TWI460290B

TWI460290B - 熱軋鋼板及其製造方法

Info

Publication number: TWI460290B
Application number: TW101109250A
Authority: TW
Inventors: Yuzo Takahashi; Junji Haji; Osamu Kawano
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2011-03-18
Filing date: 2012-03-16
Publication date: 2014-11-11
Also published as: US20140000769A1; JP5440738B2; CN103429779B; BR112013023571B1; CN103429779A; WO2012128228A1; KR20130123438A; MX2013010664A; KR101570590B1; BR112013023571A2; JPWO2012128228A1; TW201243063A; MX354006B; US9732405B2

Description

熱軋鋼板及其製造方法

發明領域

本發明係關於成形性及破壞特性均優異的高強度複合組織熱軋鋼板及其製造方法。

本案係以2011年3月18日對日本所提出申請的特願2011-060909號、與2011年3月23日對日本所提出申請的特願2011-064633號為基礎主張優先權，且將該等的內容爰引於本案中。

發明背景

近年，在汽車輕量化之目的下，有嘗試鋼板朝高強度化演進。一般，鋼板高強度化會導致擴孔性等成形性的劣化，而在輕量化之目的下，於削薄板厚時會導致疲勞壽命降低。所以，為開發出能達汽車輕量化的高強度鋼板，達成鋼板的高強度化，以及擴孔性等成形性與疲勞特性之改善係屬重要。

習知，已知由肥粒鐵與麻田散鐵所構成的複合組織鋼，可獲得優異的疲勞壽命。以此種複合組織鋼為基礎，達擴孔性改善的高強度鋼板，專利文獻1有揭示：由肥粒鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵的混合組織所構成之鋼，將其微觀組織分率進行適當控制的高強度熱軋鋼板。依照該項技術所獲得鋼板的特性值係拉伸強度達590MPa以上、擴孔率為50%左右。

專利文獻2有揭示：由利用Ti或Nb的碳化物而析出強化之肥粒鐵與麻田散鐵的混合組織所構成高強度熱軋鋼板。依照該項揭示技術所獲得鋼板的特性值係拉伸強度達780MPa以上、擴孔率為50%左右。

然而，例如當作汽車底盤構件等使用的鋼板，相關其特性值，期待能有拉伸強度達590MPa以上、擴孔率達60%以上，且拉伸強度與擴孔性間之均衡優異的鋼板提案。特別係期待當拉伸強度為590MPa以上且少於780MPa的情況，擴孔率能達90%以上，且當拉伸強度為780MPa以上且980MPa以下的情況，擴孔率為60%以上的鋼板。

再者，因為該擴孔率係每次測定的變動均比較大，因而在改善擴孔性之前提下，不僅擴孔率的平均值λ ave，亦必需降低成為表示變動指標的擴孔率標準偏差σ 。如上述，使用為汽車底盤構件等的鋼板，期待有擴孔率標準偏差σ 在15%以下，更期待擴孔率標準偏差σ 在10%以下的鋼板提案。

再者，當汽車因跨上緣石等而對底盤零件負荷較強衝擊荷重的情況，會有以底盤零件的打穿面為起點產生破壞的可能性。特別係因為越高強度鋼板的凹痕感受性越高，因而來自該打穿端面的破壞會有更強烈的顧慮。所以，相關當作此種底盤零件等構造用構件而使用的鋼板，必需提升其破壞特性。表示該破壞特性的指標係有如：依照缺口三點彎曲試驗所獲得特性值的龜裂生成阻斷值Jc(單位：J/m² )及龜裂傳播阻斷值T.M.(Tearing Modulus)(單位： J/m³ )、以及依照夏比衝擊試驗所獲得韌脆轉變溫度vTrs(單位：℃)及夏比吸收能量E(單位：J)。該龜裂生成阻斷值Jc係表示施加衝擊荷重時，對來自構成構造用構件之鋼板的龜裂生成(破壞開始)阻斷。另一方面，上述龜裂傳播阻斷值T.M.係表示對構成構造用構件的鋼板大規模破壞(破壞進展)之阻斷。為使衝擊荷重施加時，能不致損及構造用構件的安全性，因而改善該等二者特性之事便屬重要。

習知主旨並非在於揭示針對該等特性值，特別係著眼於依照缺口三點彎曲試驗所獲得特性值的龜裂生成阻斷值Jc、及龜裂傳播阻斷值T.M.，達改善該等特性值的技術。

再者，對汽車用底盤零件會重複施加應力。因而會有引發疲勞破壞的顧慮，相關當作底盤零件等構造用構件使用的鋼板，合併亦要求疲勞特性優異。

[先行技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開平6-145792號公報[專利文獻2]日本專利特開平9-125194號公報

發明概要

本發明係有鑑於上述問題而構思。本發明目的在於提供：拉伸特性與成形性間之均衡優異，且破壞特性與疲勞特性亦均優異的熱軋鋼板及其製造方法。

具體而言，目的在於提供具有下述特性的高強度複合組織熱軋鋼板。該等特性係就拉伸特性為拉伸強度TS達590MPa以上、n值(加工硬化指數)達0.13以上，就成形性為擴孔率平均值λ ave達60%以上、擴孔率標準偏差σ 在15%以下，就破壞特性為龜裂生成阻斷值Jc達0.5MJ/m² 以上、龜裂傳播阻斷值T.M.達600MJ/m³ 以上、韌脆轉變溫度vTrs在-13℃以下、夏比吸收能量E達16J以上，就疲勞特性為平面彎曲疲勞壽命達40萬次以上。

特別係目的在於提供：當拉伸強度TS達590MPa以上且少於780MPa時，就上述特性之中，擴孔率平均值λ ave達90%以上、龜裂生成阻斷值Jc達0.9MJ/m² 以上、夏比吸收能量E達35J以上的熱軋鋼板。

本發明主旨係如下。

(1)本發明一實施態樣的熱軋鋼板，係化學成分依質量%計，含有C：0.03%~0.1%、Mn：0.5%~3.0%，且含有Si與Al中至少1者滿足0.5%≦Si+Al≦4.0%條件，並限制為P：0.1%以下、S：0.01%以下、N：0.02%以下，更含有選自Ti：0.001%~0.3%、稀土金屬(Rare Earth Metal)：0.0001%~0.02%、Ca：0.0001%~0.01%中之至少1者，其餘係由Fe及不可避免的雜質構成；前述化學成分中各元素依質量%表示的含量係滿足下式1；金屬組織係含有：主相的肥粒鐵、第二相的麻田散鐵及殘留沃斯田鐵中之至少一者、以及複數夾雜物；前述肥粒鐵的平均結晶粒徑係2μm以上且10μm以下；前述主相的面積分率係90%以上且99% 以下；前述第二相的前述麻田散鐵與前述殘留沃斯田鐵之面積分率係合計為1%以上且10%以下；針對以鋼板板寬方向成為法線的剖面，依0.0025mm² 視野觀察30次時，由前述各視野中的前述夾雜物長軸/短軸比最大值經求取平均的值係1.0以上且8.0以下；當將前述夾雜物間在軋延方向的間隔為50μm以下，且各自的長軸達3μm以上之前述夾雜物的集合體設為夾雜物組群，並將前述間隔超過50μm的前述夾雜物設為獨立夾雜物時，軋延方向長度達30μm以上之前述夾雜物組群、與軋延方向長度達30μm以上的前述獨立夾雜物，其等之軋延方向的長度總和係前述剖面每1mm² 為0mm以上且0.25mm以下；集合組織係平行於軋延面的{211}面之X射線隨機強度比為1.0以上且2.4以下；拉伸強度為590MPa以上且980MPa以下。

12.0≦(Ti/48)/(S/32)+{(Ca/40)/(S/32)+(稀土金屬/140)/(S/32)}×15≦150………(式1)

(2)如上述(1)所記載的熱軋鋼板，亦可前述化學成分依質量%計，更進一步含有：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%、中之至少1者。

(3)如上述(1)或(2)所記載的熱軋鋼板，亦可前述化學成分依質量%計，當含有稀土金屬：0.0001%~0.02%、Ca：0.0001%~0.01%中之至少1者時，前述Ti的含量係設為Ti：0.001%~少於0.08%。

(4)如上述(1)~(3)中任一項所記載的熱軋鋼板，亦可前述化學成分中各元素依質量%表示的含量，係滿足下式2；前述各視野中之前述夾雜物，其由前述長軸/短軸比之前述最大值經求取平均的前述值，係1.0以上且3.0以下。

0.3≦(稀土金屬/140)/(Ca/40)………(式2)

(5)如上述(1)~(4)中任一項所記載的熱軋鋼板，亦可前述金屬組織中，變韌鐵與波來鐵的面積分率，依合計為0%以上且少於5.0%。

(6)如上述(1)~(5)中任一項所記載的熱軋鋼板，亦可相對於長軸達3μmm以上的前述夾雜物之合計個數，長軸達3μm以上的MnS析出物及CaS析出物之個數，依合計為0%以上且少於70%。

(7)如上述(1)~(6)中任一項所記載的熱軋鋼板，亦可前述第二相的平均結晶粒徑係0.5μm以上且8.0μm以下。

(8)如上述(1)~(7)中任一項所記載的熱軋鋼板之製造方法，係包括有：加熱步驟、一次粗軋步驟、二次粗軋步驟、精軋步驟、一次冷卻步驟、二次冷卻步驟、三次冷卻步驟、及捲取步驟；該加熱步驟係將由上述(1)~(4)所記載前述化學成分構成的鋼片，加熱至1200℃以上且1400℃以下；該一次粗軋步驟係在前述加熱步驟之後，再對前述鋼片，於超過1150℃且1400℃以下的溫度域，施行累積軋縮率成為10%以上且70%以下的粗軋；該二次粗軋步驟係在前述一次粗軋步驟之後，於超過1070℃且1150℃以下的溫度域，施行累積軋縮率成為10%以上且25%以下的粗軋；該精軋步驟係在前述二次粗軋步驟之後，施行開始溫度成為1000℃以上且1070℃以下、結束溫度成為Ar3+60℃以上且Ar3+200℃以下的精軋；該一次冷卻步驟係在前述精軋步驟之後，對前述熱軋鋼板施行從前述結束溫度開始冷卻速度為20℃/秒以上且150℃/秒以下的冷卻；該二次冷卻步驟係在前述一次冷卻步驟之後，於650℃以上且750℃以下的溫度域，施行冷卻速度為1℃/秒以上且15℃/秒以下、及冷卻時間為1秒以上且10秒以下的冷卻；該三次冷卻步驟係在前述二次冷卻步驟之後，依冷卻速度為20℃/秒以上且150℃/秒以下，施行冷卻直到0℃以上且200℃以下的溫度域為止；該捲取步驟係在前述三次冷卻步驟之後，捲取前述熱軋鋼板。

