本發(fā)明涉及加工性、涂裝后耐腐蝕性、缺口疲勞特性優(yōu)異的熱軋鋼板，特別是涉及拉伸凸緣性、涂裝后耐腐蝕性及缺口疲勞特性優(yōu)異的高強度復(fù)合組織熱軋鋼板。

背景技術(shù)：

近年來，針對以提高汽車的燃料效率為目的的對各種構(gòu)件的輕量化的要求，構(gòu)件中使用的鐵合金等鋼板的由高強度化帶來的薄壁化、al合金等輕金屬向各種構(gòu)件中的適用取得了進展。但是，在與鋼等重金屬進行比較時，al合金等輕金屬雖然具有比強度高這樣的優(yōu)點，但是存在顯著高價這樣的缺點。因此，al合金等輕金屬的適用被限于特殊的用途。因此，為了將各種構(gòu)件的輕量化適用于更廉價且廣的范圍，要求鋼板的由高強度化帶來的薄壁化。

若將鋼板高強度化，則一般成形性(加工性)等材料特性劣化。因此，在高強度鋼板的開發(fā)中，在不使材料特性劣化的情況下謀求高強度化是重要的課題。特別是作為內(nèi)板構(gòu)件、結(jié)構(gòu)構(gòu)件、行走構(gòu)件等汽車構(gòu)件使用的鋼板根據(jù)其用途，要求拉伸凸緣加工性、擴孔彎邊加工性、延性、疲勞耐久性、耐沖擊性及耐腐蝕性等，兼顧這些材料特性和強度是重要的。

例如，汽車構(gòu)件中的占車體重量的約20％的結(jié)構(gòu)構(gòu)件、行走構(gòu)件等中使用的鋼板通過剪切或沖裁加工而進行沖切或開孔后，實施以拉伸凸緣加工或擴孔彎邊加工作為主體的壓制成形。因此，對于這些鋼板要求良好的拉伸凸緣性。

針對上述的課題，例如在專利文獻1中，公開了規(guī)定了馬氏體的分率、尺寸、個數(shù)密度、及平均馬氏體間隔的拉伸(延性)和擴孔性優(yōu)異的熱軋鋼板。在專利文獻2中，公開了通過限定鐵素體及第二相的平均粒徑和第二相的碳濃度而得到的擴孔彎邊加工性優(yōu)異的熱軋鋼板。在專利文獻3中，公開了通過在750～600℃的溫度范圍內(nèi)保持2～15秒后在低溫下卷取而得到的加工性、表面性狀及板平坦度優(yōu)異的熱軋鋼板。

然而，在上述的專利文獻1中必須確保熱軋結(jié)束后的一次冷卻速度為50℃/s以上，對裝置的負荷變高。此外，將一次冷卻速度設(shè)定為50℃/s以上的情況下，起因于冷卻速度的不均而產(chǎn)生材質(zhì)不均，這成為問題。

此外，如上述那樣，近年來，對于汽車構(gòu)件，適用高強度鋼板的要求提高。在將高強度鋼板冷壓而成形的情況下，在成形中容易從成為拉伸凸緣成形的部位的邊緣產(chǎn)生龜裂。認為這是由于因在坯料加工時被導(dǎo)入沖裁端面的應(yīng)變而僅邊緣部進行加工硬化從而導(dǎo)致的。以往，作為拉伸凸緣性的試驗評價方法，使用擴孔試驗。然而，在擴孔試驗中周向的應(yīng)變幾乎沒有分布地達到斷裂，但在實際的部件的加工中，由于存在應(yīng)變分布，所以存在由斷裂部周邊的應(yīng)變或應(yīng)力的梯度產(chǎn)生的對斷裂極限的影響。因此，在高強度鋼板的情況下，即使在擴孔試驗中顯示充分的拉伸凸緣性，在進行冷壓的情況下，有時也因應(yīng)變分布而產(chǎn)生龜裂。

在專利文獻1～3中公開的技術(shù)中，任一發(fā)明中均公開了通過僅規(guī)定由光學(xué)顯微鏡觀察到的組織而使擴孔性提高。然而，在考慮應(yīng)變分布的情況下也不清楚是否能夠確保充分的拉伸凸緣性。

在汽車構(gòu)件中，在車輪或懸架等重要安全部件中的具有開孔部等應(yīng)力集中大的部位的部件中使用的情況下，除了上述的拉伸凸緣性以外，還要求缺口疲勞特性。進而，由于若通過腐蝕而板厚減少，則部件的強度及缺口疲勞特性發(fā)生較大劣化，所以對于在上述那樣的部件中使用的鋼材，化學(xué)轉(zhuǎn)化處理及電沉積涂裝后的耐腐蝕性(涂裝后耐腐蝕性)也是必須的。

關(guān)于缺口疲勞特性的提高，報道了通過將組織制成具有鐵素體相和硬質(zhì)第2相的復(fù)合組織而龜裂傳播速度有效地降低。例如，在專利文獻4中公開了通過在以微細的鐵素體作為主相的組織中分散硬質(zhì)的貝氏體或馬氏體而兼顧了沒有缺口的材料的疲勞特性和缺口疲勞特性的鋼板。然而，在專利文獻4中，對于拉伸凸緣性沒有任何言及。

此外，在專利文獻5、專利文獻6中，報道了通過提高復(fù)合組織中的馬氏體的長寬比而能夠降低龜裂傳播速度。然而，它們均由于對象為厚板，所以不具備在進行薄板的壓制成型時所需要的良好的拉伸凸緣性。因此，難以將專利文獻5及專利文獻6中記載的鋼板作為汽車用鋼板使用。

進而，在專利文獻4、5、6中，為了制成鐵素體與馬氏體的復(fù)合組織，大多出于促進鐵素體相變的目的而添加si。然而，含有si的鋼板在鋼板的表面生成被稱為紅氧化皮(si氧化皮)的虎紋狀的氧化皮花紋，存在涂裝后耐腐蝕性劣化這樣的問題。

像這樣，以往難以得到完全滿足對汽車構(gòu)件所需要的拉伸凸緣性、缺口疲勞特性、及涂裝后耐腐蝕性的鋼板。

現(xiàn)有技術(shù)文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2013-19048號公報

