延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法

摘要

本发明提供不使用昂贵的Mo而有效地利用廉价且析出强化量高的Ti、在TS780MPa以上的条件下兼具延伸特性和延伸凸缘特性而且拉伸疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。一种高强度热轧钢板，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.06％以上、0.15％以下、Si：1.2％以下、Mn：0.5％以上、1.6％以下、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下及Ti：0.03％以上、0.20％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成；而且具有如下组织：以体积百分数计，50％以上、90％以下为铁素体，并且余量实质上为贝氏体，铁素体和贝氏体的体积百分数总计为95％以上，在铁素体中析出含有Ti的析出物，该析出物的平均直径为20nm以下；并且钢中Ti量的80％以上析出。

说明书

技术领域

本发明涉及延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的抗拉强度(TS)在780MPa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。本钢板期望应用于例如汽车或卡车用的车架等需要成形性、并且必须具有拉伸疲劳性的部件的高强度钢。

背景技术

对汽车或卡车用的车架等需要成形性、并且必须具有拉伸疲劳性的部件而言，由于现有的TS780MPa级钢难以成型，因此使用TS590MPa级以下的热轧钢板。而且，使用TS780MPa级钢板时，当然由于降低了现有TS590MPa级钢的板厚，因此在作为构件进行评价时，现有的TS780MPa级钢板的拉伸疲劳特性并不充分。但是，近年来，为了提高汽车的耐撞性，正在推进汽车用钢板的高强度化，对于必须具有拉伸疲劳特性的部位，也开始讨论TS780MPa级钢的使用。对于这些部件而言，必要的成形性是延伸性和延伸凸缘特性。

作为提高延伸性的方法，可以列举利用残留奥氏体的专利文献1的技术。但是，残留奥氏体使延伸凸缘成形性变差。虽然已知母相与其它相之间的硬度差越小延伸凸缘性越好，但残留奥氏体钢的第二相为硬质，与母相铁素体的硬度差大，存在延伸凸缘成形性变差的问题。另一方面，由于回火马氏体、贝氏体单相组织钢的母相与第二相的硬度差小，因此虽然延伸凸缘成形性好，但延伸特性小。因此，为了兼具延伸特性和延伸凸缘特性，必须是母相与第二相的硬度差小的复合组织钢。专利文献2公开了关于通过含有Ti、Mo、W的析出物而强化贝氏体相的析出、并降低与第二相贝氏体的硬度差的复合组织钢板的技术，专利文献3公开了关于通过含有Ti、Mo的析出物而强化贝氏体相的析出、并降低与第二相贝氏体的硬度差的复合组织钢板的技术。而且，这些专利文献的特征在于，通过将容易粗大化的TiC作为与Mo的复合析出物来抑制析出物的粗大化。但是，Mo与作为碳化物形成元素的Ti、Nb、V相比，除价格昂贵外，在通过急冷→空冷或保持→急冷所制造的钢板中，由于钢中的Mo量只有50％以下左右析出，因此存在成本增加的问题。

因此，期望获得不使用昂贵的Mo、而通过例如比Ti等更廉价的元素来满足延伸特性和延伸凸缘特性且能够达到高强度化的技术。

另外，专利文献4公开了关于由利用TiC强化析出的铁素体和贝氏体的组织构成的钢板的技术。根据该专利文献的实施例，板厚2.9mm且抗拉强度为740N/mm²，(抗拉强度)×(伸长率)在18000N/mm²·％以上，作为延伸凸缘特性指标的扩孔率和抗拉强度的积(抗拉强度)×(扩孔率)虽达到40000N/mm²以上，但对于拉伸疲劳特性未必充分。

作为用于提高疲劳特性的技术，专利文献5虽然公开了通过控制表层及内层的组织百分数来提高延伸性及疲劳特性的技术，但没有涉及任何以延伸凸缘成形性的提高为目标的对策。

专利文献1：日本特开平7-62485号公报

专利文献2：日本特开2003-321739号公报

专利文献3：日本特开2004-339606号公报

专利文献4：日本特开平8-199298号公报

专利文献5：日本特开平11-241141号公报

发明内容

鉴于上述问题，本发明的课题在于，提供不使用昂贵的Mo而有效地利用Ti、Nb和V等碳化物形成元素、特别是其中的廉价元素且析出强化量高的Ti，而在TS780MPa以上同时提高延伸特性和延伸凸缘特性、并且拉伸疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。