(9)如上述(8)所記載的熱軋鋼板之製造方法，亦可前述一次粗軋步驟係施行前述累積軋縮率成為10%以上且65%以下的前述粗軋。

根據本發明的上述態樣，可獲得拉伸特性與成形性間之均衡優異，且破壞特性與疲勞特性均優異的鋼板。

圖式簡單說明

第1圖係供疲勞特性評價用的試驗片尺寸平面圖。

第2A圖係相關缺口三點彎曲試驗的說明圖。

第2B圖係缺口三點彎曲試驗前的缺口試驗片，以鋼板板寬方向成為法線且包含缺口的剖視圖。

第2C圖係經缺口三點彎曲試驗後遭強制破壞的缺口試驗片，含缺口的破斷面。

第3A圖係利用缺口三點彎曲試驗所獲得的荷重位移曲線。

第3B圖係龜裂傳播量△a與每1m² 加工能量J間之關係圖。

第4A圖係夾雜物集合體的夾雜物組群示意圖。

第4B圖係單獨存在的獨立夾雜物示意圖。

第4C圖係含有軋延方向長度達30μm以上之夾雜物的夾雜物組群示意圖。

第5圖係夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值及擴孔率平均值λ ave間之關係圖。

第6圖係夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值及擴孔率標準偏差σ 間之關係圖。

第7圖係夾雜物軋延方向長度總和M、與龜裂傳播阻斷值T.M.間之關係圖。

第8圖係S含量、Ti含量、REM含量、及Ca含量、與夾雜物軋延方向長度總和M間之關係圖。

第9A圖係一次粗軋步驟中，累積軋縮率與夾雜物軋延方向長度總和M間之關係圖。

第9B圖係一次粗軋步驟中，累積軋縮率與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值間之關係圖。

第9C圖係二次粗軋步驟中，累積軋縮率與{211}面的X射線隨機強度比間之關係圖。

第9D圖係二次粗軋步驟中，累積軋縮率與肥粒鐵平均結晶粒徑間之關係圖。

用以實施發明之形態

以下，針對本發明的較佳實施形態進行說明。惟，本發明並不僅侷限於本實施形態所揭示構造，在不脫逸本發明主旨範圍之前提下，均可進行各種變更。

首先，針對達成完成本發明的基礎研究結果進行說明。首先，針對本實施形態的熱軋鋼板所要求特性值之測定方法進行說明。

拉伸特性係由以下條件的拉伸試驗求取。從供試鋼板的板寬1/2部分處，製作拉伸方向係平行於供試鋼板板寬方向的試驗片。使用該試驗片施行拉伸試驗。然後，求取拉伸強度(TS：Tensile Strength)與降伏點(YP：Yield Point)。另外，當沒有觀察到明確的降伏點時，便將0.2%耐力設為降伏點。又，n值(加工硬化指數)係根據從該拉伸試驗所計算出的真應力及真應變，所求得的n次方硬化法則近似值。此處求取n值時的應變範圍係依公稱應變計設為3%~12%範圍。

擴孔性係從以下條件的擴孔試驗進行評價。從供試鋼板板寬的1/2部分，製作軋延方向長度150mm、板寬方向長度150mm的試驗片，且每一供試鋼板分別製作20條。使用該等試驗片，施行下述條件的擴孔試驗。擴孔性的評價係利用由20次試驗結果的算術平均所求得擴孔率平均值λ ave(單位：%)、以及由下式1所求得標準偏差σ (單位：%)實施。另外，下式1中，λ i係表示合計20次試驗中第i次的擴孔率。

上述擴孔試驗的條件係如下。在試驗片中，使用直徑10mm的打穿衝頭，設置打穿衝頭與模孔間之間隙，除以驗片板厚所獲得的打穿間隙為12.5%，且初期孔徑D0為10mm的打穿孔。其次，在該試驗片的打穿孔中，從打穿衝頭的相同方向擠入頂角60°的圓錐衝頭，測定當打穿端面所生成龜裂貫通於試驗片板厚方向時的孔內徑Df。然後，從下式2求取擴孔率λ i(單位：%)。此處，龜裂的板厚貫通係依目視實施。

λ i={(Df-D0)/D0}×100………(式2)

疲勞特性係從以下條件的疲勞試驗施行評價。從熱軋狀態的供試鋼板製作第1圖所示尺寸的試驗片。第1圖中，11係表示疲勞試驗用試驗片，RD(Rolling Direction)係表示軋延方向，TD(Transverse Direction)係表示板寬方向。對該試驗片的中央細腰部施加平面彎曲的重複應力，測定屬於試驗片平面彎曲疲勞壽命之直到疲勞破壞為止的重複次數。上述疲勞試驗中對試驗片所施加重複應力的條件係完全雙向振動。具體而言，當應力振幅=σ₀ 的情況，便設為隨時間產生的應力變化成為最大應力=σ₀ 、最小應力=-σ₀ 、應力平均值=0之正弦波的疲勞試驗條件。該應力振幅σ₀ 係相對於供試鋼板的拉伸強度TS，設定在45%±10MPa範圍內。又，疲勞試驗係依相同的應力振幅σ₀ 條件施行至少3次試驗，再將各試驗結果施行算術平均而求得平面彎曲疲勞壽命的平均值。利用該平面彎曲疲勞壽命的平均值進行疲勞特性之評價。

破壞特性係利用後述依照缺口三點彎曲試驗所獲得龜裂生成阻斷值Jc(單位：J/m² )與龜裂傳播阻斷值T.M.(單位：J/m³ )、以及依照夏比衝擊試驗所獲得韌脆轉變溫度vTrs(單位：℃)與夏比吸收能量E(單位：J)進行評價。

上述缺口三點彎曲試驗的條件係如下。依試驗片的長邊方向平行於供試鋼板的板寬方向，且缺口三點彎曲試驗的位移方向成為供試鋼板軋延方向的方式，從一個供試鋼板製作5條以上第2A圖與第2B圖所示缺口試驗片。第2A圖所示係相關缺口三點彎曲試驗的說明圖。第2A圖中，21係表示缺口三點彎曲試驗用試驗片，21a係表示缺口，22係表示荷重點，23係表示支撐點，24係表示位移方向。第2B圖所示係缺口三點彎曲試驗前的缺口試驗片21，供試鋼板以板寬方向TD成為法線且包含缺口21a的剖視圖。第2B圖中，ND(Normal Direction，法線方向)係表示板厚方向。如該等圖所示，試驗片21的長邊方向為20.8mm、試驗片21在位移方向24的厚度為5.2mm、缺口21a在位移方向24的深度為2.6mm、管間隙在位移方向24的厚度C(從試驗片21在位移方向24的厚度中，扣減掉缺口21a在位移方向24的深度之值)為2.6mm、供試鋼板的板厚B為2.9mm。

使用上述試驗片21，依如第2A圖所示，以試驗片21的長邊方向二端部為支撐點23，並以其中央部為荷重點22，使荷重點朝位移方向24的位移量(衝程)進行各種變化，而施行缺口三點彎曲試驗。將經缺口三點彎曲試驗後的試驗片21在大氣中保持250℃-30分鐘，然後施行空冷的熱處理。藉由此項熱處理，因缺口三點彎曲試驗所生成的破斷面會被氧化著色。經上述熱處理後的試驗片21利用液態氮冷卻至液態氮溫度，然後在該溫度下，依從試驗片21的缺口21a沿位移方向24伸展龜裂的方式，強制破壞試驗片21。第2C圖所示係在缺口三點彎曲試驗後經施行強制破壞的缺口試驗片21含缺口之破斷面例示。該破斷面，經上述氧化著色的結果，可明確辨識出因缺口三點彎曲試驗所生成的破斷面、與因強制破壞所生成的破斷面。第2C圖中，21b係表示因缺口三點彎曲試驗所生成的破斷面，21c係表示因強制破壞所生成的破斷面，L1係表示供試鋼板板厚1/4位置處的破斷面21b之深度，L2係表示供試鋼板板厚1/2位置處的破斷面21b之深度，L3係表示供試鋼板板厚3/4位置處的破斷面21b之深度。觀察破斷面21b，測量L1、L2及L3，然後從下式3求取龜裂傳播量△a(單位：m)。

△a=(L1+L2+L3)/3………(式3)

第3A圖所示係利用缺口三點彎曲試驗所獲得荷重位移曲線的例示。如第3A圖所示，藉由積分荷重位移曲線，便求得相當於因試驗而對試驗片21所施加能量的加工能量A(單位：J)。然後，使用該加工能量A、缺口三點彎曲試驗前的供試鋼板板厚B、及管間隙在位移方向24的厚度C，從下式4求取每1m² 的加工能量J(單位：J/m² )。

J=(2×A)/(B×C)………(式4)

第3B圖所示係在缺口三點彎曲試驗中使衝程條件進行各種變化時，龜裂傳播量△a、與每1m² 的加工能量J間之關係圖。如該第3B圖所示，求取相對於△a與J的一次回歸線、與通過原點且斜率為3×(YP+TS)/2的直線之交點。將該交點的每1m² 之加工能量J值，視為表示供試鋼板之龜裂生成阻斷值的龜裂生成阻斷值Jc(單位：J/m² )。又，將上述一次回歸線的斜率，視為表示供試鋼板之龜裂傳播阻斷的龜裂傳播阻斷值T.M.(單位：J/m³ )。該龜裂生成阻斷值Jc係成為為使生成龜裂而需要的加工能量程度指標值。即，該龜裂生成阻斷值Jc係表示施加衝擊荷重時，對從構成構造用構件的鋼板生成龜裂(開始破壞)阻斷。上述龜裂傳播阻斷值T.M.係成為表示為使龜裂伸展而所必要的加工能量程度指標值。即，龜裂傳播阻斷值T.M.係表示對構成構造用構件的鋼板之大規模破壞(破壞進展)之阻斷。利用該等龜裂生成阻斷值Jc與龜裂傳播阻斷值T.M.，進行鋼板的破壞特性評價。

上述夏比衝擊試驗的條件係如下。依試驗片的長邊方向平行於供試鋼板的板寬方向之方式，製作V缺口試驗片。試驗片尺寸係試驗片的長邊方向長度為55mm、試驗片被施加衝擊之方向的厚度為10mm、試驗片的長邊方向及衝擊方向之正交方向的厚度為2.5mm、V缺口為深度2mm且角度45°。使用該試驗片施行夏比衝擊試驗，求取韌脆轉變溫度vTrs(單位：℃)與夏比吸收能量E(單位：J)。此處，韌脆轉變溫度vTrs係設為延性破斷面率成為50%的溫度，夏比吸收能量E係設為試驗溫度設定為室溫(23℃±5℃)時所獲得的值。亦利用該等韌脆轉變溫度vTrs與夏比吸收能量E，進行鋼板的破壞特性評價。

本實施形態的熱軋鋼板係上述所說明的特性值，能滿足：拉伸強度TS達590MPa以上、擴孔率平均值λ ave達60%以上、擴孔率標準偏差σ 在15%以下、平面彎曲疲勞壽命達40萬次以上、龜裂生成阻斷值Jc達0.5MJ/m² 以上、龜裂傳播阻斷值T.M.達600MJ/m³ 以上、韌脆轉變溫度vTrs在-13℃以下、夏比吸收能量E達16J以上。

其次，針對本實施形態的熱軋鋼板化學成分之測定方法、及金屬組織之觀察方法等進行說明。

鋼板的化學成分係使用EPMA(Electron Probe Micro-Analyzer：X射線電子微探分析儀)、AAS(Atomic Absorption Spectrometry：原子吸收光譜儀)、ICP-AES(Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：感應耦合電漿原子發射光譜分析儀)、或ICP-MS(Inductively Coupled Plasma-Mass Spectrometry：感應耦合電漿質譜儀)進行定量分析。