專利文獻2：日本特開2001-303186號公報

專利文獻3：日本特開2005-213566號公報

專利文獻4：日本特開平04-337026號公報

專利文獻5：日本特開2005-320619號公報

專利文獻6：日本特開平07-90478號公報

技術(shù)實現(xiàn)要素：

發(fā)明所要解決的問題

本發(fā)明是鑒于上述的問題而研究出的。

本發(fā)明的目的是提供涂裝后耐腐蝕性優(yōu)異、并且能夠適用于要求嚴格的拉伸凸緣性及缺口疲勞特性的構(gòu)件的高強度熱軋鋼板。本發(fā)明中，所謂拉伸凸緣性為考慮了應(yīng)變分布的拉伸凸緣性的指標，表示以作為通過鞍型拉伸凸緣試驗法進行試驗的結(jié)果而得到的凸緣的極限成形高度h(mm)與抗拉強度(mpa)的積進行評價的值，所謂拉伸凸緣性優(yōu)異表示極限成形高度h(mm)與抗拉強度(mpa)的積為19500(mm·mpa)以上。

此外，所謂缺口疲勞特性優(yōu)異表示通過缺口疲勞試驗得到的缺口疲勞限fl(mpa)與抗拉強度ts(mpa)的比即fl/ts為0.25以上。此外，所謂高強度表示以抗拉強度計為540mpa以上。此外，所謂涂裝后耐腐蝕性優(yōu)異表示涂裝后耐腐蝕性的指標即最大剝離寬度為4.0mm以下。

此外，以往，已知若拉伸凸緣性提高，則延性降低。然而，本發(fā)明的熱軋鋼板能夠在提高拉伸凸緣性的基礎(chǔ)上，滿足一般作為汽車構(gòu)件所要求的最低限的延性即ts×el≥13500mpa·％。

用于解決問題的手段

根據(jù)以往的見解，拉伸凸緣性(擴孔性)的改善如專利文獻1～3中所示的那樣通過夾雜物控制、組織均質(zhì)化、單一組織化和/或組織間的硬度差的降低等而進行。換而言之，以往，通過控制利用光學(xué)顯微鏡觀察到的組織來謀求擴孔性等的改善。

然而，本發(fā)明人們鑒于即使僅控制由光學(xué)顯微鏡觀察到的組織也無法提高存在應(yīng)變分布時的拉伸凸緣性，著眼于各晶粒的晶粒內(nèi)的取向差，開展了深入研究。其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過將晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒在全部晶粒中所占的比例控制在一定的范圍內(nèi)，能夠使拉伸凸緣性大幅地提高。

本發(fā)明基于上述的見解而構(gòu)成，其主旨如下所述。

(1)本發(fā)明的一方式所述的熱軋鋼板的化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有c：0.020～0.070％、mn：0.60～2.00％、al：0.10～1.00％、ti：0.015～0.170％、nb：0.005～0.050％、cr：0～1.0％、v：0～0.300％、cu：0～2.00％、ni：0～2.00％、mo：0～1.00％、mg：0～0.0100％、ca：0～0.0100％、rem：0～0.1000％、b：0～0.0100％，限制si：0.100％以下、p：0.050％以下、s：0.005％以下、n：0.0060％以下，剩余部分包含fe及雜質(zhì)，組織以面積率計包含合計80～98％的鐵素體及貝氏體、和2～10％的馬氏體，在上述組織中，當將取向差為15°以上的邊界設(shè)為晶界，將由上述晶界包圍、且當量圓直徑為0.3μm以上的區(qū)域定義為晶粒時，晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的上述晶粒的比例以面積率計為10～60％。

(2)在上述(1)所述的熱軋鋼板中，上述化學(xué)成分可以以質(zhì)量％計含有v：0.010～0.300％、cu：0.01～1.20％、ni：0.01～0.60％、mo：0.01～1.00％中的1種或2種以上。

(3)在上述(1)或(2)的熱軋鋼板中，上述化學(xué)成分可以以質(zhì)量％計含有mg：0.0005～0.0100％、ca：0.0005～0.0100％、rem：0.0005～0.1000％中的1種或2種以上。

(4)在上述(1)～(3)中任一項所述的熱軋鋼板中，上述化學(xué)成分可以以質(zhì)量％計含有b：0.0002～0.0020％。

(5)在上述(1)～(4)中任一項所述的熱軋鋼板中，抗拉強度可以為540mpa以上，并且，上述抗拉強度與鞍型拉伸凸緣試驗中的極限成形高度的積可以為19500mm·mpa以上。

發(fā)明效果

根據(jù)本發(fā)明的上述方式，能夠提供為高強度且能夠適用于要求嚴格的拉伸凸緣性的構(gòu)件的拉伸凸緣性及缺口疲勞特性及涂裝后耐腐蝕性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板。

附圖說明

圖1是本實施方式所述的熱軋鋼板的1/4t部(在板厚方向上距表面為板厚的1/4的位置)中的利用ebsd的解析結(jié)果。

圖2是表示鞍型拉伸凸緣試驗法中使用的鞍型形狀的成型品的形狀的圖。

圖3是表示為了評價缺口疲勞特性而使用的疲勞試驗片的形狀的圖。

具體實施方式

以下，對本發(fā)明的一實施方式所述的熱軋鋼板(以下，有時稱為本實施方式所述的熱軋鋼板)進行詳細說明。

本實施方式所述的熱軋鋼板的化學(xué)成分以質(zhì)量％計含有c：0.020～0.070％、mn：0.60～2.00％、al：0.10～1.00％、ti：0.015～0.170％、nb：0.005～0.050％，根據(jù)需要，含有cr：1.0％以下、v：0.300％以下、cu：2.00％以下、ni：2.00％以下、mo：1.00％以下、mg：0100％以下、ca：0.0100％以下、rem：0.1000％以下、b：0.0100％以下中的1種以上，限制si：0.100％以下、p：0.050％以下、s：0.005％以下、n：0.0060％以下，剩余部分包含fe及雜質(zhì)。此外，組織以面積率計包含合計80～98％的鐵素體及貝氏體、和2～10％的馬氏體，在上述組織中，當將取向差為15°以上的邊界設(shè)為晶界，將由上述晶界包圍、且當量圓直徑為0.3μm以上的區(qū)域定義為晶粒時，晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的上述晶粒的比例以面積率計為10～60％。