本发明的目标特性如下。

(1)抗拉强度(TS)≥780MPa

(2)延伸特性：伸长率(EL)≥22％

(3)延伸凸缘特性：扩孔率(λ)≥65％

(4)拉伸疲劳特性：拉伸疲劳的耐久比≥[疲劳极限(FL)与TS的比(FL/TS)]≥0.65

本发明顺利地解决了上述问题，提出了使含有Ti的析出物高效析出，并且通过使其微细分散而有效地利用强化析出，在TS为780MPa以上的高强度钢中兼具延伸特性和延伸凸缘特性两者、并且提高了拉伸疲劳特性的高强度钢板及其制造方法。

目前，由于单独使用Ti时容易粗大化，因此必须使Mo与之共存并使析出物微小化。这里，本发明人详细地研究了Ti的析出，结果发现通过热轧后立即开始急速冷却并控制冷却条件，能够使含有Ti的析出物向铁素体中微细地析出。

即，本发明人为了解决上述问题而进行了认真的研究，结果发现：使用下述[1]或[2]中所示的成分体系，使铁素体在50％以上、90％以下、余量为贝氏体，使含有Ti的析出物以平均直径在20nm以下而向铁素体中微细地析出，并且使钢中Ti量的80％以上析出，由此，延伸性及延伸凸缘特性显示出非常高的数值，而且拉伸疲劳特性也显著提高。还发现：为了得到该组织，使用具有下述[1]或[2]中所示成分的钢并控制从热轧的终轧后到冷却开始的时间是重要的。

这是因为，通过将从轧制后到冷却开始的时间控制在短时间内，并且冷却至680℃以上且小于(Ar₃点-20℃)的温度，能防止由轧制引入的变形的恢复，并且能够最大限度将变形用作铁素体相变的驱动力；而且还因为，能使目前认为困难的含有Ti的析出物向铁素体中微细地析出，并且对高效析出也有效。

即，本发明的要点构成如下。

[1]一种延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的抗拉强度在780MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计，含有C：0.06％以上、0.15％以下、Si：1.2％以下、Mn：0.5％以上、1.6％以下、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下及Ti：0.03％以上、0.20％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成；而且具有如下组织：以体积百分数计，50％以上、90％以下为铁素体，并且余量实质上为贝氏体，铁素体和贝氏体的体积百分数总计为95％以上，在铁素体中析出含有Ti的析出物，该析出物的平均直径为20nm以下；并且钢中Ti量的80％以上析出。

[2]一种延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的抗拉强度在780MPa以上的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量计，含有C：0.06％以上、0.15％以下、Si：1.2％以下、Mn：0.5％以上、1.6％以下、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下及Ti：0.03％以上、0.20％以下，还含有Nb：0.005％以上、0.10％以下及V：0.03％以上、0.15％以下的至少1种或2种，余量由Fe及不可避免的杂质构成；而且具有如下组织：以体积百分数计，50％以上、90％以下为铁素体，并且余量实质上为贝氏体，铁素体和贝氏体的体积百分数总计为95％以上，在铁素体中析出含有Ti的析出物，该析出物的平均直径为20nm以下；并且钢中Ti量的80％以上析出。

[3]如[1]或[2]所述的延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的抗拉强度在780MPa以上的高强度热轧钢板，其中，前述贝氏体的椭圆长轴长度的平均值小于10μm。

[4]如[1]或[2]所述的延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的抗拉强度在780MPa以上的高强度热轧钢板，其中，前述贝氏体的椭圆长轴长度的平均值为10μm以上，并且贝氏体的等效椭圆的长径比平均为4.5以下。

[5]如[1]至[4]中任一项所述的延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的抗拉强度在780MPa以上的高强度热轧钢板，其中，前述铁素体的平均硬度Hv_α和前述贝氏体的平均硬度Hv_B满足Hv_B-Hv_α≤230。

[6]一种制造延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的抗拉强度在780MPa以上的高强度热轧钢板的方法，其特征在于，将钢坯加热至1150℃以上、1300℃以下后，使终轧温度为Ar₃点以上且小于Ar₃点+100℃进行热轧，然后，在3.0秒以内开始冷却，以30℃/s以上的平均冷却速度强制冷却至680℃以上且小于Ar₃点-20℃的冷却停止温度，接着，停止强制冷却而进行3秒以上、15秒以下的空冷，然后，以20℃/s以上的平均冷却速度进行强制冷却，在300℃以上、600℃以下进行卷取，其中，所述钢坯具有如下成分组成：以质量计，含有C：0.06％以上、0.15％以下、Si：1.2％以下、Mn：0.5％以上、1.6％以下、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下及Ti：0.03％以上、0.20％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

