再次加热，也可以不特别冷却，紧接着连续铸造进行加热。在此，SRTmin是指TiC的固溶温度。

SRTmin＝7000/{2.75-log(Ti×C)}-273···(i)

(c)连续热轧工序

加热后，对从加热炉取出的板坯实施粗轧和之后的多级精轧。为了使含Ti的析出物不析出，粗轧的结束温度设为1100℃以上。另外，如上所述，多级精轧以3级以上的多级(例如6级或7级)连续轧制的方式进行。并且，以最后3级的轧制中的累积应变(有效累积应变)达到0.01～0.10的方式进行多级精轧。

如上所述，有效累积应变是考虑了以下因素的指标：轧制时的温度、轧制带来的钢板的压下率导致的晶粒直径的变化、晶粒在轧制后随时间推移发生静态恢复的晶粒直径的变化。有效累积应变(εeff)可通过下式求出。

有效累积应变(εeff)＝Σεi(ti，Ti)···(iii)

上式(iii)中的Σ表示针对i＝1～3的总和。

其中，i＝1表示多级精轧中倒数第1级轧制(即，最终级轧制)，i＝2表示倒数第2级轧制，i＝3表示倒数第3级轧制。

在此，i所示的各轧制中，εi由下式表示。

εi(ti，Ti)＝ei/exp((ti/τR)^2/3)···(iv)

ti：从倒数第i级轧制开始至最终级轧制后的一次冷却开始为止的时间(s)

Ti：倒数第i级轧制的轧制温度(K)

ei：倒数第i级轧制中压下时的对数应变

ei＝|ln{1-(第i级的进入侧板厚度-第i级的送出侧板厚度)/(第i级的进入侧板厚度)}|

＝|ln{(第i级的送出侧板厚度)/(第i级的进入侧板厚度)}|···(v)

τR＝τ0·exp(Q/(R·Ti))···(vi)

τ0＝8.46×10^-9(s)

Q：与Fe的位错移动相关的活化能量的常数＝183200(J/mol)

R：气体常数＝8.314(J/(K·mol))

通过限定这样导出的有效累积应变，可得到目标显微组织，并且减少纳米硬度的不均。作为其结果，能够抑制在硬质组织与软质组织的界面处产生的空隙生长，能够实现即使空隙生长也难以结合，能够得到即使进行板锻造也不发生龟裂的、板锻造性优异的钢板。

对于多级精轧的结束温度，即连续热轧工序的结束温度，使用由下述(ii)式求出的Ar₃，设置为Ar₃(℃)+30℃以上的温度为宜。因为由此可得到本发明中作为目标的析出强化铁素体和贝氏体。

Ar₃＝970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni)···(ii)

(d)第一(加速)冷却工序

多级精轧结束后，在1.00～5.00s后开始进行所得的热轧钢板的冷却。并且，从轧制结束温度开始到650～750℃的温度为止，以10℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，其后，在大气中保持1～10s。

如果在连续热轧工序结束后小于1.00s地开始冷却，则铁素体相变被促进，不仅在最终的显微组织中无法得到目标贝氏体面积率，而且析出物粗大化，无法得到本发明的效果。另一方面，如果超过5.00s开始冷却，则铁素体相变延迟，无法得到目标析出强化铁素体的面积率。

另外，第一冷却工序中的平均冷却速度小于10℃/s时，容易生成珠光体。另一方面，冷却速度的上限并不特别限定，但为了避免过冷却，宜设定为300℃/s以下。进而，在大气中的保持温度小于650℃时，容易生成贝氏体，贝氏体面积率变大。另一方面，在大气中的保持温度超过750℃时，容易生成珠光体。

需要说明的是，在此提到的大气中的保持包括热轧钢板在冷却设备内空气冷却或将冷却限制在最小程度，此时冷却速度的下限理想的是为0℃/s，上限为8℃/s。

(e)第二(加速)冷却工序

大气中保持之后，从600～740℃的温度范围起，以10℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。冷却开始温度小于600℃时，铁素体相变发展不充分，微细Ti析出物的析出也变得不充分。另一方面，冷却开始温度超过740℃时，存在铁素体相变发展过度、并且生成珠光体导致孔扩展性劣化的可能。另外，存在微细Ti析出物粗大化导致强度下降的可能。