首先，對本實施方式所述的熱軋鋼板的化學(xué)成分的限定理由進行說明。各成分的含量的％為質(zhì)量％。

c：0.020～0.070％

c為與nb、ti等結(jié)合而在鋼板中形成析出物，并通過析出強化而有助于鋼的強度提高的元素。此外，c對馬氏體的生成也產(chǎn)生較大影響。因此，將c含量的下限設(shè)定為0.020％。優(yōu)選的c含量的下限為0.025％，更優(yōu)選的c含量的下限為0.030％。另一方面，若c含量變得超過0.070％，則拉伸凸緣性或焊接性劣化。因此，將c含量的上限設(shè)定為0.070％。優(yōu)選的c含量的上限為0.065％，更優(yōu)選的c含量的上限為0.060％。

si：0.100％以下

si為降低氧化皮的熔點、并提高氧化皮與基底金屬(母材)的密合性的元素。若si含量變多，則產(chǎn)生氧化皮花紋而化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性劣化，成為涂裝后耐腐蝕性降低的原因。因此，有必要限制si含量。若si含量超過0.100％，則涂裝后耐腐蝕性顯著劣化。因此，將si含量限制為0.100％以下。優(yōu)選的si含量的上限為0.050％，更優(yōu)選的si含量的上限為0.040％。si含量也可以為0％。

mn：0.60～2.00％

mn為通過固溶強化、和/或提高鋼的淬火性而有助于鋼的強度提高的元素。為了得到該效果，將mn含量的下限設(shè)定為0.60％。優(yōu)選的mn含量的下限為0.70％，更優(yōu)選的mn含量的下限為0.80％。另一方面，若mn含量超過2.00％，則拉伸凸緣性劣化。因此，將mn含量的上限設(shè)定為2.00％。優(yōu)選的mn含量的上限為1.50％，更優(yōu)選的mn含量的上限為1.20％。

al：0.10～1.00％

al為作為鋼液的脫氧劑有效的元素。此外，在本實施方式所述的熱軋鋼板中，為具有將晶粒內(nèi)取向差為5～14°的晶粒的比例控制在10～60％的效果的元素。認為這與al具有使鋼板的ar3溫度大幅上升的效果、且通過含有al而被導(dǎo)入晶粒內(nèi)的相變應(yīng)變變少有關(guān)系。為了得到這些效果，將al含量的下限設(shè)定為0.10％。優(yōu)選的al含量的下限為0.13％，更優(yōu)選的al含量的下限為0.15％。另一方面，若al含量超過1.00％，則韌性或延性顯著劣化，有時在軋制中導(dǎo)致斷裂。因此，將al含量的上限設(shè)定為1.00％。優(yōu)選的al含量的上限為0.50％，更優(yōu)選的al含量的上限為0.40％。

ti：0.015～0.170％

ti為作為碳化物在鋼中微細地析出、并通過析出強化使鋼的強度提高的元素。此外，ti為通過形成碳化物(tic)而將c固定、并抑制對于拉伸凸緣性而言有害的滲碳體的生成的元素。為了得到這些效果，將ti含量的下限設(shè)定為0.015％。優(yōu)選的ti含量的下限為0.020％，更優(yōu)選的ti含量的下限為0.025％。另一方面，若ti含量超過0.170％，則延性劣化。因此，將ti含量的上限設(shè)定為0.170％。優(yōu)選的ti含量的上限為0.150％，更優(yōu)選的ti含量的上限為0.130％。

nb：0.005～0.050％

nb為作為碳化物在鋼中微細地析出、并通過析出強化而使鋼的強度提高的元素。此外，nb為通過形成碳化物(nbc)而將c固定、并抑制對于拉伸凸緣性而言有害的滲碳體的生成的元素。為了得到這些效果，將nb含量的下限設(shè)定為0.005％。優(yōu)選的nb含量的下限為0.010％，更優(yōu)選的nb含量的下限為0.015％。另一方面，若nb含量超過0.050％，則延性劣化。因此，將nb含量的上限設(shè)定為0.050％。優(yōu)選的nb含量的上限為0.040％，更優(yōu)選的nb含量的上限為0.030％。

p：0.050％以下

p為雜質(zhì)。p由于使韌性、加工性、焊接性等劣化，所以其含量越低越優(yōu)選。然而，由于在p含量超過0.050％的情況下，拉伸凸緣性的劣化顯著，所以p含量只要限制為0.050％以下即可。更優(yōu)選為0.030％以下。p的下限沒有必要特別規(guī)定，但由于過度的降低從制造成本的觀點出發(fā)不優(yōu)選，所以也可以將p含量的下限設(shè)定為0.005％以上。

s：0.005％以下

s為形成不僅引起熱軋時的開裂、而且使拉伸凸緣性劣化的a系夾雜物的元素。因此，s含量越低越優(yōu)選。然而，由于在s含量超過0.005％的情況下，拉伸凸緣性的劣化顯著，所以只要將s含量的上限限制為0.005％即可。更優(yōu)選為0.003％以下。s的下限沒有特別規(guī)定，但由于過度的降低從制造成本的觀點出發(fā)不優(yōu)選，所以也可以將s含量的下限設(shè)定為0.001％以上。

n：0.0060％以下

n為比c優(yōu)先與ti及nb形成析出物、減少對c的固定有效的ti及nb的元素。因此，n含量優(yōu)選較低。然而，由于在n含量超過0.0060％的情況下，拉伸凸緣性的劣化顯著，所以只要將n含量的上限限制為0.0060％即可。更優(yōu)選為0.0050％以下。

以上的化學(xué)元素是本實施方式所述的熱軋鋼板中含有的基本成分，包含這些基本元素、且剩余部分包含fe及雜質(zhì)的化學(xué)組成是本實施方式所述的熱軋鋼板的基本組成。然而，除了該基本成分以外(代替剩余部分的fe的一部分)，在本實施方式所述的熱軋鋼板中，也可以進一步根據(jù)需要在后述的范圍內(nèi)含有選自cr、v、cu、ni、mo、mg、ca、rem、b的化學(xué)元素(選擇元素)中的1種以上。以下的元素由于沒有必要一定含有，所以其含量的下限為0％。即使這些選擇元素不可避免地混入到鋼中，也不會損害本實施方式的效果。