[7]一种制造延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的抗拉强度在780MPa以上的高强度热轧钢板的方法，其特征在于，将钢坯加热至1150℃以上、1300℃以下后，使终轧温度为Ar₃点以上且小于Ar₃点+100℃进行热轧，然后，在3.0秒以内开始冷却，以30℃/s以上的平均冷却速度强制冷却至680℃以上且小于Ar₃点-20℃的冷却停止温度，接着，停止强制冷却而进行3秒以上、15秒以下的空冷，然后，以20℃/s以上的平均冷却速度进行强制冷却，在300℃以上、600℃以下进行卷取，其中，所述钢坯具有如下成分组成：以质量计，含有C：0.06％以上0.15％以下、Si：1.2％以下、Mn：0.5％以上、1.6％以下、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Al：0.05％以下及Ti：0.03％以上、0.20％以下，还含有Nb：0.005％以上、0.10％以下及V：0.03％以上、0.15％以下的至少1种或2种，余量由Fe及不可避免的杂质构成。

[8]如[6]或[7]所述的制造延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的抗拉强度在780MPa以上的高强度热轧钢板的方法，其中，前述终轧温度为Ar₃点以上且小于Ar₃点+50℃。

[9]如[6]或[7]所述的制造延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的抗拉强度在780MPa以上的高强度热轧钢板的方法，其中，前述终轧温度为Ar₃点+50℃以上且小于Ar₃点+80℃。

[10]如[6]至[9]中任一项所述的制造延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的抗拉强度在780MPa以上的高强度热轧钢板的方法，其中，前述卷取温度为350℃以上、500℃以下。

根据本发明，在添加Ti的钢中，使钢组织为铁素体+贝氏体，并且使含有Ti的析出物向铁素体中高效地析出且细微地分散，由此，在TS为780MPa以上的高强度下，能够得到优良的延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性，其结果是能够减少汽车或卡车用部件的板厚，对汽车车体的高性能化有大的贡献。

具体实施方式

下面，具体地说明本发明。

首先，对本发明中将钢板及钢坯的成分组成限定在上述范围内的理由进行说明。并且，与成分相关的「％」如无特殊说明则表示质量％。

C：0.06％以上、0.15％以下

C是以碳化物作为析出物向铁素体中析出、并且用于使贝氏体生成的必需元素，因此需要含有0.06％以上。但是，如果含量超过0.15％则焊接性变差，因此上限为0.15％。更优选的范围是0.07％～0.12％。

Si：1.2％以下

Si具有促进铁素体相变的作用。而且，有作为固溶强化元素的作用，优选含有0.1％以上。但是，如果使其大量含有而超过1.2％，则表面状态显著变差，耐腐蚀性也降低，因此上限为1.2％。更优选的范围为0.2％～1.0％。

Mn：0.5％以上、1.6％以下

Mn是为了增加强度而添加的。但是，如果含量小于0.5％则其添加效果不足，另一方面，由于含量超过1.6％的过量添加使焊接性显著降低，因此上限为1.6％。更有选的范围是0.8％～1.2％。

P：0.04％以下

P偏析至原γ晶界中而使低温韧性变差，并且由于在钢中偏析的倾向强而使钢板的各向异性变大、使加工性降低，因此优选尽可能地减少P，但由于能够允许达到0.04％，因此上限为0.04％。更优选为0.03％以下。

S：0.005％以下、

S偏析致原γ晶界中或者MnS大量生成时，使低温韧性降低，在寒冷地区变得难以使用，并且使延伸凸缘性显著降低，因此优选尽可能地减少S，但由于能够允许达到0.005％，因此上限为0.005％。

Al：0.05％以下

Al作为钢的脱氧剂而添加，是用于提高钢的清洁度的有效元素。为了得到该效果，优选含有0.001％以上。但是，Al如果超过0.05％则夹杂物大量产生，成为钢板瑕疵的原因，因此上限为0.05％。

Ti：0.03％以上、0.20％以下

Ti是在强化铁素体析出方面非常重要的元素。如果小于0.03％则难以确保必要的强度，如果超过0.20％则其效果饱和，仅变为增加成本，因此上限为0.20％。更优选的范围是0.08％～0.18％。