鋼板的金屬組織觀察係依照以下方法實施。從鋼板板寬1/4部分，依以板寬方向為法線的剖面(以下稱「L剖面」)成為觀察面的方式，切取金屬組織觀察用的試料。然後，對該試料施行鏡面研磨。使用經鏡面研磨後的試料，以上述L剖面中的板厚中心部附近為觀察位置，利用光學顯微鏡依400倍的倍率，觀察金屬組織中所含的夾雜物。又，對經鏡面研磨後的試料施行Nital腐蝕、或雷培拉(LePera)腐蝕，而施行肥粒鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、變韌鐵、及波來鐵等金屬相的觀察。

肥粒鐵的平均結晶粒徑係依如下求取。以上述L剖面中的板厚中心部為觀察位置，針對板厚方向500μm、軋延方向500μm的部分，利用EBSD(Electron Back-Scattered diffraction Patern，電子背散射繞射系統)法，依1μm步進測定結晶方位分佈。然後，連結方位差達15°以上的點並當作高傾角晶界，求取由該高傾角晶界所包圍各結晶粒的圓相當徑算術平均值，並當作肥粒鐵的平均結晶粒徑。此時，利用EBSD法所測定的各測定點中，將IQ(影像品質)值達100以上的結晶粒視為肥粒鐵，將IQ值在100以下的結晶粒視為肥粒鐵以外的金屬相。

肥粒鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、變韌鐵、及波來鐵等的面積分率，係利用對金屬組織照片施行影像解析而求得。

再者，在調查上述夾雜物之前提下，測定依後述所定義的夾雜物軋延方向長度總和M(單位：mm/mm² )。

夾雜物的存在係在鋼板變形時會在鋼中形成孔隙而促進延性破壞，因而成為使擴孔性劣化的要因。更詳言之，夾雜物的形狀係若朝鋼板軋延方向越長延伸之形狀，則在鋼板的塑性變形時，夾雜物附近的應力集中越會增加。即，擴孔性係除受夾雜物存在的影響之外，亦受夾雜物形狀頗大影響。自習知起已知單一夾雜物的軋延方向長度越大，則越會使擴孔性大幅劣化。

本發明者發現，延伸的夾雜物、或球狀夾雜物等複數夾雜物，若在屬於龜裂傳播方向的鋼板軋延方向上，依既定間隔分佈並形成集合體，便如同依單一延伸的夾雜物，會使擴孔性劣化。此現象可認為係在鋼板變形時，藉由在構成上述集合體的各夾雜物附近所導入應變之相乘效應，而在上述集合體附近生成較大應力集中所致。定量而言，發現針對在鋼板軋延方向直線上相鄰的其他夾雜物，隔開50μm以下間隔排列且長軸達3μm以上的夾雜物集合體，會如同單獨存在的延伸夾雜物般，使擴孔性劣化。以下，將夾雜物間的軋延方向間隔在50μm以下，且各自長軸達3μm以上的夾雜物之集合體，稱為「夾雜物組群」。又，相對於該夾雜物組群，將夾雜物間的軋延方向間隔超過50μm且單獨存在的夾雜物，稱為「獨立夾雜物」。上述「長軸」係指在所觀察夾雜物的截面形狀中屬最長的直徑，多數情況係為軋延方向的直徑。

依如上述，為提升鋼板的擴孔性，就控制以下所說明形狀與配置的夾雜物之事便屬重要。

第4A圖所示係屬於夾雜物集合體的夾雜物組群示意圖。第4A圖中，41a~41e分別係表示長軸3μm以上的夾雜物，F係表示夾雜物間的軋延方向間隔，G係表示夾雜物組群，GL係表示夾雜物組群的軋延方向長度。如第4A圖所示，將沿鋼板的軋延方向RD，間隔F在50μm以下的夾雜物之集合體(具體而言係夾雜物41b、夾雜物41c及夾雜物41d)視為一個集合體，並設定為夾雜物組群G。測定該夾雜物組群G的軋延方向長度GL。該長度GL達30μm以上的夾雜物組群G會對鋼板的擴孔性造成影響。軋延方向長度GL少於30μm的夾雜物組群G對擴孔性造成的影響較小。又，長軸少於3μm的夾雜物係即便例如間隔F在50μm以下，對擴孔性造成的影響仍較小，因而並未包含於夾雜物組群G的構成中。另外，第4A圖中，夾雜物41a及夾雜物41e係各自成為獨立夾雜物。

第4B圖所示係獨立夾雜物的示意圖。第4B圖中，41f~41h分別係表示長軸3μm以上的夾雜物，H係表示獨立夾雜物，HL係表示獨立夾雜物的軋延方向長度。如第4B圖所示，沿鋼板的軋延方向RD，間隔F超過50μm的夾雜物(具體而言係夾雜物41f、夾雜物41g及夾雜物41h)分別成為獨立夾雜物H。測定該等獨立夾雜物H的軋延方向長度HL。該長度HL達30μm以上的獨立夾雜物H會對鋼板的擴孔性造成影響。軋延方向長度HL少於30μm的獨立夾雜物H對擴孔性所造成影響較小。

第4C圖所示係含有軋延方向長度達30μm以上之夾雜物的夾雜物組群G示意圖。第4C圖中，41i~41l分別係表示長軸3μm以上的夾雜物。又，第4C圖中，夾雜物41j係軋延方向的長度(長軸)達30μm以上。第4C圖中，沿鋼板的軋延方向RD，間隔F在50μm以下之夾雜物的夾雜物41j與夾雜物41k成為屬於一個集合體的夾雜物組群G，夾雜物41i與夾雜物41l分別成為獨立夾雜物H。依此，即便夾雜物41j的長軸達30μm以上，因為仍會存在有夾雜物41j、與間隔F在50μm 以下的夾雜物41k，因而夾雜物41j便當作夾雜物組群G的其中一部分。又，以下，將未含於夾雜物組群G中，且軋延方向長度HL達30μm以上的獨立夾雜物H，稱為「延伸夾雜物」。

針對上述夾雜物組群G的軋延方向長度GL、及延伸夾雜物(軋延方向長度HL達30μm以上的獨立夾雜物H)之軋延方向長度HL，全部均在1觀察視野中進行測定，然後再針對複數視野實施此項測定，求得GL與HL的總和I(單位：mm)。從該總和I並根據下式5，求取換算為每1mm² 面積之值的總和M(單位：mm/mm² )。該總和M會對鋼板的擴孔性造成影響。另外，S係所觀察視野的總面積(單位：mm² )。

M=I/S………(式5)

上述並非求取夾雜物軋延方向長度總和I的平均值，而是求取總和I經換算為每1mm² 面積之值總和M的理由，係如下。

若鋼板的金屬組織中之夾雜物組群G與延伸夾雜物(軋延方向長度HL達30μm以上的獨立夾雜物H)個數較少，當鋼板變形時，在上述夾雜物的周圍所生成孔隙便會一邊中斷一邊傳播龜裂。另一方面，若上述夾雜物的個數較多，則在鋼板變形時，在上述夾雜物的周圍，孔隙並不會中斷而是相連結形成長長的連續孔隙，判斷會促進延性破壞。此種夾雜物個數的影響並非依上述總和I的平均值表現，而是利用上述總和M表現。所以，就從此點，便求取夾雜物組群G的軋延方向長度GL、及延伸夾雜物的軋延方向長度HL 之每1mm² 面積的總和M。依此，該總和M會對鋼板的擴孔性造成影響。

上述總和M係除會對上述鋼板的擴孔性造成影響之外，亦會對鋼板的破壞特性造成影響。在鋼板變形時，在夾雜物組群G與延伸夾雜物(軋延方向長度HL達30μm以上的獨立夾雜物H)上會出現應力集中，並以該等夾雜物為基點引發龜裂的生成與傳播。所以，當上述總和M之值較大時，龜裂生成阻斷值Jc與龜裂傳播阻斷值T.M.會降低。又，在延性破壞的溫度域中屬於試驗片破壞所需要能量的夏比吸收能量E，係對龜裂生成阻斷值Jc與龜裂傳播阻斷值T.M.二者造成影響的指標。上述總和M之值較大時，同樣的夏比吸收能量E亦會降低。

再者，上述總和M亦會對鋼板的疲勞特性造成影響。得知該總和M之值越大，則會有疲勞壽命越降低的傾向。理由可認為係總和M之值越大，則成為疲勞破壞起點的夾雜物組群G與延伸夾雜物之個數會變為越多，結果便導致疲勞壽命降低。

就從以上的觀點，測定上述夾雜物軋延方向長度總和M，再根據此進行擴孔率平均值λ ave、龜裂生成阻斷值Jc、龜裂傳播阻斷值T.M.、夏比吸收能量E、疲勞壽命等的評價

再者，除上述總和M之外，就夾雜物的調查，亦測定依夾雜物之長軸/夾雜物之短軸表示的夾雜物之長軸/短軸比。針對1觀察視野中的所有夾雜物測定各自的長軸/短軸比，並求取其中的最大值。在不同視野中實施此項測定計 30次。然後，求取將在各視野中所求得各自長軸/短軸比之最大值予以平均的數值。具體而言，在對鋼板板寬1/4部分的板寬方向成為法線的剖面(L剖面)施行鏡面研磨後，使用電子顯微鏡，觀察L剖面內的板厚中心部附近任意30個地方(1個地方為0.0025mm² (50μm×50μm))視野內的夾雜物，求取各視野內的夾雜物長軸/短軸比之最大值，並求取該30視野份的平均值。

求取夾雜物之長軸/短軸比的理由，係即便夾雜物軋延方向長度總和M為相同值的情況，當一個個夾雜物的形狀偏圓狀，長軸/短軸比的最大值之上述平均值較小時，在鋼板變形時，夾雜物附近的應力集中會降低，俾使擴孔率平均值λ ave、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E變為更良好。又，由實驗發現夾雜物的長軸/短軸比最大值之上述平均值、與擴孔率標準偏差σ 間具有相關關係，因而亦從評價擴孔率標準偏差σ 的觀點，測定該長軸/短軸比的上述平均值。

除上述鋼板的化學成分及金屬組織之外，尚亦測定鋼板的集合組織。集合組織的測定係利用X射線繞射測定實施。X射線繞射測定係採取使用適當X射線管球的繞射儀法等實施。X射線繞射測定用的試料係從鋼板的板寬1/2部分，切取朝板寬方向切取長度20mm、朝軋延方向切取長度20mm的試驗片。該試驗片利用機械研磨施行研磨至鋼板的板厚1/2位置成為測定面狀態之後，再利用電解研磨等而去除應變。將該X射線繞射測定用試料、與未朝特定方位集聚的標準試料，依照相同條件利用X射線繞射法等進行測定，並將鋼板的X射線強度除以標準試料的X射線強度之數值，設為X射線隨機強度比。另外，X射線隨機強度比係與極密度同義。又，亦可取代上述X射線繞射測定，改為使用EBSD法、ECP(Electron Channeling Pattern，電子穿隧圖譜)法測定集合組織。又，鋼板的集合組織係測定{211}面的X射線隨機強度比[與{211}面的極密度、或{211}面強度同義]。

其次，針對本實施形態的熱軋鋼板特性，為滿足例如擴孔率平均值λ ave達60%以上、擴孔率標準偏差σ 在15%以下、以及龜裂傳播阻斷值T.M.達600MJ/m³ 以上，而相關上述總和M、與長軸/短軸比之上述平均值的數值限定範圍、以及其限定理由進行說明。