這里，所謂雜質(zhì)是在工業(yè)上制造合金時，由礦石、廢鐵等原料、或通過制造工序的各種要因而混入鋼中的成分，是指在不對本實施方式所述的熱軋鋼板的特性造成不良影響的范圍內(nèi)允許的成分。

cr：0～1.0％

cr為有助于提高鋼板的強度的元素。在要得到該效果時，優(yōu)選含有0.05％以上的cr。另一方面，若cr含量超過1.0％，則其效果飽和而經(jīng)濟性降低。因此，即使是含有cr的情況下，也優(yōu)選將cr含量的上限設(shè)定為1.0％。

v：0～0.300％

v為通過析出強化或固溶強化而使鋼板的強度提高的元素。在要得到該效果時，優(yōu)選將v含量設(shè)定為0.010％以上。另一方面，若v含量超過0.300％，則上述效果飽和而經(jīng)濟性降低。因此，即使是含有v的情況下，也優(yōu)選將v含量的上限設(shè)定為0.300％。

cu：0～2.00％

cu為通過析出強化或固溶強化而使鋼板的強度提高的元素。在要得到該效果時，優(yōu)選將cu含量設(shè)定為0.01％以上。另一方面，若cu含量超過2.00％，則上述效果飽和而經(jīng)濟性降低。因此，即使是含有cu的情況下，也優(yōu)選將cu含量的上限設(shè)定為2.00％。然而，若cu的含量超過1.20％，則有時在鋼板的表面產(chǎn)生起因于氧化皮的傷痕。因此，更優(yōu)選將cu含量的上限設(shè)定為1.20％。

ni：0～2.00％

ni為通過析出強化或固溶強化而使鋼板的強度提高的元素。在要得到該效果時，優(yōu)選將ni含量設(shè)定為0.01％以上。另一方面，若ni含量超過2.00％，則上述效果飽和而經(jīng)濟性降低。此外，延性也大大降低。因此，即使是含有ni的情況下，也優(yōu)選將ni含量的上限設(shè)定為2.00％。由于若ni的含量超過0.60％則延性開始劣化，所以更優(yōu)選將ni含量的上限設(shè)定為0.60％。

mo：0～1.00％

mo為通過析出強化或固溶強化而使鋼板的強度提高的元素。在要得到該效果時，優(yōu)選將mo含量設(shè)定為0.01％以上。另一方面，若mo含量超過1.00％，則上述效果飽和而經(jīng)濟性降低。因此，即使是含有mo的情況下，也優(yōu)選將mo含量的上限設(shè)定為1.00％。

mg：0～0.0100％

mg為通過控制成為破壞的起點、成為使加工性劣化的原因的非金屬夾雜物的形態(tài)而使鋼板的加工性提高的元素。在要得到該效果時，優(yōu)選將mg含量設(shè)定為0.0005％以上。另一方面，若mg的含量超過0.0100％，則上述效果飽和而經(jīng)濟性降低。因此，即使是含有mg的情況下，也優(yōu)選將mg含量的上限設(shè)定為0.0100％。

ca：0～0.0100％

ca為通過控制成為破壞的起點、成為使加工性劣化的原因的非金屬夾雜物的形態(tài)而使鋼板的加工性提高的元素。在要得到該效果時，優(yōu)選將ca含量設(shè)定為0.0005％以上。另一方面，若ca的含量超過0.0100％，則上述效果飽和而經(jīng)濟性降低。因此，即使是含有ca的情況下，也優(yōu)選將ca含量的上限設(shè)定為0.0100％。

rem：0～0.1000％

rem(稀土類元素)為通過控制成為破壞的起點、成為使加工性劣化的原因的非金屬夾雜物的形態(tài)而使鋼板的加工性提高的元素。在要得到該效果時，優(yōu)選將rem含量設(shè)定為0.0005％以上。另一方面，若rem的含量超過0.1000％，則上述效果飽和而經(jīng)濟性降低。因此，即使是含有rem的情況下，rem含量的上限也優(yōu)選設(shè)定為0.1000％。

b：0～0.0100％

b在晶界中偏析，并通過提高晶界強度而使低溫韌性提高。在要得到該效果時，優(yōu)選將b含量設(shè)定為0.0002％以上。另一方面，若b含量超過0.0100％，則不僅其效果飽和，而且經(jīng)濟性降低。因此，即使是含有b的情況下，也優(yōu)選將b含量的上限設(shè)定為0.0100％。此外，b為強力的淬火性提高元素，在b含量超過0.0020％的情況下，有時晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的上述晶粒的比例以面積率計變得超過60％。因此，b含量的上限更優(yōu)選為0.0020％。

關(guān)于除上述以外的元素，也可以在不損害本實施方式中的效果的范圍內(nèi)含有。例如，本發(fā)明人們確認sn、zr、co、zn、w即使合計含有1％以下也不會損害本實施方式中的效果。這些元素中的sn由于有可能在熱軋時產(chǎn)生瑕疵，所以優(yōu)選為0.05％以下。

接著，對本實施方式所述的熱軋鋼板的組織(金屬組織)進行說明。

本實施方式所述的熱軋鋼板必須在由光學(xué)顯微鏡觀察到的組織中，以面積率計包含合計80～98％的鐵素體和貝氏體，包含2％～10％的馬氏體。通過制成這樣的組織，能夠使強度和拉伸凸緣性均衡地提高。若鐵素體與貝氏體的合計面積率低于80％，則強度與拉伸凸緣性的平衡降低，極限成形高度h(mm)與抗拉強度ts(mpa)的積即h×ts成為19500mm·mpa。此外，若鐵素體與貝氏體的合計面積率超過98％、或者馬氏體的面積率低于2％，則缺口疲勞特性劣化，無法滿足fl/ts≥0.25。此外，若馬氏體的面積率超過10％，則拉伸凸緣性降低。鐵素體及貝氏體各自的分率(面積率)沒有必要限定，但由于若貝氏體分率超過80％，則有時延性降低，所以貝氏體分率優(yōu)選為80％以下。更優(yōu)選低于70％。