以上对基本成分进行了说明，但本发明还能够含有以下所述的其它元素。

Nb：0.005％以上、0.10％以下

V：0.03％以上、0.15％以下

为了赋予强度和疲劳强度，可以含有从Nb和V中选择的任意1种或2种。这些元素起强化析出或者强化固溶的作用，有助于强度和疲劳强度的提高。但是，如果含有Nb时其含量小于0.005％、或含有V时其含量小于0.03％，则其添加效果不足；如果Nb量超过0.10％或V量超过0.15％，则其效果饱和，仅变为增加成本，因此含有Nb时其上限为0.10％，含有V时其上限为0.15％。更优选的范围是Nb量为0.02％～0.06％，V量为0.05％～0.10％。

接着，对钢板的组织的限定理由进行说明。

铁素体的体积百分数：50％以上、90％以下

铁素体以体积百分数计小于50％时，由于硬质第2相变得过多、延伸凸缘特性降低，因此铁素体必须在50％以上。另一方面，铁素体超过90％时，由于第二相过少而不能提高伸长率，因此必须在90％以下。更优选的范围是65％～88％。

钢的余量组织实质上是贝氏体，铁素体和贝氏体的体积百分数总计为95％以上

为了使延伸凸缘性良好，上述铁素体以外的余量组织实质上必须为贝氏体。

这里，所说的余量实质上为贝氏体，是指使上述铁素体以外的余量组织以贝氏体为主体，是铁素体和贝氏体的体积百分数总计为95％以上的组织。虽然有马氏体等铁素体、贝氏体以外的组织作为其它组织混入的情况，但若在5％以下则能够允许，可以说铁素体以外的余量实质上为贝氏体。更优选铁素体和贝氏体的体积百分数总计大于97％。

铁素体中析出含有Ti的析出物，该析出物的平均直径为20nm以下

含有Ti的析出物具有强化铁素体、提高拉伸疲劳强度的效果。而且，这种含有Ti的析出物，在本发明中认为是主要以碳化物在铁素体中析出，但因碳化物等析出物的强化析出软质的铁素体的硬度增加，与硬质的贝氏体的硬度差减小，因此有提高延伸凸缘性的效果。而且，如果在铁素体中析出的含有Ti的析出物的平均直径超过20nm，则抑制位错的移动的效果变小，不能得到需要的强度和拉伸疲劳强度，因此在铁素体中析出的含有Ti的析出物的平均直径必须在20nm以下。

钢中Ti量的80％以上析出

钢中Ti量只析出小于80％时，没有形成与C等的析出物的Ti以固溶状态残留在铁素体中。这样，强度和拉伸疲劳强度的提高效果变小，是不经济且低效的。本发明发现，为了经济且高效地达到需要的强度及疲劳强度，钢中Ti量的80％以上析出是有效的。并且，析出物的平均直径的更优选的范围是3nm～15nm。而且，如果钢中Ti量的90％以上析出则为更优选。

在本发明中，含有Ti的析出物如上所述主要在铁素体中析出。认为这是因为铁素体中C的固溶度小于奥氏体，过饱和的C具有在铁素体中形成含有Ti的碳化物并析出的倾向。实际上，通过透射电子显微镜(TEM)观察由钢板制作的薄膜样品，结果在铁素体中确认了该析出物。

贝氏体的椭圆长轴长度的平均值小于10μm

贝氏体的形状对延伸凸缘特性产生影响，在得到良好的延伸凸缘特性方面，更优选减小贝氏体的粒径。具体而言，优选贝氏体的椭圆长轴长度平均为小于10μm。

贝氏体的椭圆长轴长度的平均值在10μm以上的贝氏体的长径比的平均在4.5以下

贝氏体的椭圆长轴长度平均在10μm以上时，在得到良好的延伸凸缘特性方面优选接近等轴晶粒，具体而言，优选使贝氏体的等效椭圆的长径比(椭圆长轴长度/椭圆短轴长度)的平均在4.5以下。并且，此时，在使延伸凸缘性良好的方面，优选使贝氏体的椭圆长轴长度平均在50μm以下。

这样通过减小贝氏体的粒径(椭圆长轴长度)、或者在粒径大时通过减少长径比而接近等轴晶粒，能够进一步改善延伸凸缘性，认为这是由于能够防止钢板冲裁加工时冲裁端面上的初期裂纹的增大、而且能够延迟凸缘加工时裂纹的延伸。