第5圖所示係夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值、及擴孔率平均值λ ave間之關係圖。第6圖所示係夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值、及擴孔率標準偏差σ 間之關係圖。

如第5圖所示，得知夾雜物軋延方向長度總和M值越小，又長軸/短軸比最大值的平均值越小，則鋼板的擴孔率平均值λ ave越提升。又，如第6圖所示，得知夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值越小，則擴孔率標準偏差σ 越提升。另外，第5圖及第6圖中所描點的各數據係除相關夾雜物軋延方向長度總和M、與長軸/短軸比最大值之平均值的構成之外，亦表示滿足本實施形態熱軋鋼板構成者。

由該等第5圖與第6圖得知，藉由將夾雜物軋延方向長度總和M設為0mm/mm² 以上且0.25mm/mm² 以下、將長軸/短軸比最大值的平均值設為1.0以上且8.0以下，便可使擴孔率平均值λ ave達60%以上、標準偏差σ 在15%以下。理由係如上述，可認為藉由將上述總和M值、與長軸/短軸比的上述平均值變為較小，便可緩和在鋼板塑性變形中對夾雜物附近的應力集中。較佳係將夾雜物軋延方向長度總和M設為0mm/mm² 以上且0.20mm/mm² 以下，更較佳係將夾雜物軋延方向長度總和M設為0mm/mm² 以上且0.15mm/mm² 以下。又，得知較佳藉由將長軸/短軸比最大值的平均值設為1.0以上且3.0以下，便可使擴孔率平均值λ ave達65%以上、標準偏差σ 在10%以下。更佳係將長軸/短軸比最大值的平均值設為1.0以上且2.0以下。

第7圖所示係夾雜物軋延方向長度總和M與龜裂傳播阻斷值T.M.間之關係圖。由該圖中得知，當夾雜物軋延方向長度總和M係0mm/mm² 以上且0.25mm/mm² 以下的情況，除上述擴孔率平均值λ ave與標準偏差σ 之外，亦能滿足龜裂傳播阻斷值T.M.達600MJ/m³ 以上。一般為防止構成構造用構件的鋼板遭受破壞，改善龜裂傳播阻斷值T.M.之事係屬重要。依如上述，龜裂傳播阻斷值T.M.會有依存於夾雜物軋延方向長度總和M的傾向，得知將其總和M控制於上述範圍內之事係屬重要。

依此，藉由控制著夾雜物軋延方向長度總和M、及夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值，便可使滿足擴孔率平均值λ ave、擴孔率標準偏差σ 、及龜裂傳播阻斷值T.M.等特性。又，如上述，上述總和M亦會使疲勞特性提升。以下，針對將該等總和M、及長軸/短軸比之上述平均值，控制於上述範圍內的方法進行說明。

本發明者發現成為使夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值增加之要因的夾雜物組群G、延伸夾雜物(軋延方向長度HL達30μm以上的獨立夾雜物H)，係因軋延而延伸的MnS析出物、或在製鋼階段中為脫硫而投入的脫硫材之殘存物。又，雖沒有如上述MnS析出物、脫硫材殘存物般的構成大影響，但未使REM(稀上金屬)的氧化物或硫化物成為核之情況下所析出之CaS、或CaO與氧化鋁之混合物的鋁酸鈣等析出物，亦會有使上述總和M、長軸/短軸比之上述平均值增加的顧慮。該等CaS、鋁酸鈣等析出物，因為會有依軋延而成為朝軋延方向延伸之形狀的可能性，因而會有使鋼板的擴孔性、破壞特性等劣化之虞慮。為提升擴孔率平均值λ ave、擴孔率標準偏差σ 、及龜裂傳播阻斷值T.M.等特性，針對抑制該等夾雜物的方法進行檢討，結果得知以下重要事項。

首先，在抑制MnS析出物的前提下，降低與Mn相鍵結的S含量之事係屬重要。就從此觀點，本實施形態的熱軋鋼板，為降低鋼中的全體S含量，便將其上限值依質量%計設為0.01%。

再者，若添加Ti，因為在較MnS生成溫度域更高溫中會生成TiS析出物，因而可使MnS析出物的析出量降低。同樣的，添加REM、Ca，因為會生成REM、Ca的硫化物，因而可使MnS析出物的析出量降低。因而，本實施形態的熱軋鋼板係依質量%計，含有選自Ti：0.001%~0.3%、REM：0.0001%~0.02%、Ca：0.0001%~0.01%中之至少1者。藉由選擇Ca，便可使MnS析出物的析出量降低，而為抑制CaS、鋁酸鈣等的析出，Ca含量的上限係依質量%計設定為0.01%。另外，相關熱軋鋼板化學成分的數值限定範圍及其限定理由，容後詳述。

再者，在抑制MnS析出物之前提下，必需依化學計量較多於S含量的比例含有Ti、REM、Ca。此處，針對S含量、Ti含量、REM含量及Ca含量、與夾雜物軋延方向長度總和M間之關係進行調查。第8圖所示係S含量、Ti含量、REM含量及Ca含量、與夾雜物軋延方向長度總和M間之關係圖。得知若(Ti/48)/(S/32)+{(Ca/40)/(S/32)+(REM/140)/(S/32)}×15值為12.0以上且150以下，上述總和M便成為0mm/mm² 以上且0.25mm/mm² 以下。即，本實施形態的熱軋鋼板係化學成分中的各元素依質量%表示的含量，必需滿足下式6。藉由滿足該式6，判斷會抑制經延伸的MnS析出物之生成。又，雖未圖示，得知當滿足下式6的情況，夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值會成為1.0以上且8.0以下。又，得知當在鋼中同時均含有Ti、REM、及Ca的情況、或在鋼中含有選自Ti、REM、及Ca中之至少1者的情況，均係當滿足下式6時，總和M會成為0mm/mm² 以上且0.25mm/mm² 以下，夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值會成為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，為使上述總和M成為0mm/mm² 以上且0.25mm/mm² 以下、使長軸/短軸比的上述平均值成為1.0以上且8.0以下，在滿足上式6之同時，如後述，利用一次粗軋步驟，在超過1150℃且1400℃以下的溫度域中，將累積軋縮率設為10%以上且70%以下。另外，相關本實施形態的熱軋鋼板之製造方法，容後詳述。

藉由上述構成，便可控制上述總和M、與長軸/短軸比之上述平均值。但是，為使鋼板特性能更加提升，較佳係降低在未使REM(稀土金屬)的氧化物或硫化物成為核之情況下而析出的CaS或鋁酸鈣等析出物。為降低該等析出物，只要化學成分中的各元素依質量%表示之含量滿足下式7便可。滿足下式7時，夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值會成為1.0以上且3.0以下，得知係屬較佳。另外，當Ti或REM添加於鋼中的情況，因為亦可盡力降低Ca含量，因而下式7並無上限值。

0.3≦(REM/140)/(Ca/40)………(式7)

當為能滿足上式7而使REM添加較多於Ca的情況，會以球形REM氧化物或REM硫化物為核而晶出或析出CaS等。另一方面，若減少REM對Ca的比例而未滿足上式7，則因為成為核的REM氧化物與REM硫化物會減少，因而未以REM 氧化物或REM硫化物為核的CaS等會有大量析出。該等夾雜物會有因軋延而形成朝軋延方向延伸之形狀的可能性。依此，滿足上式7時，夾雜物的長軸/短軸比便獲適當控制。

另外，為將夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值設為1.0以上且3.0以下，較佳係在滿足上式7之同時，如後述，利用一次粗軋步驟，在超過1150℃且1400℃以下的溫度域中，將累積軋縮率設為10%以上且65%以下。相關本實施形態的熱軋鋼板之製造方法，容後詳述。

接著，針對本實施形態熱軋鋼板的基本成分，就數值限定範圍及其限定理由進行說明。此處所記載的「%」係「質量%」。

C：0.03%~0.1%

C(碳)係對拉伸強度TS的提升具貢獻之元素。若C含量較少，則會因金屬組織的粗大化而導致韌脆轉變溫度vTrs上升。又，若C含量較少，則不易獲得目標面積分率的麻田散鐵及殘留沃斯田鐵。另一方面，若C含量較多，則會導致擴孔率平均值λ ave、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E的降低。所以，C含量係設為0.03%以上且0.1%以下。較佳係設為0.04%以上且0.08%以下。更佳係設為0.04%以上且0.07%以下。

Mn：0.5%~3.0%

Mn(錳)係作為固溶強化元素，屬於對鋼板的拉伸強度TS提升具貢獻之元素。為能獲得目標之拉伸強度TS，將Mn含量設為0.5%以上。但是，若Mn含量超過3.0%，則在熱軋時容易發生斷裂。因而，Mn含量係設為0.5%以上且3.0%以下。又，若Mn含量超過3.0%，則會抑制肥粒鐵變態，導致麻田散鐵與殘留沃斯田鐵的面積分率提高。為能將主相的肥粒鐵與第二相的麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之面積分率進行較佳控制，便將Mn含量設為0.8%以上且2.0%以下。更佳係設為1.0%以上且1.5%以下。

0.5%≦Si+Al≦4.0%

為能獲得目標之拉伸強度TS、肥粒鐵面積分率，便使含有Si(矽)及Al(鋁)中之至少1者。為能獲得上述效果，便使含有Si及Al中之至少1者，且將Si+Al含量設為0.5%以上。但是，即便使含有Si與Al中之至少1者，且Si+Al含量超過4.0%，仍會導致擴孔率平均值λ ave降低。較佳係設為1.5%以上且3.0%以下。更佳係1.8%以上且2.6%以下。

Si：0.5%~2.0%

Si(矽)係對鋼的拉伸強度TS提升與肥粒鐵變態的促進具貢獻之元素。為能獲得目標之拉伸強度TS、肥粒鐵面積分率，較佳係將Si含量設為0.5%以上。但是，即便Si含量超過2.0%，會有強度過度提高，導致擴孔率平均值λ ave降低的虞慮。所以，Si含量較佳係設為0.5%以上且2.0%以下。

Al：0.005%~2.0%

Al(鋁)係熔鋼脫酸的必要元素，對拉伸強度TS提升具貢獻之元素。為能充分獲得此項效果，較佳係將Al含量設為0.005%以上。但是，即便Al含量超過2.0%，會有強度過度提高，導致擴孔率平均值λ ave降低的虞慮。所以，Al含量較佳係設為0.005%以上且2.0%以下。

本實施形態的熱軋鋼板係更進一步依下述含量含有選自Ti、REM、Ca中之至少1者。

Ti：0.001%~0.3%

Ti(鈦)係藉由依TiC形式微細析出，而對鋼板的拉伸強度TS提升具貢獻之元素。又，Ti係藉由依TiS形式析出，而抑制在軋延時會延伸的MnS析出之元素。所以，可降低夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值。為能獲得上述效果，將Ti含量設為0.001%以上。但是，若Ti含量超過0.3%，則強度變成過高，導致擴孔率平均值λ ave、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E降低。所以，Ti含量係設為0.001%以上且0.3%以下。較佳設為0.01%以上且0.3%以下。更佳係設為0.05%以上且0.18%以下。最佳係設為0.08%以上且0.15%以下。