除鐵素體、貝氏體、馬氏體以外的剩余部分的組織沒有必要特別限定，例如為殘留奧氏體、珠光體等較佳。然而，從抑制拉伸凸緣性的劣化這樣的理由出發(fā)，剩余部分的比例優(yōu)選以面積率計設(shè)定為10％以下。

組織分率(面積率)可以通過以下的方法而得到。首先，將由熱軋鋼板采集的試樣用硝酸乙醇腐蝕液進行蝕刻。通過對在蝕刻后使用光學(xué)顯微鏡在板厚的1/4深度的位置處以300μm×300μm的視野得到的組織照片進行圖像解析，得到鐵素體及珠光體的面積率、以及貝氏體與馬氏體的合計面積率。接著，通過使用經(jīng)lepera腐蝕的試樣，對使用光學(xué)顯微鏡在板厚的1/4深度的位置處以300μm×300μm的視野得到的組織照片進行圖像解析，算出殘留奧氏體與馬氏體的合計面積率。

進而，使用從軋制面法線方向進行表面削除至板厚的1/4深度為止的試樣，通過x射線衍射測定求出殘留奧氏體的體積率。殘留奧氏體的體積率由于與面積率同等，所以將其作為殘留奧氏體的面積率。

通過該方法，能夠得到鐵素體、貝氏體、馬氏體、殘留奧氏體、珠光體各自的面積率。

本實施方式所述的熱軋鋼板必須在將由光學(xué)顯微鏡觀察到的組織控制在上述的范圍內(nèi)的基礎(chǔ)上，進一步控制使用晶體取向解析中經(jīng)常使用的ebsd法(電子背散射衍射圖案解析法)而得到的晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例。具體而言，在將取向差為15°以上的邊界設(shè)為晶界，將由該晶界包圍、且當量圓直徑為0.3μm以上的區(qū)域定義為晶粒的情況下，必須將全部晶粒中的晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例以面積率計設(shè)定為10～60％。

為了得到強度與加工性的平衡優(yōu)異的鋼板，具有這樣的晶粒內(nèi)取向差的晶粒是有效的，所以通過控制其比例，能夠維持所期望的鋼板強度、并且使拉伸凸緣性大大提高。若晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例以面積率計低于10％，則拉伸凸緣性降低。此外，若晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例以面積率計超過60％，則延性降低。

認為晶粒內(nèi)的晶體取向差與該晶粒中包含的位錯密度存在相關(guān)。一般而言晶粒內(nèi)的位錯密度的增加帶來強度的提高，另一方面使加工性降低。但是，在晶粒內(nèi)的取向差被控制為5～14°的晶粒的情況下，能夠不使加工性降低地使強度提高。因此，本實施方式所述的熱軋鋼板中，將晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例控制在10～60％。晶粒內(nèi)的取向差低于5°的晶粒的加工性優(yōu)異，但高強度化困難，晶粒內(nèi)的取向差超過14°的晶粒由于在晶粒內(nèi)變形能力不同，所以無助于拉伸凸緣性的提高。

晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例可以通過以下的方法而測定。

首先，對于距鋼板表面為板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的軋制方向垂直截面，對在軋制方向上200μm、在軋制面法線方向上100μm的區(qū)域以0.2μm的測定間隔進行ebsd解析而得到晶體取向信息。這里ebsd解析使用由熱場致放射型掃描電子顯微鏡(jeol制jsm-7001f)和ebsd檢測器(tsl制hikari檢測器)構(gòu)成的裝置，以200～300點/秒的解析速度實施。接著，對所得到的晶體取向信息，將取向差為15°以上且以當量圓直徑計為0.3μm以上的區(qū)域定義為晶粒，計算晶粒的晶粒內(nèi)的平均取向差，求出晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例。上述定義的晶?；蚓Я?nèi)的平均取向差可以使用ebsd解析裝置中附屬的軟件“oimanalysis(注冊商標)”而算出。

本發(fā)明中的“晶粒內(nèi)取向差”表示晶粒內(nèi)的取向分散即“grainorientationspread(gos)”，其值如非專利文獻1中記載的那樣，作為在同一晶粒內(nèi)成為基準的晶體取向與全部的測定點間的取向誤差的平均值求出。本實施方式中，成為基準的晶體取向是將同一晶粒內(nèi)的全部的測定點平均化而得到的取向，gos的值可以使用ebsd解析裝置中附屬的軟件“oimanalysis(注冊商標)version7.0.1”而算出。

圖1是本實施方式所述的熱軋鋼板的1/4t部中的軋制方向垂直截面的100μm×100μm區(qū)域的ebsd解析結(jié)果。圖1中，由取向差為15°以上的晶界所圍成的晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的區(qū)域以黑色表示。

本實施方式中，拉伸凸緣性通過使用了鞍型成型品的鞍型拉伸凸緣試驗法進行評價。具體而言，將圖2中所示那樣的包含直線部和圓弧部的模擬拉伸凸緣形狀的鞍型形狀的成型品進行壓制加工，以此時的極限成形高度評價拉伸凸緣性。在本實施方式的鞍型拉伸凸緣試驗中，使用將拐角的曲率半徑r設(shè)定為50～60mm、將開口角θ設(shè)定為120°的鞍型成型品，測定將沖裁拐角部時的余隙設(shè)定為11％時的極限成形高度h(mm)。這里，所謂余隙表示沖裁模與沖頭的間隙與試驗片的厚度的比。由于余隙實際上根據(jù)沖裁工具和板厚的組合而決定，所以所謂11％是指滿足10.5～11.5％的范圍。極限成形高度的判定是在成形后通過目視觀察有無具有板厚的1/3以上的長度的裂紋的存在，設(shè)為不存在裂紋的極限的成形高度。

以往作為與拉伸凸緣成形性對應(yīng)的試驗法使用的擴孔試驗由于周向的應(yīng)變基本沒有分布地達到斷裂，所以斷裂部周邊的應(yīng)變或應(yīng)力梯度與實際的拉伸凸緣成形時不同。此外擴孔試驗成為產(chǎn)生板厚貫通的斷裂的時刻的評價等，而不成為反映本來的拉伸凸緣成形的評價。另一方面，在本實施方式中使用的鞍型拉伸凸緣試驗中，由于能夠評價考慮了應(yīng)變分布的拉伸凸緣性，所以能夠?qū)崿F(xiàn)反映本來的拉伸凸緣成形的評價。