铁素体相的平均硬度(Hv_α)与贝氏体相的平均硬度(Hv_B)满足Hv_B-Hv_α≤230

通过减小贝氏体相的平均硬度(Hv_B)与铁素体相的平均硬度(Hv_α)的差(Hv_B-Hv_α)，具体而言将其减小到230以下，能够减少加工钢板时铁素体相与贝氏体相的变形量之差，因此能够防止裂纹的增大，还能得到良好的延伸凸缘特性。

接着，对本发明的制造工序进行说明。

将钢坯加热至1150℃以上、1300℃以下

Ti或者Nb、V在钢坯中大都以碳化物存在。为了在热轧后按目标在铁素体中析出，必须在热轧前使以碳化物析出的析出物暂时溶解。因此必须加热至高于1150℃的温度。如果加热至超过1300℃，则结晶粒径变得过于粗大，延伸性和延伸凸缘特性均变差，因此为1300℃以下。优选范围为1200℃以上。

热轧的终轧温度：Ar₃点以上、(Ar₃点+100℃)以下

钢坯加热至上述加热温度后，进行热轧，使作为热终轧温度的结束温度的终轧温度在Ar₃点以上、(Ar₃点+100℃)以下。如果终轧温度小于Ar₃点，则在铁素体+贝氏体的状态下被轧制。这种情况下，由于成为展开的铁素体组织，因此延伸凸缘特性变差。如果变为终轧温度超过(Ar₃点+100℃)的条件，则因轧制而引入的变形恢复，因此不能得到必要的铁素体量。因此，在终轧温度为Ar₃点以上、(Ar₃点+100℃)以下的条件下进行轧制。

另外，如果在终轧温度为(Ar₃点+50℃)以上且小于(Ar₃点+80℃)的条件下进行轧制，则贝氏体的椭圆长轴长度为10μm以上的贝氏体的长径比变为4.5以下，延伸凸缘特性提高。

而且，为了使贝氏体的椭圆长轴长度的平均值小于10μm，优选上述制造方法中的终轧温度为Ar₃点以上且小于(Ar₃点+50℃)。

在终轧后3.0秒以内开始冷却，以30℃/s以上的平均冷却速度强制冷却至680℃以上且小于(Ar₃点-20℃)的冷却停止温度

热终轧后，如果到强制冷却开始的时间超过3.0秒，则因轧制而引入的变形恢复，因此不能得到需要的铁素体量及含有Ti的析出物的析出量。更优选在1.6秒以内开始冷却。

如果冷却停止温度在(Ar₃点-20℃)以上，则由于铁素体核生成难以发生而不能得到需要的铁素体量，而且不能得到含有Ti的析出物的析出量和粒径。而且，如果冷却停止温度小于680℃，则由于C、Ti的扩散速度降低而不能得到需要的铁素体量及含有Ti的析出物的析出量和粒径。更优选强制冷却至720℃以上且小于(Ar₃点-30℃)的冷却停止温度。

上述热轧后的强制冷却，必须使从终轧温度到上述冷却停止温度的平均冷却速度在30℃/s以上。如果该冷却速度小于30℃/s则生成珠光体，因此特性变差。优选在70℃/s以上。并且，冷却速度的上限虽然没有特殊限定，但为了使其在上述冷却停止温度范围内准确地停止，优选300℃/s左右。

停止强制冷却，进行3秒以上、15秒以下的空冷

上述强制冷却停止后，在3秒以上、15秒以下的时间内成为停止强制冷却的空冷状态。如果停止该强制冷却的时间、即空冷时间小于3秒，则不能得到需要的铁素体量。另外，如果超过15秒则生成珠光体，使特性变差。而且，停止强制冷却进行空冷期间的冷却速度大致在15℃/s以下。

上述空冷后，以20℃/s以上的平均冷却速度进行强制冷却，在300℃以上、600℃以下进行卷取

上述空冷后，开始强制冷却，以20℃/s以上的平均冷却速度冷却至卷取温度，在300℃以上、600℃以下进行卷取。即，使卷取温度为300℃以上、600℃以下。如果卷取温度低于300℃，则淬火的余量组织变为马氏体，延伸凸缘特性下降。如果卷取温度超过600℃，则珠光体生成而使特性变差。另外，如果卷取温度为350℃以上、500℃以下，则贝氏体相的平均硬度(Hv_B)与铁素体相的平均硬度(Hv_α)的差(Hv_B-Hv_α)为Hv_B-Hv_α≤230，能够提高延伸凸缘特性，因此优选使卷取温度为350℃～500℃。而且，空冷后的强制冷却的冷却速度小于20℃/s时，由于珠光体生成，使特性变差，因此空冷后，使到卷取为止的平均冷却速度在20℃/s以上。冷却速度的上限虽然没有特别限定，但为了使其在上述卷取温度范围内准确地停止，优选为300℃/s左右。