REM：0.0001%~0.02%

REM(稀土金屬)係藉由與鋼中的S相鍵結，而抑制MnS生成的元素。又，屬於藉由使MnS等硫化物的形態呈球形化，而使夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值、軋延方向長度總和M降低的元素。若REM含量少於0.0001%，則無法充分獲得抑制MnS生成的效果、使MnS等硫化物的形態呈球形化之效果。又，若REM含量超過0.02%，會生成過多的含REM氧化物之夾雜物，而有導致擴孔率平均值λ ave、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E降低的可能性。所以，REM含量係設為0.0001%以上且0.02%以下。較佳係設為0.0005% 以上且0.005%以下。更佳係設為0.001%以上且0.004%以下。

另外，所謂「REM」係指從原子序57的鑭起至71的鎦為止之15種元素，加上原子序21的鈧與原子序39的釔，合計17種元素的總稱。通常，依屬於該等元素之混合物的美鈰合金(misch metal)形式供應，並添加於鋼中。

Ca：0.0001%~0.01%

Ca(鈣)係藉由與鋼中的S相鍵結，而抑制MnS生成的元素。又，屬於藉由使MnS等硫化物的形態呈球形化，而使夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值、軋延方向長度總和M降低的元素。若Ca含量少於0.0001%，則無法充分獲得抑制MnS生成的效果、使MnS等硫化物的形態呈球形化之效果。又，若Ca含量超過0.01%，則容易變成經延伸形狀的夾雜物，導致大量生成CaS、鋁酸鈣，會有造成上述總和M、與長軸/短軸比的上述平均值增加之可能性。所以，Ca含量係設為0.0001%以上且0.01%以下。較佳係設為0.0001%以上且0.005%以下。更佳係設為0.001%以上且0.003%以下。特佳係設為0.0015%以上且0.0025%以下。

本實施形態的熱軋鋼板係含有上述選自Ti、REM、Ca中之至少1者，同時化學成分中的各元素依質量%表示之含量係滿足下式8。另外，相關雜質S，容後詳述。藉由滿足下式8，便可降低鋼中的MnS析出物之析出量，俾可獲得降低夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值、與夾雜物軋延方向長度總和M的效果。藉此，夾雜物軋延方向長度總和M會成為0mm/mm² 以上且0.25mm/mm² 以下，夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值會成為1.0以上且8.0以下。結果，可獲得改善鋼板的擴孔率平均值λ ave、標準偏差σ 、龜裂生成阻斷值Jc、龜裂傳播阻斷值T.M.、夏比吸收能量E、及疲勞壽命之效果。若下式8的值少於12.0，便會有無法獲得上述效果的可能性。較佳係設為30.0以上。又，因為屬於雜質的S最好減少含量，因而下式8並無上限值。但是，當下式8在150以下的情況係屬最好，可獲得上述效果。

12.0≦(Ti/48)/(S/32)+{(Ca/40)/(S/32)+(REM/140)/(S/32)}×15≦150………(式8)

另外，若Ti在上述範圍內設為高含量，便會提升鋼板的拉伸強度TS。例如若將Ti含量設為0.08以上且0.3%以下，便可使鋼板的拉伸強度TS成為780MPa以上且980MPa以下，此時的平面彎曲疲勞壽命能達50萬次以上。此現象係因TiC的析出強化所引起。另一方面，若Ti係無添加、或在上述範圍內設為低含量，便會提升鋼板的成形性與破壞特性。例如若未添加Ti、或Ti含量設為0.001以上且少於0.08%，則鋼板的拉伸強度TS便會成為590MPa以上且少於780MPa，但會有擴孔率平均值λ ave達90%以上、龜裂生成阻斷值Jc達0.9MJ/m² 以上、夏比吸收能量E達35J以上的可能性。此現象係因為TiC析出量降低所引起。依此最好配合鋼板目的而控制Ti含量。當無添加Ti時，為控制上述總和M、及長軸/短軸比的上述平均值，最好使含有REM、Ca中之至少1者。又，當Ti係在上述範圍內設為低含量時，為控制上述總和M、及長軸/短軸比的上述平均值，最好使含有 REM、Ca中之至少1者。具體而言，當含有REM：0.0001%~0.02%、Ca：0.0001%~0.01%、中之至少1者時，較佳係將Ti含量設為Ti：0.001%~少於0.08%。更佳係當含有REM：0.0001%~0.02%、Ca：0.0001%~0.005%中之至少1者時，便將Ti含量設為Ti：0.01%~少於0.08%。

再者，Ca及REM係就從抑制夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值的觀點，最好將設為滿足下式9的含量。因為滿足下式9時，夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值會成為1.0以上且3.0以下，故屬較佳。即，較佳係化學成分中的各元素依質量%表示之含量滿足下式9，則將夾雜物的長軸/短軸比最大值予以平均之前述值會成為1.0以上且3.0以下。更佳係設為1.0以上且2.0以下。結果，相關擴孔率平均值λ ave、擴孔率標準偏差σ 、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E等，可獲得更優異效果。此現象係當依滿足下式9的方式使REM添加充分多於Ca時，便會以球形REM氧化物或REM硫化物為核，而晶出或析出CaS等所引起。

0.3≦(REM/140)/(Ca/40)………(式9)

本實施形態的熱軋鋼板係除上述基本成分之外，尚含有不可避免的雜質。此處，所謂「不可避免的雜質」係指諸如廢料等副原料、或在製造步驟中不可避免混入之諸如P、S、N、O、Pb、Cd、Zn、As、Sb等元素。其中，P、S、及N係為使上述效果能良好發揮，便依如下述限制。又，除P、S及N以外的上述不可避免雜質，分別較佳限制在0.02%以下。該等係即便含有0.02%以下，仍不會喪失上述效果。該等雜質含量的限制範圍係涵蓋0%，但工業尚頗難穩定地形成0%。此處所記載的「%」係指質量%。

P：0.1%以下

P(磷)係屬於不可避免混入的雜質。當P含量超過0.1%時，晶界處的P偏析量會增加，導致擴孔率平均值λ ave、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E出現劣化。所以，P含量限制在0.1%以下。因為P含量越少越佳，因而上述限制範圍係涵蓋0%。但是，將P含量形成0%之事，在技術上屬不容易，且即便穩定地設為少於0.0001%，亦會導致製鋼成本提高。所以，P含量的限制範圍較佳係設為0.0001%以上且0.1%以下。更佳係設為0.001%以上且0.03%以下。

S：0.01%以下

S(硫)係屬於不可避免混入的雜質。當S含量超過0.01%時，在鋼片加熱時會於鋼中大量生成MnS，此會因熱軋而延伸。所以，會導致夾雜物軋延方向長度總和M、夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值增加，造成無法獲得目標之擴孔率平均值λ ave、標準偏差σ 、龜裂生成阻斷值Jc、龜裂傳播阻斷值T.M.、夏比吸收能量E、疲勞壽命等特性。因而，將S含量限制於0.01%以下。因為S含量係越少越佳，因而上述限制範圍係涵蓋0%。但是，將S含量形成0%之事，在技術上屬不容易，且即便穩定地設為少於0.0001%，亦會導致製鋼成本提高。所以，S含量的限制範圍較佳係0.0001%以上且0.01%以下。又，當二次精煉時，若未施行使用脫硫材進行脫硫，便較難將S含量形成少於0.003%。此情況的S含量較佳係設為0.003%以上且0.01%以下。

N：0.02%以下

N(氮)係不可避免混入的雜質。若N含量超過0.02%，便會與Ti及Nb形成析出物，而使TiC的析出量減少。結果，造成鋼板的拉伸強度TS降低。因而，將N含量限制於0.02%以下。因為N含量係越少越佳，因而上述限制範圍係涵蓋0%。但是，將N含量形成0%之事，在技術上屬不容易，且即便穩定地設為少於0.0001%，亦會導致製鋼成本提高。所以，N含量的限制範圍較佳係0.0001%以上且0.02%以下。又，為能更有效地抑制拉伸強度TS降低，最好將N含量設為0.005%以下。

本實施形態的熱軋鋼板係除上述基本成分及雜質元素之外，亦可更進一步含有選擇成分之Nb、B、Cu、Cr、Mo、Ni、V中的至少1者。以下，針對選擇成分的數值限定範圍及其限定理由進行說明。此處所記載的「%」係指質量%。

Nb：0.001%~0.1%

Nb(鈮)係屬於透過細粒化而對鋼的拉伸強度TS提升具貢獻之元素。為能獲得此項效果，最好將Nb含量設為0.001%以上。但是，若Nb含量超過0.1%，則在熱軋時會有生成動態再結晶的溫度範圍變狹窄之虞慮。所以，導致在熱軋後，會使{211}面的X射線隨機強度比增加之未再結晶狀態軋延集合組織大量殘存。另外，相關集合組織容後詳述。集合組織係若{211}面的X射線隨機強度比過度增加，便會導致擴孔率平均值λ ave、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E的劣化。所以，Nb含量較佳係設為0.001%以上且0.1%以下。更佳係設為0.002%以上且0.07%以下。最佳係設為0.002%以上且少於0.02%。另外，若Nb含量係0%~0.1%，便不會對熱軋鋼板的各特性值造成不良影響。

B：0.0001%~0.0040%

B(硼)係屬於透過細粒化而對鋼的拉伸強度TS提升具貢獻之元素。為能獲得此項效果，最好將B含量設為0.0001%以上。但是，若B含量超過0.0040%，則在熱軋時會有生成動態再結晶的溫度範圍變狹窄之虞慮。所以，導致在熱軋後，會使{211}面的X射線隨機強度比增加之未再結晶狀態軋延集合組織大量殘存。另外，相關集合組織容後詳述。集合組織係若{211}面的X射線隨機強度比過度增加，便會導致擴孔率平均值λ ave、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E的劣化。所以，Nb含量較佳係設為0.0001%以上且0.0040%以下。更佳係設為0.0001%以上且0.0040%以下。最佳係設為0.0005%以上且0.0015%以下。另外，若B含量係0%~0.0040%，便不會對熱軋鋼板的各特性值造成不良影響。

Cu：0.001%~1.0%

Cu係屬於具有利用析出強化或固溶強化而提升熱軋鋼板之拉伸強度TS之效果的元素。然而，若Cu含量少於0.001%，便無法獲得此項效果。另一方面，若Cu含量超過1.0%，則強度會過度提高，有導致擴孔率平均值λ ave降低的虞慮。所以，Cu含量較佳係設為0.001%以上且1.0%以下。更佳係設為0.2%以上且0.5%以下。另外，若Cu含量係0%~1.0%，便不會對熱軋鋼板的各特性值造成不良影響。

Cr：0.001%~1.0%

Cr係同樣的屬於具有利用析出強化或固溶強化而提升熱軋鋼板之拉伸強度TS之效果的元素。然而，若Cr含量少於0.001%，便無法獲得此項效果。另一方面，若Cr含量超過1.0%，則強度會過度提高，有導致擴孔率平均值λ ave降低的虞慮。所以，Cr含量較佳係設為0.001%以上且1.0%以下。更佳係設為0.2%以上且0.5%以下。另外，若Cr含量係0%~1.0%，便不會對熱軋鋼板的各特性值造成不良影響。