在本實施方式所述的熱軋鋼板中，鐵素體或貝氏體等由光學(xué)顯微鏡組織觀察到的各組織的面積率與晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例沒有直接關(guān)系。換而言之，例如，即使有具有同一鐵素體面積率及貝氏體面積率的熱軋鋼板，晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例也不一定相同。因此，僅通過控制鐵素體面積率、貝氏體面積率及馬氏體面積率，無法得到與本實施方式所述的熱軋鋼板相當?shù)奶匦浴＿@也如后述的實施例中所示的那樣。

本實施方式所述的熱軋鋼板可以通過例如包含以下那樣的熱軋工序及冷卻工序的制造方法而得到。

<關(guān)于熱軋工序>

在熱軋工序中，將具有上述的化學(xué)成分的板坯加熱，進行熱軋而得到熱軋鋼板。板坯加熱溫度優(yōu)選設(shè)定為下述式(a)所表示的srtmin℃以上且1260℃以下。

srtmin＝7000/{2.75-log([ti]×[c])}-273(a)

其中，式(a)中的[ti]、[c]表示以質(zhì)量％計的ti、c的含量。

本實施方式所述的熱軋鋼板含有ti，若板坯加熱溫度低于srtmin℃，則ti沒有充分地固溶。若在板坯加熱時ti沒有固溶，則使ti作為碳化物(tic)微細析出、并通過析出強化使鋼的強度提高變得困難。此外，通過形成碳化物(tic)而將c固定、并抑制對于拉伸凸緣性而言有害的滲碳體的生成變得困難。另一方面，由于若板坯加熱工序中的加熱溫度超過1260℃，則通過鱗落而成品率降低，所以加熱溫度優(yōu)選設(shè)定為1260℃以下。

在將晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例設(shè)定為10％～60％的情況下，在對加熱后的板坯進行的熱軋中，在將精軋的后段(最終3道次)中的累積應(yīng)變設(shè)定為0.5～0.6的基礎(chǔ)上，進行后述的冷卻是有效的。這是由于，晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒由于通過在比較低的溫度下以準平衡(paraequilibrium)狀態(tài)發(fā)生相變而生成，所以通過將相變前的奧氏體的位錯密度限定在一定范圍，并且將之后的冷卻速度限定在一定范圍，能夠控制晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的生成。

即，由于通過控制精軋的后段3段中的累積應(yīng)變及之后的冷卻，能夠控制晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的核生成頻率及其后的生長速度，所以結(jié)果是也能夠控制所得到的體積分率。更具體而言，通過精軋而導(dǎo)入的奧氏體的位錯密度主要與核生成頻率相關(guān)，軋制后的冷卻速度主要與生長速度相關(guān)。

精軋的后段3段的累積應(yīng)變低于0.5時，所導(dǎo)入的奧氏體的位錯密度不充分，晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例變得低于10％，所以不優(yōu)選。此外，若精軋的后段3段的累積應(yīng)變超過0.6，則在熱軋中引起奧氏體的再結(jié)晶，相變時的蓄積位錯密度降低。這種情況下，晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例變得低于10％，所以不優(yōu)選。

本實施方式中所謂的精軋的后段3段的累積應(yīng)變(εeff.)可以通過以下的式(1)而求出。

εeff.＝σεi(t，t)(1)

其中，

εi(t，t)＝εi0/exp{(t/τr)^2/3}、

τr＝τ0·exp(q/rt)、

τ0＝8.46×10^-6、

q＝183200j、

r＝8.314j/k·mol，

εi0表示壓下時的對數(shù)應(yīng)變，t表示該道次中的即將冷卻前的累積時間，t表示該道次中的軋制溫度。

軋制結(jié)束溫度優(yōu)選設(shè)定為ar3+30℃以上。若將軋制結(jié)束溫度設(shè)定為低于ar3+30℃，則當因鋼板中的成分、軋制溫度的不均，在組織的一部分中產(chǎn)生鐵素體的情況下，有可能對鐵素體施加加工。由于該加工后的鐵素體成為延性降低的原因，所以不優(yōu)選。此外，若軋制溫度低于ar3+30℃，則晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例變得過量，所以不優(yōu)選。

此外，熱軋包含粗軋和精軋，但精軋優(yōu)選使用將多個軋制機直線性地配置并沿1個方向進行連續(xù)軋制而得到規(guī)定的厚度的連軋機。

ar3可以基于鋼板的化學(xué)成分而通過下述式(2)算出。

ar3＝901-325×[c]+33×[si]+287×[p]+40×[al]-92×([mn]+[mo]+[cu])-46×([cr]+[ni])(2)

其中，[c]、[si]、[p]、[al]、[mn]、[mo]、[cu]、[cr]、[ni]分別表示c、si、p、al、mn、mo、cu、cr、ni的以質(zhì)量％計的含量。關(guān)于不含有的元素，作為0％進行計算。

<關(guān)于冷卻工序>

對熱軋后的熱軋鋼板進行冷卻。優(yōu)選在冷卻工序中對熱軋完成后的熱軋鋼板，以10℃/s以上的冷卻速度冷卻至650～750℃的溫度域(第1冷卻)，在該溫度域中保持3～10秒鐘，之后，以30℃/s以上的冷卻速度冷卻至100℃以下(第2冷卻)。

若第1冷卻的冷卻速度低于10℃/s，則在比優(yōu)選的溫度域高的溫度下因準平衡而引起相變，晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例變得低于10％，所以不優(yōu)選。此外，若第1冷卻的冷卻停止溫度低于650℃，則在比優(yōu)選的溫度域低的溫度下因準平衡而引起相變，晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例變得低于10％，所以不優(yōu)選。另一方面，若第1冷卻的冷卻停止溫度超過750℃，則在比優(yōu)選的溫度域更高的溫度下因準平衡而引起相變，所以晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例變得低于10％，所以不優(yōu)選。此外，即使650～750℃下的保持時間低于3秒，晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例也變得低于10％，所以不優(yōu)選。若650～750℃下的保持時間超過10秒，則變得容易生成對拉伸凸緣性有害的滲碳體，所以不優(yōu)選。此外，若第2冷卻的冷卻速度低于30℃/s，則變得容易生成對拉伸凸緣性有害的滲碳體，所以不優(yōu)選。此外，若第2冷卻的冷卻停止溫度超過100℃，則馬氏體分率變得低于2％，所以不優(yōu)選。