实施例

实施例1

使用转炉熔炼表1所示组成的钢，连铸成钢坯，将该钢坯在表2所示条件下进行热轧并冷却，进行卷取，制成板厚2.0mm的热轧钢板。并且，表2中的Ar₃点是通过作为求得Ar₃的回归计算式(这里，C、Si、Mn为各元素的含量(质量％))而求得的值。

对这样得到的钢板的微观组织、拉伸特性、延伸凸缘特性和拉伸疲劳特性进行研究。

拉伸特性是将轧制方向作为拉伸方向并使用JIS 5号试件根据JISZ2241的方法而进行。扩孔试验根据日本钢铁联盟标准JFST 1001而进行试验。

铁素体和贝氏体百分数是指，用3％硝酸乙醇溶液使平行于轧制方向的截面的组织呈现出来，在板厚1/4的位置处用光学显微镜以400倍进行观察，通过图像处理将铁素体和贝氏体部分的面积率定量化，将其作为铁素体和贝氏体的体积百分数。

贝氏体的椭圆长轴长度及长径比是指，用3％硝酸乙醇溶液使平行于轧制方向的截面的组织呈现出来，在板厚1/4的位置处用光学显微镜以400倍进行观察，使用Image-Pro PLUS Ver.4.0.0.11(MediaCybernetics公司制)，通过图像分析处理，假想与观察到的各个贝氏体面积相等、并且转动惯量相等的椭圆(特征物等效椭圆)，求出各个椭圆的椭圆长轴长度和短轴长度。长径比是椭圆长轴长度/椭圆短轴长度。对于上述各个贝氏体，将所求得的椭圆长轴长度和长径比分别求平均，从而求出贝氏体的椭圆长轴长度的平均及长径比的平均。

析出物观察是使用透射电子显微镜(TEM)以20万倍以上的倍率进行铁素体的组织观察。Ti、Nb、V等析出物的组成通过用TEM上安装的能量色散型X射线荧光光谱仪(EDX)的分析确认。这里，对于含有Ti的析出物，使用与上述相同的Image-Pro PLUS，通过图像处理，每2°测定通过作为测定对象的各个析出物(目标)的重心的直径，求出其平均值作为各个析出物的直径，再将各个析出物的直径平均，作为含有Ti的析出物的平均直径。

拉伸疲劳试验在应力比R0.05的条件下进行，以重复次数10⁷求得疲劳极限(FL)，再求得耐久比(FL/TS)。并且，应力比R是指用(最少重复应力)/(最大重复应力)定义的值。

含有Ti的析出物的析出量以析出Ti量相对于钢中Ti量的比例的形式算出。析出Ti量能够通过提取分析而得到。提取分析的方法是指，使用马来酸类电解液将电解提取出的残渣碱熔、再将融成物酸溶解之后，采用ICP发射光谱法进行测定。

如下测定铁素体及贝氏体的硬度。

维式硬度试验所使用的试验机符合JISB7725。用3％的硝酸乙醇溶液使与轧制方向平行的截面的组织呈现出来，在板厚1/4的位置处，用试验力0.0294N(试验载荷3g)分别在铁素体晶粒及贝氏体晶粒上制造凹痕。使用JISZ2244的维式硬度计算公式由凹痕的对角线长度算出硬度。分别测定30个铁素体晶粒和贝氏体晶粒的硬度并分别求得其平均值，将所求得的平均值作为铁素体相的平均硬度(Hv_α)和贝氏体相的平均硬度(Hv_B)。

结果如表3所示。在本发明例中，板厚为2.0mm，在TS780MPa以上时EL在22％以上，扩孔率在65％以上，拉伸疲劳试验的耐久比(FL/TS)在0.65以上。

如上，本发明的延伸特性、延伸凸缘特性及拉伸疲劳特性优良的高强度热轧钢板通过调整成分及制造条件，使钢板组织为铁素体和贝氏体，并且使含有Ti的析出物在铁素体中高效析出并微细地分散，结果板厚为2.0mm且在TS780MPa以上时EL显示为22％以上、扩孔率显示为65％以上、拉伸疲劳的耐久比显示为0.65以上，从而能够降低汽车用部件的板厚和提高汽车的碰撞安全性，显示出对汽车车体高性能化有很大帮助的优良效果。