另外，平均冷却速度小于10℃/s时，还存在生成珠光体导致孔扩展性劣化的可能。平均冷却速度的上限并不特别限定，但由于担心热偏差导致的热应变引起钢板翘曲，因此设定为1000℃/s以下为宜。

(f)卷取工序

其后，将冷却的热轧钢板以450～650℃的卷取温度卷取。卷取工序后的条件不特别限定。

(F)钢制锻造部件

如上所述地得到的热轧钢板板锻造性优异，因此通过对该热轧钢板进行板锻造等锻造加工，能够得到以往无法获得的需要高强度的复杂形状的锻造部件。

以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明，但本发明不限于这些实施例。

实施例1

以表2和表3所示的条件进行脱氧，熔炼具有表1所示的化学组成的钢，制造板坯，以表2和表3所示条件将该板坯热轧后，进行冷却，然后卷取，制造热轧钢板。得到的热轧钢板的板厚度如表4和表5所示。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[金相组织]

对得到的热轧钢板进行金相组织观察，进行各组织的面积率的测量。具体而言，首先在与钢板的轧制方向垂直的截面中，从设钢板的宽度和厚度分别为W和t时距离该钢板的端面为1/4W且距离该钢板的表面为1/4t的位置切取金相组织观察用的试验片。

然后，对上述试验片的轧制方向截面(所谓的L方向截面)进行硝酸乙醇蚀刻，蚀刻后用光学显微镜在300μm×300μm的视野中进行观察。然后，对所得组织照片进行图像分析，从而求出铁素体的面积率A、珠光体的面积率B、以及贝氏体、马氏体和残留奥氏体的总面积率C。

接着，对经硝酸乙醇蚀刻后的部分进行Lepera蚀刻，用光学显微镜在300μm×300μm的视野中进行观察。然后，对所得组织照片进行图像分析，从而算出残留奥氏体和马氏体的总面积率D。进而，使用从轧制面法线方向表面铣至板厚度的1/4深度的试样，通过X射线衍射测定而求出残留奥氏体的体积率。由于体积率与面积率几乎相等，因此将前述体积率作为残留奥氏体的面积率E。基于面积率C与面积率D的差求出贝氏体的面积率，基于面积率E与面积率D的差求出马氏体的面积率。通过该方法，求出了铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体、珠光体各自的面积率。

对于析出强化铁素体的面积率，如上所述，将上述试验片用胶体二氧化硅研磨剂进行研磨后，以400倍的倍率、160×256μm的视野、测量步长0.5μm的测量条件进行EBSP测量，通过KAM法求出。

对于微细Ti析出物也如上所述，对上述试验片进行电解研磨，通过三维原子探针测量法进行测量，求出其等效圆直径、个数密度。

对于TiN也如上所述，对上述试验片以1000倍的倍率、60×40μm的视野观察20个视野，通过图像处理求出TiN的平均等效圆直径。另外，用500倍的金属显微镜对与组织调查相同的部位进行观察，求出TiN相互之间的最短距离。

[机械特性]

机械特性中的拉伸强度特性(拉伸强度(TS)、均匀伸长率(u-EL)、扩孔率(λ))以如下方式进行评价：使用将板宽度设为W时、在板宽度方向上距离板的一端为1/4W或3/4W的任一位置处以与轧制方向正交的方向(宽度方向)为长度方向而采集的JIS Z 2241(2011)的5号试验片，并依据JIS Z 2241(2011)进行评价。关于扩孔率，从与拉伸试验片的采集位置相同的位置采集试验片，依据JIS Z 2256 2010记载的试验方法进行评价。

进而，通过以下顺序进行纯剪切试验，基于其结果求出等效塑性应变。

纯剪切试验的试验片是将钢板的板宽设为W时、在板宽方向上距离板的一端为1/4W或3/4W的任一位置处以与轧制方向正交的方向(宽度方向)为长度方向采集的。图1的(a)中示出试验片的一个例子。对于图1中示出的纯剪切试验的试验片，以板厚为2.0mm的方式均等地磨削两面而使板厚一致，加工成钢板的宽度方向上为23mm、钢板的轧制方向上为38mm的矩形试验片。