第1冷卻、第2冷卻中的冷卻速度的上限沒有必要特別限定，但考慮冷卻設(shè)備的設(shè)備能力也可以設(shè)定為200℃/s以下。

根據(jù)上述的制造方法，能夠得到如下的組織：以面積率計包含合計80～98％的鐵素體和貝氏體，以面積率計包含2～10％的馬氏體，當將取向差為15°以上的邊界設(shè)為晶界、將由晶界圍成、且當量圓直徑為0.3μm以上的區(qū)域定義為晶粒的情況下，晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例以面積率計為10～60％。

在上述的制造方法中，在通過控制熱軋條件而在奧氏體中導(dǎo)入加工位錯的基礎(chǔ)上，通過控制冷卻條件而適度地殘留所導(dǎo)入的加工位錯是重要的。即，由于熱軋條件和冷卻條件分別造成影響，所以同時控制這些條件是重要的。關(guān)于除上述以外的條件，只要使用公知的方法即可，沒有必要特別限定。

此外，只要能夠保持上述的組織的面積率，則即使進行熱處理也沒有問題。

實施例

以下，列舉出本發(fā)明的熱軋鋼板的實施例，對本發(fā)明更具體地進行說明，但本發(fā)明當然不限定于下述實施例，也可以在可適合于上述、后述的主旨的范圍內(nèi)適當加以變更而實施，它們均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。

在本實施例中，首先，將具有下述表1中所示的組成的鋼進行熔煉而制造鋼坯，將該鋼坯進行加熱，進行粗熱軋后，接著在下述表2中所示的條件下進行精軋。精軋后的板厚為2.2～3.4mm。表2中記載的ar3(℃)由表1中所示的成分使用下式(2)而求出。

ar3＝970-325×[c]+33×[si]+287×[p]+40×[al]-92×([mn]+[mo]+[cu])-46×([cr]+[ni])(2)

此外，最終3段的累積應(yīng)變由下式(1)求出。

εeff.＝σεi(t，t)(1)

其中，

εi(t，t)＝εi0/exp{(t/τr)^2/3}、

τr＝τ0·exp(q/rt)、

τ0＝8.46×10^-6、

q＝183200j、

r＝8.314j/k·mol，

εi0表示壓下時的對數(shù)應(yīng)變，t表示該道次中的即將冷卻前的累積時間，t表示該道次中的軋制溫度。

表1的空欄是指分析值低于檢測限。

表2

對于所得到的熱軋鋼板，求出各組織的組織分率(面積率)、及晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例。組織分率(面積率)通過以下的方法而求出。首先，將由熱軋鋼板采集的試樣用硝酸乙醇腐蝕液進行蝕刻。通過對蝕刻后使用光學(xué)顯微鏡在板厚的1/4深度的位置處以300μm×300μm的視野得到的組織照片進行圖像解析，得到鐵素體及珠光體的面積率、以及貝氏體與馬氏體的合計面積率。接著，通過使用經(jīng)lepera腐蝕的試樣，對使用光學(xué)顯微鏡在板厚的1/4深度的位置處以300μm×300μm的視野得到的組織照片進行圖像解析，算出殘留奧氏體與馬氏體的合計面積率。

進而，使用從軋制面法線方向進行表面削除至板厚的1/4深度為止的試樣，通過x射線衍射測定求出殘留奧氏體的體積率。殘留奧氏體的體積率由于與面積率同等，所以將其作為殘留奧氏體的面積率。

通過該方法，得到鐵素體、貝氏體、馬氏體、殘留奧氏體、珠光體各自的面積率。

此外，晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例通過以下的方法進行測定。首先，對于距鋼板表面為板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的軋制方向垂直截面，對在軋制方向上200μm、在軋制面法線方向上100μm的區(qū)域以0.2μm的測定間隔進行ebsd解析而得到晶體取向信息。這里ebsd解析使用由熱場致放射型掃描電子顯微鏡(jeol制jsm-7001f)和ebsd檢測器(tsl制hikari檢測器)構(gòu)成的裝置，以200～300點/秒的解析速度實施。接著，對所得到的晶體取向信息，將取向差為15°以上且以當量圓直徑計為0.3μm以上的區(qū)域定義為晶粒，計算晶粒的晶粒內(nèi)的平均取向差，求出晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例。上述定義的晶?；蚓Я?nèi)的平均取向差使用ebsd解析裝置中附屬的軟件“oimanalysis(注冊商標)”而算出。

將結(jié)果示于表3中。表中的除鐵素體、貝氏體、馬氏體以外的組織為珠光體或殘留奧氏體。此外，試驗no.51由于在軋制中產(chǎn)生開裂，所以無法進行之后的試驗。

接著，在拉伸試驗中，求出抗拉強度和延性。本發(fā)明中，機械性質(zhì)中的抗拉強度特性(抗拉強度(ts)、延性(el))使用在板寬的1/4w或3/4w位置處將與軋制方向正交的方向作為長度而采集的jisz2241(2011)的5號試驗片，依據(jù)jisz2241(2011)而進行評價。試驗的結(jié)果是，若ts為540mpa以上，則判斷為充分的強度，在ts×el為13500mpa·％以上的情況下，判斷為具有充分的延性。

將結(jié)果示于表4中。

接著，通過鞍型拉伸凸緣試驗，求出極限成形高度。此外，將抗拉強度(mpa)與極限成形高度(mm)的積作為拉伸凸緣性的指標進行評價，在積為19500mm·mpa以上的情況下，判斷為拉伸凸緣性優(yōu)異。鞍型拉伸凸緣試驗使用將拐角的曲率半徑設(shè)定為r60mm、將開口角θ設(shè)定為120°的圖2中所示那樣的鞍型成型品，將沖裁拐角部時的余隙設(shè)定為11％而進行。此外，極限成形高度是在成形后通過目視觀察有無具有板厚的1/3以上的長度的裂紋的存在，設(shè)為不存在裂紋的極限的成形高度。