Mo：0.001%~1.0%

Mo係同樣的屬於具有利用析出強化或固溶強化而提升熱軋鋼板之拉伸強度TS之效果的元素。然而，若Mo含量少於0.001%，便無法獲得此項效果。另一方面，若Mo含量超過1.0%，則強度會過度提高，有導致擴孔率平均值λ ave降低的虞慮。所以，Mo含量較佳係設為0.001%以上且1.0%以下。更佳係設為0.001%以上且0.03%以下。最佳係設為0.02%以上且0.2%以下。另外，若Mo含量係0%~1.0%，便不會對熱軋鋼板的各特性值造成不良影響。

Ni：0.001%~1.0%

Ni係同樣的屬於具有利用析出強化或固溶強化而提升熱軋鋼板之拉伸強度TS之效果的元素。然而，若Ni含量少於0.001%，便無法獲得此項效果。另一方面，若Ni含量超過1.0%，則強度會過度提高，有導致擴孔率平均值λ ave降低的虞慮。所以，Ni含量較佳係設為0.001%以上且1.0%以下。更佳係設為0.05%以上且0.2%以下。另外，若Ni含量係0%~1.0%，便不會對熱軋鋼板的各特性值造成不良影響。

V：0.001%~0.2%

V係同樣的屬於具有利用析出強化或固溶強化而提升熱軋鋼板之拉伸強度TS之效果的元素。然而，若V含量少於0.001%，便無法獲得此項效果。另一方面，若V含量超過0.2%，則強度會過度提高，有導致擴孔率平均值λ ave降低的虞慮。所以，V含量較佳係設為0.001%以上且0.2%以下。更佳係設為0.005%以上且0.2%以下。特佳係設為0.01%以上且0.2%以下。最佳係設為0.01%以上且0.15%以下。另外，若V含量係0%~0.2%，便不會對熱軋鋼板的各特性值造成不良影響。

再者，本實施形態的熱軋鋼板係視需要，亦可含有Zr、Sn、Co、W、Mg，合計在0%以上且1%以下。

其次，針對本實施形態的熱軋鋼板之金屬組織與集合組織進行說明。

本實施形態的熱軋鋼板之金屬組織，係包含有：主相的肥粒鐵、第二相的麻田散鐵與殘留沃斯田鐵中之至少一者、以及複數夾雜物。藉由設為此種混合組織，便可達較高的拉伸強度TS與伸展(n值)之兼顧。此理由可認為利用較軟質主相的肥粒鐵確保延性，而利用硬質的第二相可獲得拉伸強度TS。又，藉由設為上述混合組織便可獲得良好的疲勞特性。此理由係推定利用較硬質第二相的麻田散鐵及殘留沃斯田鐵，而使疲勞龜裂的成長趨緩的緣故。為能獲得上述效果，本實施形態的熱軋鋼板之金屬組織係上述主相的面積分率設為90%以上且99%以下，且上述第二相的麻田散鐵與殘留沃斯田鐵之面積分率，依合計設為1%以上且10%以下。若上述主相的面積分率少於90%，則金屬組織不會成為目標之混合組織，因而無法獲得上述效果。另一方面，上述主相的面積分率超過99%之事，在技術上係屬困難。又，若第二相的面積分率依合計超過10%，便會促進延性破壞，並使擴孔值平均值λ ave、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E劣化。另一方面，若第二相的面積分率依合計少於1%，則金屬組織不會成為目標之混合組織，因而無法獲得上述效果。較佳係上述主相的面積分率設為95%以上且99%以下，且上述第二相的麻田散鐵與殘留沃斯田鐵之面積分率，依合計設為1%以上且5%以下。

再者，上述金屬組織中，除屬於主相的肥粒鐵、上述屬於第二相的麻田散鐵或殘留沃斯田鐵、以及複數夾雜物之外，其餘則含有些微的諸如變韌鐵、波來鐵、或雪明碳鐵等。上述金屬組織中，變韌鐵及波來鐵的面積分率，依合計較佳係設為0%以上且少於5.0%。此項結果係金屬組織會成為目標之上述混合組織，可獲得上述效果，故屬較佳。

屬於主相的上述肥粒鐵係平均結晶粒徑設為2μm以上且10μm以下。理由係當屬於主相的肥粒鐵平均結晶粒徑在10μm以下時，便可獲得目標之韌脆轉變溫度vTrs。又，在將屬於主相的肥粒鐵之平均結晶粒徑設為少於2μm時，必需選擇嚴格的製造條件，導致對製造設備造成較大的負荷。所以，將屬於主相的肥粒鐵之平均結晶粒徑設為2μm以上且10μm以下。較佳係設為2μm以上且7μm以下。更佳係設為2μm以上且6μm以下。

屬於第二相的上述麻田散鐵與上述殘留沃斯田鐵，較佳係平均結晶粒徑設為0.5μm以上且8.0μm以下。若第二相的平均結晶粒徑超過8.0μm，則在第二相附近所產生的應力集中會變大，而有導致擴孔率平均值λ ave等特性降低的虞慮。又，在將第二相的平均結晶粒徑設為少於0.5μm時，必需選擇嚴格的製造條件，導致對製造設備造成較大的負荷。因而，將第二相的平均結晶粒徑設為0.5μm以上且8.0μm以下。

金屬組織中所含的上述夾雜物係當針對鋼板以板寬方向成為法線的L剖面，依0.0025mm² 視野觀察30次時，將各視野中的夾雜物長軸/短軸比最大值予以平均之值設為1.0以上且8.0以下。理由係當該長軸/短軸比的上述平均值超過8.0時，在鋼板變形時於夾雜物附近的應力集中會增加，導致無法獲得目標之擴孔率平均值λ ave、標準偏差σ 、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E。另一方面，長軸/短軸比的上述平均值之下限值並無特別的限定，但技術上頗難設為少於1.0。所以，長軸/短軸比的上述平均值係設為1.0以上且8.0以下。又，該長軸/短軸比的上述平均值較佳係1.0以上且3.0以下。當長軸/短軸比的上述平均值成為1.0以上且3.0以下時，相關擴孔率平均值λ ave、擴孔率標準偏差σ 、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E可獲得更優異的效果。

再者，金屬組織中所含的上述夾雜物，係當將夾雜物間的軋延方向間隔F在50μm以下、且各自的長軸達3μm以上之夾雜物的集合體設為夾雜物組群G，並將上述間隔F超過50μm的夾雜物設為獨立夾雜物H時，軋延方向長度GL達30μm以上的夾雜物組群G、與軋延方向長度HL達30μm以上的獨立夾雜物H，在軋延方向的長度總和M係設為鋼板的以板寬方向成為法線之L剖面每1mm² 為0mm以上且0.25mm以下。理由係當夾雜物滿足上述條件時，相關擴孔率平均值λ ave、擴孔率標準偏差σ 、龜裂生成阻斷值Jc、龜裂傳播阻斷值T.M.、夏比吸收能量E、及疲勞特性便可獲得優異的效果。另外，該總和M亦可為零。較佳係上述總和M設為鋼板的以板寬方向成為法線之L剖面每1mm² 為0mm以上且0.15mm以下。

再者，金屬組織中所含的上述夾雜物中，相對於長軸達3μm以上的夾雜物合計個數，長軸達3μm以上的MnS析出物及CaS析出物之個數，依合計較佳係0%以上且少於70%。上述夾雜物中中所含MnS析出物及CaS析出物的個數，若依合計為0%以上且少於70%，便可良好地控制上述總和M、及長軸/短軸比的上述平均值。另外，因為長軸少於3μm的夾雜物對擴孔率平均值λ ave等特性造成的影響較小，不在考慮內。

另外，此處所謂「上述夾雜物」，主要係指鋼中的MnS、CaS等硫化物、CaO-Al₂ O₃ 系化合物(鋁酸鈣)等氧化物、及 CaF₂ 等脫硫材的殘存物等。

本實施形態的熱軋鋼板之集合組織，係{211}面的X射線隨機強度比({211}面強度)設為1.0以上且2.4以下。若{211}面強度超過2.4，則鋼板的非等向性會變大。所以，當擴孔加工時，在板寬方向上承受拉伸應變的軋延方向端面上會使板厚減少變大，導致在端面處產生較高的應力，而使龜裂容易生成及傳播。結果，導致擴孔率平均值λ ave劣化。又，若{211}面強度超過2.4，則亦會使龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E劣化。另一方面，將{211}面強度設為少於1.0之事，在技術上較困難。因而，將{211}面強度設為1.0以上且2.4以下。較佳係設為1.0以上且2.0以下。另外，{211}面的X射線隨機強度比、與{211}面強度、及{211}面的極密度係同義。另外，{211}面的X射線隨機強度比，基本上係利用X射線繞射法進行測定，但即便利用EBSD法或ECP法進行測定，測定結果亦不會發生偏差，因而亦可利用EBSD法或ECP法進行測定。

另外，上述化學成分、金屬組織、集合組織的測定方法、X射線隨機強度比、夾雜物軋延方向長度總和M、夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值等的定義，係如上述。

本實施形態的熱軋鋼板係藉由滿足上述的化學成分、金屬組織、及集合組織，便使拉伸強度TS成為590MPa以上且980MPa以下。又，本實施形態的熱軋鋼板係藉由滿足上述的化學成分、金屬組織、及集合組織，便使滿足擴孔率平均值λ ave達60%以上、擴孔率標準偏差σ 在15%以下、平面彎曲疲勞壽命達40萬次以上、龜裂生成阻斷值Jc達0.5MJ/m² 以上、龜裂傳播阻斷值T.M.達600MJ/m³ 以上、韌脆轉變溫度vTrs在-13℃以下、夏比吸收能量E達16J以上。

本實施形態的熱軋鋼板較佳係如上述，配合鋼板之使用目的，藉由控制Ti含量而控制拉伸強度TS。例如若Ti含量設為0.001以上且少於0.08%，鋼板的拉伸強度TS便可能成為590MPa以上且少於780MPa，且上述特性中，可能成為擴孔率平均值λ ave達90%以上、龜裂生成阻斷值Jc達0.9MJ/m² 以上、夏比吸收能量E達35J以上。例如若Ti含量設為0.08以上且0.3%以下，鋼板的拉伸強度TS便可能成為780MPa以上且980MPa以下，且上述特性中，可能成為平面彎曲疲勞壽命達50萬次以上。依此，當配合鋼板之使用目的，而控制Ti含量時，因為上述將總和M、及長軸/短軸比的上述平均值設為目標數值範圍，因而如上述，視需要只要控制REM及Ca的含量便可。

其次，針對本實施形態的熱軋鋼板之製造方法進行說明。

本實施形態的熱軋鋼板之製造方法，係包括有有：加熱步驟、一次粗軋步驟、二次粗軋步驟、精軋步驟、一次冷卻步驟、二次冷卻步驟、三次冷卻步驟、及捲取步驟。該加熱步驟係將由上述化學成分構成的鋼片，加熱至1200℃以上且1400℃以下。該一次粗軋步驟係在加熱步驟之後，再對該鋼片於超過1150℃且1400℃以下的溫度域中，施行累積軋縮率成為10%以上且70%以下的粗軋。該二次粗軋步驟係在一次粗軋步驟之後，於超過1070℃且1150℃以下的溫度域，施行累積軋縮率成為10%以上且25%以下的粗軋。該精軋步驟係在二次粗軋步驟之後，施行成為開始溫度為1000℃以上且1070℃以下、結束溫度為Ar3+60℃以上且Ar3+200℃以下的精軋。該一次冷卻步驟係在精軋步驟之後，再對該熱軋鋼板，從上述結束溫度開始施行冷卻速度為20℃/秒以上且150℃/秒以下的冷卻。該二次冷卻步驟係在一次冷卻步驟之後，於650℃以上且750℃以下的溫度域，施行冷卻速度為1℃/秒以上且15℃/秒以下、及冷卻時間為1秒以上且10秒以下的冷卻。該三次冷卻步驟係在二次冷卻步驟之後，依冷卻速度為20℃/秒以上且150℃/秒以下，施行冷卻直到0℃以上且200℃以下的溫度域為止。該捲取步驟係在三次冷卻步驟之後，捲取上述熱軋鋼板。此處「Ar3」係指在冷卻時開始出現肥粒鐵變態的溫度。