将试验片的长边侧(轧制方向)从两侧的夹持部2夹住，所述两侧的夹持部2在短边方向(宽度方向)上分别为10mm，在试验片的中央设置3mm的剪切宽度(剪切变形发生部1)。需要说明的是，在板厚不足2.0mm的情况下，不进行磨削，直接以原本的板厚进行试验。另外，在试验片的中央，用笔等沿短边方向(宽度方向)划上直线标记。

然后，在长边方向(轧制方向)上以呈相互反向的方式移动所夹持的长边侧，从而负载剪切应力σs，对试验片施加剪切变形。图1的(b)中示出进行了剪切变形的试验片的一个例子。剪切应力σs是通过下式求出的公称应力。

剪切应力σs＝剪切力/(钢板的轧制方向的试验片的长度×试验片的板厚度)

需要说明的是，剪切试验中试验片的长度和板厚度没有变化，因此可以认为剪切公称应力≈剪切真实应力。剪切试验中，用CCD照相机对试验片中央描绘的直线进行拍摄，测量其倾斜度θ(参照图1的(b))。基于该倾斜度θ，使用下式求出因剪切变形而产生的剪切应变εs。

剪切应变εs＝tan(θ)

需要说明的是，在纯剪切试验中，使用了纯剪切试验机(最大位移8mm)。因此，试验机的冲程(位移)是有限的。另外，由于在试验片的端部或夹持部产生龟裂，有时凭借一次剪切试验无法进行试验直至试验片断裂。因此，如上所述，采用了重复进行剪切试验载荷的施加载荷、去除载荷、将试验片的夹持部端部切除为直线、载荷的再施加等一系列操作的“多级剪切试验法”。

为了将该多级的剪切试验结果串联起来，作为连续的一个纯剪切试验结果进行评价，如下求出从各级的剪切试验得到的剪切应变(εs)中减去考虑了剪切模量的剪切弹性应变(εse)而得到的剪切塑性应变(εsp)，将各阶段的剪切塑性应变(εs)整合连接为一个。

剪切塑性应变εsp＝剪切应变εs-剪切弹性应变εse

剪切弹性应变εse＝σs/G

σs：剪切应力

G：剪切模量

在此，G＝E/2(1+ν)≈78000(MPa)。

E(杨氏模量(纵向弹性系数))＝206000(MPa)

泊松比(ν)＝0.3

在纯剪切试验中，将试验进行至试验片断裂为止。这样，能够追踪剪切应力σs与剪切塑性应变εsp的关系。并且，试验片断裂时的剪切塑性应变为εspf。

基于上述纯剪切试验中得到的剪切应力σs与试验片断裂时的剪切塑性应变εspf的关系，通过前述方法，使用转换系数κ求出等效塑性应变εeq。

接着，进行纳米硬度的标准偏差的测量。再次研磨金相组织观察用的试验片，以1mN的载荷(施加载荷10s，去除载荷10s)，对于与轧制方向平行的截面内距离钢板表面为板厚度t的1/4深度的位置(1/4t部)，以5μm间隔测量25μm×25μm的测量区域。由其结果计算出纳米硬度的平均值以及纳米硬度的标准偏差。纳米硬度的测量使用Hysitron公司制造的TriboScope/TriboIndenter实施。

将这些测量结果一并示于表4和表5。

由表4和表5也可以看出，如果是本发明的热轧钢板，则可得到具有拉伸强度(TS)780MPa以上、均匀伸长率u-EL与拉伸强度TS的乘积(TS×u-EL)7000MPa·％以上、扩孔率λ与拉伸强度TS的乘积(TS×λ)50000MPa·％以上的、具有平衡特性的热轧钢板。另外，确认到本发明的热轧钢板使等效塑性应变也超过0.90(90％)、且还能够承受板锻造等高应变域加工的钢板。

产业上的可利用性

根据本发明，能够得到维持了作为高扩孔钢的基本功能的良好的孔扩展性、并且板锻造性优异的热轧钢板。因此，本发明的热轧钢板能够广泛用于机械部件等。尤其通过适用于板锻造等具有高应变域加工的钢板加工，能够得到其显著的效果。