將結(jié)果示于表4中。

接著，為了評價與軋制方向正交的方向的缺口疲勞特性，從與拉伸試驗片采集位置同樣的位置按照與軋制方向正交的方向成為長邊的方式采集圖3中所示的形狀的疲勞試驗片而進行疲勞試驗。圖3記載的疲勞試驗片是為了得到缺口材料的疲勞強度而制作的缺口試驗片。疲勞試驗片從最表層磨削至0.05mm左右的深度為止。以應(yīng)力比r＝0.1、頻率5hz進行應(yīng)力控制軸疲勞試驗，將1000萬次后沒有斷裂的應(yīng)力定義為缺口疲勞限(fl)，評價缺口疲勞特性。試驗的結(jié)果是，在滿足fl/ts≥0.25的情況下，判斷為缺口疲勞特性優(yōu)異。將結(jié)果示于表4中。

接著，評價化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性和涂裝后耐腐蝕性。

具體而言，首先，將所制造的鋼板進行酸洗后，實施使其附著2.5g/m²的磷酸鋅皮膜的磷酸化學(xué)轉(zhuǎn)化處理，在該階段作為化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性的評價，實施未覆蓋區(qū)的有無和p比的測定。所謂未覆蓋區(qū)是沒有附著化學(xué)轉(zhuǎn)化處理皮膜的部分，所謂p比是使用x射線衍射裝置測定的以磷葉石(100)面的x射線衍射強度p與磷鋅礦(020)面的x射線衍射強度h的比即p/(p+h)表示的值。

磷酸化學(xué)轉(zhuǎn)化處理是使用以磷酸和zn離子作為主要成分的試劑的處理，是與從鋼板溶出的fe離子之間生成被稱為磷葉石(fezn2(po4)2·4h2o)的晶體的化學(xué)反應(yīng)。并且，磷酸化學(xué)轉(zhuǎn)化處理的技術(shù)性要點在于，

(1)使fe離子溶出而促進反應(yīng)、

(2)在鋼板表面致密地形成磷葉石晶體。

特別是關(guān)于(1)，若在鋼板表面殘存起因于si氧化皮的形成的氧化物，則會妨礙fe的溶出，出現(xiàn)被稱為未覆蓋區(qū)(スケ)的沒有附著化學(xué)轉(zhuǎn)化皮膜的部分，或者因fe沒有溶出而形成被稱為磷鋅礦：zn3(po4)2·4h2o的在鐵表面上本來不會形成的那樣的異常的化學(xué)轉(zhuǎn)化處理皮膜，有時使涂裝后的性能劣化。因此，按照利用磷酸使鋼板表面的fe溶出從而fe離子被充分供給的方式使表面正常變得重要。

通過利用掃描型電子顯微鏡的觀察來判斷未覆蓋區(qū)的有無。具體而言，以1000倍的倍率觀察20個視野左右，將整面均勻附著而無法確認到未覆蓋區(qū)的情況作為無未覆蓋區(qū)而設(shè)為“a”。此外，若能夠確認到未覆蓋區(qū)的視野為5％以下則作為輕微設(shè)為“b”。超過5％則作為有未覆蓋區(qū)而評價為“c”。在c的情況下，判斷為化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性差。

另一方面，p比可以使用x射線衍射裝置而測定。取得磷葉石(100)面的x射線衍射強度p與磷鋅礦(020)面的x射線衍射強度h的比，作為p比＝p/(p+h)進行評價。p比是表示進行化學(xué)轉(zhuǎn)化處理而得到的皮膜中的磷鋅礦與磷葉石的比率的值，p比越高包含越多磷葉石，意味著在鋼板表面致密地形成磷葉石晶體。一般而言p比≥0.80是為了滿足耐腐蝕性能、涂裝性能而被要求的，此外，在融雪鹽散布地域等苛刻的腐蝕環(huán)境下，要求p比≥0.85。因而，若該p比低于0.80，則設(shè)為化學(xué)轉(zhuǎn)化處理性低劣。將結(jié)果示于表4中。

接著對于涂裝后耐腐蝕性，通過以下的方法進行評價。

首先，對化學(xué)轉(zhuǎn)化處理后的鋼板進行25μm厚的電沉積涂裝，進行170℃×20分鐘的涂裝燒結(jié)處理后，用前端尖的小刀對電沉積涂膜刻入長度為130mm的切口至到達基底金屬(母材)為止。然后，對該鋼板，在jisz2371中所示的鹽水噴霧條件下，持續(xù)實施700小時的35℃的溫度下的5％鹽水噴霧。在鹽水噴霧后，在切口部上，與切口部平行地粘貼130mm長度的寬度為24mm的帶(nichiban405a-24jisz1522)，測定將其剝離時的最大涂膜剝離寬度。若該最大涂膜剝離寬度超過4.0mm，則設(shè)為涂裝后耐腐蝕性低劣。將結(jié)果示于表4中。

表3

表4

如由表3、表4的結(jié)果表明的那樣，將本發(fā)明中規(guī)定的化學(xué)成分在優(yōu)選的條件下進行熱軋時(試驗no.1～32)，得到強度為540mpa以上、且拉伸凸緣性的指標為19500mm·mpa以上、ts×el為13500mpa·％、fl/ts≥0.25、最大涂膜剝離寬度為4.0mm的拉伸凸緣性、涂裝后耐腐蝕性及缺口疲勞特性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板。

另一方面，試驗no.34～39、41、43是制造條件脫離優(yōu)選的范圍，結(jié)果由光學(xué)顯微鏡觀察到的組織及晶粒內(nèi)的取向差為5～14°的晶粒的比例中的任一者、或兩者不滿足本發(fā)明的范圍的例子。在這些例子中，延性、拉伸凸緣性、缺口疲勞特性中的某一者不滿足目標值。

此外，試驗no.44～57是由于化學(xué)成分為本發(fā)明的范圍外，所以強度、延性、拉伸凸緣性、缺口疲勞特性中的某一者不滿足目標值的例子。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

根據(jù)本發(fā)明，能夠提供為高強度且嚴格的拉伸凸緣性、缺口疲勞特性、及涂裝后耐腐蝕性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板。這些鋼板由于有助于汽車的燃料效率提高等，所以產(chǎn)業(yè)上的可利用性高。