首先，在加熱步驟中，將利用連續鑄造等所獲得之由上述化學成分構成的鋼片，利用加熱爐施行加熱。此時的加熱溫度係在能獲得目標拉伸強度TS之前提下，加熱至1200℃以上且1400℃以下。若少於1200℃，含有Ti或Nb的析出物便不會充分熔解於鋼片中而呈粗大化，導致會有無法獲得利用Ti或Nb的析出物所造成析出強化能力的可能性。故，會有無法獲得目標拉伸強度TS之虞慮。此外，若少於1200℃，則鋼片中的Mns不會充分熔解，會有無法使S依Ti、REM、Ca之硫化物的形式析出之可能性。因而，會有無法獲得目標之擴孔值平均值λ ave、龜裂生成阻斷值 Jc、夏比吸收能量E的虞慮。另一方面，即便加熱至超過1400℃，但上述效果已呈飽和，且增加加熱成本。

接著，在一次粗軋步驟中，對從加熱爐中取出的鋼片施行粗軋。一次粗軋係在超過1150℃且1400℃以下的高溫溫度域中，施行累積軋縮率成為10%以上且70%以下的粗軋。理由係若該溫度域中的累積軋縮率超過70%，便會有夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值均變大的可能性。因而會導致使擴孔率平均值λ ave、標準偏差σ 、龜裂生成阻斷值Jc、龜裂傳播阻斷值T.M.、夏比吸收能量E、疲勞壽命等特性劣化。另一方面，一次粗軋步驟中的累積軋縮率下限值並無特別的限定，經考慮下一步驟中的生產效率等便設為10%以上。又，一次粗軋步驟中的累積軋縮率較佳係設為10%以上且65%以下。藉此，在鋼片組成滿足0.3≦(REM/140)/(Ca/40)的條件下，便可使長軸/短軸比的上述平均值成為1.0以上且3.0以下。又，藉由設為超過1150℃且1400℃以下的溫度範圍，便可獲得上述效果。

接著，在二次粗軋步驟中，於超過1070℃且1150℃以下的溫度域，施行累積軋縮率成為10%以上且25%以下的粗軋。若累積軋縮率少於10%時，金屬組織的平均結晶粒徑會變大，導致有無法獲得目標2μm以上且10μm以下之肥粒鐵平均結晶粒徑的可能性。結果，無法獲得目標之韌脆轉變溫度vTrs。另一方面，若累積軋縮率超過25%時，會有集合組織的{211}面強度變強之可能性。結果，導致無法獲得目標之擴孔率平均值λ ave、龜裂生成阻斷值Jc、夏比吸收能量E等特性。又，藉由設為超過1070℃且1150℃以下的溫度範圍，便可獲得上述效果。

此處，針對相關一次粗軋步驟與二次粗軋步驟的基礎研究結果進行說明。針對由如下述表1所示鋼成分a構成的供試鋼，使在一次粗軋與二次粗軋中的累積軋縮率進行各種變化而製造鋼板，並調查該鋼板的特性。另外，除一次粗軋及二次粗軋的累積軋縮率以外，其餘均滿足本實施形態的熱軋鋼板之製造條件。

第9A圖所示係一次粗軋步驟中的累積軋縮率與夾雜物軋延方向長度總和M間之關係圖。第9B圖所示係一次粗軋步驟中的累積軋縮率與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值間之關係圖。第9C圖所示係二次粗軋步驟中的累積軋縮率與{211}面強度間之關係圖。第9D圖所示係二次粗軋步驟中的累積軋縮率與肥粒鐵平均結晶粒徑間之關係圖。另外，此處所謂「累積軋縮率」係指以經加熱步驟後的鋼片厚度為基準，在一次粗軋步驟與二次粗軋步驟中的鋼片被軋縮比例。即，一次粗軋步驟中的粗軋之累積軋縮率係依{(在超過1150℃且1400℃以下溫度域中的最初軋縮前之鋼片厚度-在超過1150℃且1400℃以下溫度域中的最終軋縮後之鋼片厚度)/經加熱步驟後的鋼片厚度×100%}定義。二次粗軋步驟中的粗軋之累積軋縮率係依{(在超過1070℃且1150℃以下溫度域中的最初軋縮前之鋼片厚度-在超過1070℃且1150℃以下溫度域中的最終軋縮後之鋼片厚度)/經加熱步驟後的鋼片厚度×100%}定義。

由第9A圖中得知，若在超過1150℃且1400℃以下的溫度域中之累積軋縮率超過70%時，夾雜物軋延方向長度總和M會變大，導致無法獲得目標範圍之0mm/mm² 以上且0.25mm/mm² 以下的總和M。又，由第9B圖中得知，若在超過1150℃且1400℃以下的溫度域中之累積軋縮率超過70%時，夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值會變大，導致無法獲得目標範圍之1.0以上且8.0以下的長軸/短軸比之上述平均值。理由可認為在超過1150℃且1400℃以下的高溫溫度域中，所施行粗軋的累積軋縮率越大，夾雜物越容易因軋延而延伸的緣故所致。又，如第9B圖中得知，若累積軋縮率在65%以下的情況，可獲得1.0以上且3.0以下的長軸/短軸比之上述平均值。

由第9C圖中得知，若在超過1070℃且1150℃以下的溫度域中之累積軋縮率超過25%時，{211}面強度會變大，導致無法獲得目標之1.0以上且2.4以下的{211}面強度。理由可認為在超過1070℃且1150℃以下的較低溫之溫度域中，若所施行粗軋的累積軋縮率過大，則在經粗軋後，再結晶便無法均勻進行，導致成為{211}面強度增大原因的未再結晶組織，於精軋後仍會殘存，致使{211}面強度提高的緣故所致。

由第9D圖中得知，若在超過1070℃且1150℃以下的溫度域中之累積軋縮率少於10%時，肥粒鐵的平均結晶粒徑會變大，導致無法獲得目標之2μm以上且10μm以下的平均結晶粒徑。理由係在如超過1070℃且1150℃以下的低溫溫度域中，所施行粗軋的累積軋縮率越小，則經再結晶後的沃斯田鐵粒徑會變為越大，導致鋼板的肥粒鐵平均結晶粒徑亦變大的緣故所致。

經二次粗軋步驟後，便進行精軋步驟之對鋼片施行精軋，而獲得熱軋鋼板。該精軋步驟中，依開始溫度成為1000℃以上且1070℃以下的方式實施。理由係若精軋的開始溫度設為1000℃以上且1070℃以下，便會促進精軋中的動態再結晶。結果，降低屬於未再結晶狀態的軋延集合組織，便可獲得目標之1.0以上且2.4以下的{211}面強度。

再者，該精軋步驟中，結束溫度係設為Ar3+60℃以上且Ar3+200℃以下。將該結束溫度設為Ar3+60℃以上的理由，係避免會成為使{211}面強度增加之原因的未再結晶狀態軋延集合組織，出現殘存情形，俾可獲得目標之1.0以上且2.4以下的{211}面強度。較佳係設為Ar3+100℃以上。又，將該結束溫度設為Ar3+200℃以下的理由，係防止結晶粒過度粗大化，俾可獲得目標之肥粒鐵平均結晶粒徑。

另外，Ar3係由下式10求取。下式10中，使用化學成分中之各元素依質量%表示的含量進行計算。

Ar3=868-396×C+25×Si-68×Mn-36×Ni-21×Cu-25×Cr+30×Mo………(式10)

接著，將經精軋步驟所獲得的熱軋鋼板，利用精軋輸出輥道等施行冷卻。該熱軋鋼板的冷卻係設為如下所說明的一次冷卻步驟~三次冷卻步驟。在一次冷卻步驟中，將呈精軋之上述結束溫度的熱軋鋼板，依冷卻速度20℃/秒以上且150℃/秒以下，施行冷卻至650℃以上且750℃以下的溫度。接著，在二次冷卻步驟中，於650℃以上且750℃以下的溫度域內，將冷卻速度變更為1℃/秒以上且15℃/秒以下，施行冷卻時間為1秒以上且10秒以下的冷卻。接著，在三次冷卻步驟中，再次將冷卻速度回復至20℃/秒以上且150℃/秒以下，施行冷卻至0℃以上且200℃以下的溫度域。依此藉由在二次冷卻步驟中，依較一次冷卻步驟與三次冷卻步驟更緩慢的冷卻速度，施行熱軋鋼板的冷卻，便可促進肥粒鐵變態。結果可獲得具有目標之混合組織的熱軋鋼板。

若一次冷卻步驟中的冷卻速度少於20℃/秒，則會有肥粒鐵粒徑會變大，導致韌脆轉變溫度vTrs劣化的可能性。又，若將一次冷卻步驟中的冷卻速度設為超過150℃/秒，在設備上的限制頗大，較難達成。所以，將一次冷卻步驟中的冷卻速度設為20℃/秒以上且150℃/秒以下。

為能促進肥粒鐵變態，俾將屬於第二相的麻田散鐵與殘留沃斯田鐵設為目標之面積分率以下，便將二次冷卻步驟中的冷卻速度設為15℃/秒以下。又，即便二次冷卻步驟中的冷卻速度少於1℃/秒，上述效果已達飽和。因而，二次冷卻步驟中的冷卻速度係設為1℃/秒以上且15℃/秒以下。

再者，為能促進肥粒鐵變態，俾將麻田散鐵與殘留沃斯田鐵設為目標之面積分率以下，便將施行二次冷卻步驟的溫度域設定為促進肥粒鐵變態的750℃以下。又，若施行二次冷卻步驟的溫度域少於650℃，便會有促進波來鐵或變韌鐵的生成，導致麻田散鐵及殘留沃斯田鐵的分率變為過小的可能性。所以，執行二次冷卻步驟的溫度域係設為650℃以上且750℃以下。

再者，若二次冷卻步驟中的冷卻時間在10秒以上，便會促進造成拉伸強度TS與疲勞壽命劣化原因的波來鐵生成，會有導致麻田散鐵與殘留沃斯田鐵的分率變為過小的可能性。又，二次冷卻步驟中的冷卻時間係就從促進肥粒鐵變態的觀點，設定為1秒以上。因而，二次冷卻步驟中的冷卻時間係設為1秒以上且10秒以下。

若三次冷卻步驟中的冷卻速度少於20℃/秒，便會促進波來鐵、變韌鐵的生成，會有導致麻田散鐵及殘留沃斯田鐵的分率變為過小的可能性。又，若將三次冷卻步驟中的冷卻速度設為超過150℃/秒，在設備上的限制頗大，較難達成。所以，三次冷卻步驟中的冷卻速度係設定為20℃/秒以上且150℃/秒以下。