附图标记说明

1：剪切变形发生部

2：夹持部

Claims

1.一种热轧钢板，其中，

钢板的化学组成以质量％计为

C：0.020～0.070％、

Si：0.05～1.70％、

Mn：0.60～2.50％、

Al：0.005～0.020％、

N：大于0.0030％且为0.0060％以下、

P：0.050％以下、

S：0.005％以下、

Ti：0.015～0.170％、

O：0.0010～0.0100％、

Nb：0～0.100％、

V：0～0.300％、

Cu：0～2.00％、

Ni：0～2.00％、

Cr：0～2.00％、

Mo：0～1.00％、

B：0～0.0100％、

Ca：0～0.0100％、

Mg：0～0.0100％、

REM：0～0.1000％、

Zr：0～1.000％、

Co：0～1.000％、

Zn：0～1.000％、

W：0～1.000％、

Sn：0～0.050％、以及

余量：Fe和杂质，

并且满足下述(i)式；

在所述钢板的与轧制方向垂直的截面中，将所述钢板的宽度和厚度分别设为W和t时，距离所述钢板的端面为1/4W或3/4W且距离所述钢板的表面为1/4t或3/4t的位置处的金相组织以面积％计为

铁素体：5～70％、

贝氏体：30～95％、

残留奥氏体：2％以下、

马氏体：2％以下、以及

珠光体：1％以下，并且，

铁素体和贝氏体的总和：95％以上，

所述铁素体在晶粒内具有含Ti的析出物，

所述含Ti的析出物的个数密度为1.0×10¹⁶～50.0×10¹⁶个/cm³，

所述钢板中含有TiN析出物，

所述TiN析出物的平均等效圆直径为1.0～10.0μm，

相邻的所述TiN析出物间的最短距离的平均值为10.0μm以上；

所述热轧钢板的纳米硬度的标准偏差为1.00GPa以下，

Ca+Mg+REM≥0.0005···(i)

其中，上述式中的元素符号表示各元素在热轧钢板中的质量％含量，在未含有的情况下代入0。

2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其中，所述含Ti的析出物的平均等效圆直径为1.00～3.00nm。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的热轧钢板，其中，

拉伸强度为780MPa以上，

均匀伸长率与拉伸强度的乘积为7000MPa·％以上，

扩孔率与拉伸强度的乘积为50000MPa·％以上。

4.一种热轧钢板的制造方法，其是制造权利要求1至权利要求3中任一项所述的热轧钢板的方法，

在进行熔炼工序后，铸造具有权利要求1所述的化学组成的板坯，对于该板坯，依次实施加热工序、连续热轧工序、第一冷却工序、第二冷却工序以及卷取工序，

在所述熔炼工序中，使钢水的Si含量为0.05～0.20％、溶解氧浓度为0.0020～0.0080％后，进行脱氧处理，

在所述脱氧处理中，在添加Ti之后添加Al，接着添加选自Ca、Mg和REM中的1种以上，

在所述加热工序中，将所述板坯加热至下述(i)式所示的SRTmin℃以上且1260℃以下的温度，

所述连续热轧工序包括粗轧和3级以上的多级精轧，

所述粗轧的结束温度为1100℃以上，

所述多级精轧中的最后3级的轧制中的累积应变为0.01～0.10，

所述多级精轧的轧制结束温度为由下述(ii)式求出的Ar₃+30℃以上的温度，

所述第一冷却工序中，在所述多级精轧结束后，于1.00～5.00s后开始冷却，从所述轧制结束温度起至650～750℃的温度范围为止，以10℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，之后在大气中保持1～10s，

在所述第二冷却工序中，在所述大气中保持之后，从600～740℃的温度范围起，以10℃/s以上的平均冷却速度进行冷却，

在所述卷取工序中，以450～650℃的卷取温度进行卷取，

SRTmin＝7000/{2.75-log(Ti×C)}-273···(i)

Ar₃＝970-325×C+33×Si+287×P+40×Al-92×(Mn+Mo+Cu)-46×(Cr+Ni)···(ii)

5.一种钢制锻造部件，其由权利要求1至权利要求3中任一项所述的热轧钢板得到。

6.一种钢制锻造部件的制造方法，其中，

对权利要求1至权利要求3中任一项所述的热轧钢板至少实施锻造加工。