再者，若三次冷卻步驟中的冷卻結束溫度超過200℃，則在下一步驟的捲取步驟時，會促進變韌鐵的生成，有導致麻田散鐵及殘留沃斯田鐵的分率變為過小的可能性。若將三次冷卻步驟中的冷卻結束溫度設為少於0℃，則在設備上的限制頗大，較難達成。因而，將三次冷卻步驟中的冷卻結束溫度設為0℃以上且200℃以下。

另外，20℃/秒以上的冷卻速度係可利用例如水冷、霧靄施行冷卻等方式實現。又，15℃/秒以下的冷卻速度係可例用例如空冷施行冷卻等方式實現。

接著，捲取步驟係將上述熱軋鋼板進行捲取。

以上係本實施形態的熱軋步驟之製造條件。但，視需要，在達成利用可動差排的導入而提升延性、以及鋼板形狀矯正之目的下，亦可施行表皮輥軋。又，視需要，在去除熱軋鋼板表面上所附著鏽皮之目的下，亦可施行酸洗。又，視需要，亦可對所獲得熱軋鋼板，利用線內或離線施行表皮輥軋或冷軋。

再者，視需要，亦可利用熔融鍍敷法施行鍍敷處理，俾提升鋼板的耐蝕性。又，除熔融鍍敷之外，亦可施行合金化處理。

[實施例1]

利用實施例，針對本發明一態樣的效果進行更具體的詳細說明，惟實施例中的條件，僅為確認本發明實施可能性及效果而採用的一條件例而已，本發明並不僅侷限該一條件例。本發明係在不脫逸本發明主旨，並可達成本發明目的之前提下，均可採用各種條件。

首先，獲得如表2~4所示鋼成分A~MMMM的熔鋼。各熔鋼係利用轉爐中的熔製、施行二次精煉而熔製。二次精煉係利用RH(Ruhrstahl-Hausen)真空脫氣裝置實施，添加適當的CaO-CaF₂ -MgO系脫硫材，而施行脫硫。其中一部分的鋼成分係為抑制成為經延伸夾雜物的脫硫材殘存，便在未施行脫硫情況下，製造保持著經轉爐施行一次精煉後之S含量狀態的製品。從各熔鋼經由連續鑄造而獲得鋼片，然後，依照如表5~7所示製造條件施行熱軋，再將所獲得鋼板施行捲取。所獲得熱軋鋼板係板厚成為2.9mm。

相關所獲得熱軋鋼板的金屬組織、集合組織、夾雜物的特性值，係如表8~10所示。相關所獲得熱軋鋼板的機械性質，係如表11~13所示。金屬組織、集合組織、夾雜物的測定方法、以及機械性質的測定方法，係如上述。就拉伸特性係將拉伸強度TS達590MPa以上、n值達0.13以上，就成形性係將擴孔率平均值λ ave達60%以上、擴孔率標準偏差σ 在15%以下，就破壞特性係將龜裂生成阻斷值Jc達0.5MJ/m² 以上、龜裂傳播阻斷值T.M.達600MJ/m³ 以上、韌脆轉變溫度vTrs在-13℃以下、夏比吸收能量E達16J以上，就疲勞特性係將平面彎曲疲勞壽命達40萬次以上的情況，設為「合格」。又，表中劃底線數據係指逾越本發明範圍外。另外，表中化學成分中的各元素依質量%表示之含量，係將(Ti/48)/(S/32)+{(Ca/40)/(S/32)+(REM/140)/(S/32)}×15值記為「※1」，將(REM/140)/(Ca/40)值記為「※2」。

表2~13所示係上述製造結果及評價結果。實施例均係滿足本發明範圍，成為拉伸特性、成形性、破壞特性及疲勞特性均優異的熱軋鋼板。另一方面，比較例係逾越本發明範圍外的熱軋鋼板。

比較例11係因為C含量較少，因而主相的平均結晶粒徑粗大化之例。所以，鋼板的破壞特性劣化。

比較例12係因為C含量較少，因而主相的平均結晶粒徑粗大化，第二相的面積分率降低之例。所以，鋼板的拉伸特性與破壞特性均劣化。

比較例26係因為S含量過多，因而夾雜物軋延方向長度總和M值上升之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性及疲勞特性均劣化。

比較例27係因為※1的值較小，因而夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值均上升的例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例28係因為Mn含量過多，因而第二相的面積分率降低之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例30係因為一次粗軋步驟中的軋縮率較高，因而夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值均上升的例。所以，鋼板的成形性與破壞特性及疲勞特性均劣化。

比較例32係因為二次粗軋步驟中的軋縮率較高，因而{211}面強度提高之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例35係因為二次粗軋步驟中的軋縮率較小，因而主相的平均結晶粒徑粗大化之例。所以，鋼板的破壞特性劣化。

比較例36係因為精軋步驟中的開始溫度較低，因而{211}面強度提高之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例37係因為精軋步驟中的結束溫度較低，因而{211}面強度提高之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例38係因為精軋步驟中的結束溫度較高，因而主相的平均結晶粒徑粗大化之例。所以，鋼板的破壞特性劣化。

比較例39係因為一次冷卻步驟中的冷卻速度較緩慢，因而主相的平均結晶粒徑粗大化之例。所以，鋼板的破壞特性劣化。

比較例40係因為三次冷卻步驟中的冷卻結束溫度較高，因而第二相的面積分率降低之例。所以，鋼板的拉伸特性與疲勞特性均劣化。

比較例41係因為三次冷卻步驟中的冷卻速度較緩慢，因而第二相的面積分率降低之例。所以，鋼板的拉伸特性與疲勞特性均劣化。

比較例51係因為C含量較少，因而主相的平均粒徑粗大化，且第二相的面積分率降低之例。所以，鋼板的拉伸特性、破壞特性及疲勞特性均降低。

比較例67係因為※1的值較小，因而夾雜物軋延方向長度總和M值上升之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性及疲勞特性均劣化。

比較例68係因為※1的值較小，因而夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值均上升的例。所以，鋼板的成形性與破壞特性及疲勞特性均劣化。

比較例69係因為Mn含量過多，因而第二相的面積分率降低之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例70係因為加熱步驟中的加熱溫度較低，因而拉伸強度嫌不足之例。

比較例71係因為一次粗軋步驟中的軋縮率較高，因而夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值均上升的例。所以，鋼板的成形性與破壞特性及疲勞特性均劣化。

比較例73係因為二次粗軋步驟中的軋縮率較高，因而{211}面強度提高之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例76係因為二次粗軋步驟中的軋縮率較小，因而主相的平均結晶粒徑粗大化之例。所以，鋼板的破壞特性劣化。

比較例77係因為精軋步驟中的開始溫度較低，因而{211}面強度提高之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例78係因為精軋步驟中的結束溫度較低，因而{211}面強度提高之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例79係因為精軋步驟中的結束溫度較高，因而主相的平均結晶粒徑粗大化之例。所以，鋼板的破壞特性劣化。

比較例80係因為三次冷卻步驟中的冷卻速度較緩慢，因而主相的平均結晶粒徑粗大化，且第二相的面積分率降低之例。所以，鋼板的拉伸特性、破壞特性及疲勞特性均劣化。

比較例81係因為三次冷卻步驟中的冷卻結束溫度較高，因而第二相的面積分率降低之例。所以，鋼板的拉伸特性與疲勞特性均劣化。

比較例84係因為Ti、REM、Ca任一者均未含有，因而夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值均上升的例。所以，鋼板的成形性與破壞特性及疲勞特性均劣化。

比較例85係因為二次冷卻步驟中的冷卻速度較快速，因而第二相的面積分率降低之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例86係因為※1的值較小，因而夾雜物軋延方向長度總和M值上升之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性及疲勞特性均劣化。

比較例91係因為二次冷卻步驟中的冷卻溫度較高，因因而第二相的面積分率降低之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例92係因為二次冷卻步驟中的冷卻時間較長，因而主相的面積分率降低，且波來鐵的面積分率提高之例。所以，鋼板的拉伸特性與疲勞特性均劣化。

比較例93係因為二次冷卻步驟中的冷卻時間較短，因而第二相的面積分率提高之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例94係因為C含量過多，因而鋼板的成形性與破壞特性均劣化之例。

比較例95係因為Mn含量較少，因而鋼板的拉伸特性劣化之例。

比較例96與97係因為Si+Al含量過多，因而鋼板的成形性劣化之例。

比較例98與99係因為Si+Al含量較少，因而鋼板的拉伸特性與疲勞特性均劣化之例。

比較例100係因為P含量過多，因而鋼板的成形性與破壞特性均劣化之例。

比較例101係因為N含量過多，因而鋼板的拉伸特性劣化之例。

比較例102係因為Ti含量過多，因而鋼板的成形性與破壞特性均劣化之例。

比較例103係因為REM含量過多，因而鋼板的成形性與破壞特性均劣化之例。

比較例104係因為Ca含量過多，因而夾雜物軋延方向長度總和M、與夾雜物長軸/短軸比最大值之平均值均上升的例。所以，鋼板的成形性與破壞特性及疲勞特性均劣化。

比較例105係因為Ti含量較少，因而鋼板的成形性、破壞特性及疲勞特性均劣化之例。

比較例106係因為REM含量較少，因而鋼板的成形性、破壞特性及疲勞特性均劣化之例。

比較例107係因為Ca含量較少，因而鋼板的成形性、破壞特性及疲勞特性均劣化之例。

比較例108係因為Nb含量過多，因而{211}面強度提高之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例109係因為B含量過多，因而{211}面強度提高之例。所以，鋼板的成形性與破壞特性均劣化。

比較例110係因為Cu含量過多，因而鋼板的成形性劣化之例。

比較例111係因為Cr含量過多，因而鋼板的成形性劣化之例。

比較例112係因為Mo含量過多，因而鋼板的成形性劣化之例。

比較例113係因為Ni含量過多，因而鋼板的成形性劣化之例。

比較例114係因為V含量過多，因而鋼板的成形性劣化之例。

(產業上之可利用性)

根據本發明的上述態樣，因為可獲得拉伸特性與成形性間之均衡優異，且破壞特性與疲勞特性亦均優異的鋼板，因而產業上可利用性高。

11‧‧‧疲勞試驗用試驗片

21‧‧‧缺口三點彎曲試驗用試驗片

21a‧‧‧缺口

21b‧‧‧破斷面

21c‧‧‧因強制破壞所生成的破斷面

22‧‧‧荷重點

23‧‧‧支撐點

24‧‧‧位移方向

41a~41l‧‧‧分別為長軸3μm以上的夾雜物

41b‧‧‧夾雜物

41c‧‧‧夾雜物

41d‧‧‧夾雜物

41f~41h‧‧‧長軸3μm以上的夾雜物

41i~41l‧‧‧長軸3μm以上的夾雜物

F‧‧‧夾雜物間之軋延方向間隔

G‧‧‧夾雜物組群

GL‧‧‧夾雜物組群的軋延方向長度

H‧‧‧獨立夾雜物

HL‧‧‧夾雜物組群的軋延方向長度

L1‧‧‧供試鋼板板厚1/4位置處的破斷面深度

L2‧‧‧供試鋼板板厚1/2位置處的破斷面深度

L3‧‧‧供試鋼板板厚3/4位置處的破斷面深度

ND‧‧‧板厚方向

RD‧‧‧軋延方向

TD‧‧‧板寬方向