CN103443320B - 各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板。本发明的含贝氏体型高强度热轧钢板以质量%计含有：C：超过0.07%且小于等于0.2%、Si：0.001～2.5%、Mn：0.01～4%、P：0.15%以下(不包括0%)、S：0.03%以下(不包括0%)、N：0.01%以下(不包括0%)、Al：0.001～2%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部的{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值为4.0以下，并且{332}<113>的晶体取向的极密度为4.8以下，平均晶体粒径为10μm以下，夏氏断面形状转变温度vTrs为-20℃以下，显微组织由组织分率为35%以下的先共析铁素体和作为剩余部分的低温相变生成相构成。

Description

各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板及其制造方法。
本申请基于2011年3月31日在日本申请的特愿2011-079658号主张优先权，其内容在此引用。
背景技术
近年来，为了减少各种构件的重量以提高汽车的燃油效率，通过铁合金等钢板的高强度化来实现薄壁化以及Al合金等轻金属的应用已经有了进展。但是，与钢等重金属相比，尽管Al合金等轻金属有比强度高的优点，但存在价格明显高的缺点。因此，为了更加低成本并且广范围地推进各种构件的轻量化，需要通过钢板的高强度化来实现薄壁化。
钢板的高强度化一般会伴随成型性(加工性)等材料特性的劣化。因此，如何在不损害材料特性的情况下实现高强度化对于高强度钢板的开发是重要的。特别是，作为内板构件、结构构件、车身底部构件等汽车构件使用的钢板，根据其用途，要求具有弯曲性、拉伸凸缘（外卷边）加工性、扩孔弯边加工性、延展性、疲劳耐久性、耐冲击性以及耐蚀性等。如何高水平地并且平衡地发挥这些材料特性和高强度性是重要的。
特别是，在汽车部件中，将板材加工作为素材并作为旋转体发挥作用的部件，例如构成自动变速器的鼓或支承座等是作为将发动机输出功率传递给车轴的中介的重要部件。作为上述旋转体发挥作用的部件要求具有圆形的形状以及圆周方向的板厚的均匀性，以减少摩擦。另外，上述部件的成型要使用扩孔弯边加工、拉伸、展薄拉伸加工(ironing)、拉伸成型等成型方法，以局部伸长率为代表的极限变形能力也是非常重要的。
另外，上述构件中使用的钢板需要提高下述特性：成型后作为部件安装于汽车上之后，即使受到碰撞等冲击，构件也不易破坏。另外，为了确保在 寒冷地带的耐冲击性，还需要提高低温韧性。该低温韧性是用vTrs(夏氏断面形状转变温度)等来定义的。因此，考虑上述钢材的耐冲击性本身也是必要的。
即，以上述部件为代表的要求板厚均匀性的部件用的薄钢板不仅要求具有优良的加工性，还要求塑性各向同性和低温韧性作为非常重要的特性。
为了这样地使高强度性和特别是成型性等各种材料特性得以兼顾，例如在专利文献1中公开了一种钢板的制造方法，该钢板通过将钢组织设定为90%以上的铁素体，将剩余部分设定为贝氏体，可以使高强度和延展性、扩孔性得以兼顾。但是，使用专利文献1中公开的技术来制造的钢板对于塑性各向同性没有任何提及。在专利文献1中制造的钢板应用于要求圆形度和圆周方向的板厚均匀性的部件的前提下，由部件的偏心引起的不正确的振动或摩擦损失有可能导致输出功率的下降。
另外，在专利文献2和3中公开了一种高张力热轧钢板的技术，该热轧钢板通过添加Mo并使析出物微细化，而获得高强度和优良的拉伸凸缘成型性。但是，应用了专利文献2和3中公开的技术的钢板必须添加0.07%以上的昂贵的合金元素Mo，所以存在制造成本高的问题。另外，在专利文献2和3中公开的技术中也对塑性各向同性也没有任何提及。在专利文献2和3中的技术也应用于要求圆形度和圆周方向的板厚的均匀性的部件的前提下，由部件的偏心引起的不正确的振动或摩擦损失有可能导致输出功率的下降。
另一方面，有关钢板的塑性各向同性、即塑性各向异性的降低，例如在专利文献4中公开了下述的技术：通过组合无头轧制和润滑轧制，使表层剪切层的奥氏体中的集合组织适当化，从而降低r值(兰克福德值)的面内各向异性。但是，为了在线圈整个长度上实施摩擦系数小的润滑轧制，需要无头轧制以防止轧制过程中的辊缝与轧材的滑脱所引起的咬入不良。可是，为了应用该技术，需要有粗棒材接合装置和高速飞剪等设备投资，因而负担加大。
另外，例如在专利文献5中公开了一种下述技术：通过复合添加Zr、Ti、Mo，并在950℃以上的高温下结束精轧，可以获得780MPa级以上的强度，r值的各向异性较小，可以使拉伸凸缘成型性和深拉性得以兼顾。可是，由于必须添加0.1%以上的昂贵的合金元素Mo，所以存在制造成本高的问题。
另外，提高钢板的低温韧性的研究尽管一直发展至今，但在专利文献1～5中尚未公开一种具有高强度、显示塑性各向同性、提高了扩孔性而且还兼 顾了低温韧性的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板。
现有技术文献 
专利文献
专利文献1：日本特开平6-293910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
专利文献4：日本特开平10-183255号公报
专利文献5：日本特开2006-124789号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是鉴于上述的问题点而发明的，其目的是提供一种具有高强度、能够应用于要求加工性、扩孔性、弯曲性、加工后的严格的板厚均匀性和圆形度、以及低温韧性的构件、并且具有540MPa级以上的钢板等级的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板、以及能够低成本稳定地制造该钢板的制造方法。
用于解决问题的手段
为了解决上述的问题点，本发明者们提出了以下所示的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板以及制造方法。
[1]一种各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板，其以质量%计含有：C：超过0.07%且小于等于0.2%、Si：0.001～2.5%、Mn：0.01～4%、P：0.15%以下(不包括0%)、S：0.03%以下(不包括0%)、N：0.01%以下(不包括0%)、Al：0.001～2%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部的由{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>以及{223}<110>的各晶体取向表示的{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值为4.0以下，并且{332}<113>的晶体取向的极密度为4.8以下，
平均晶体粒径为10μm以下，夏氏断面形状转变温度vTrs为-20℃以下，
显微组织由组织分率为35%以下的先共析铁素体和作为剩余部分的低温相变生成相构成。
[2]根据[1]所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板，其以质量%计进一步含有下述元素中的一种或二种以上：Ti：0.015～0.18%、Nb：0.005～0.06%、Cu：0.02～1.2%、Ni：0.01～0.6%、Mo：0.01～1%、V：0.01～0.2%、Cr：0.01～2%。
[3]根据[1]所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板，其以质量%计进一步含有下述元素中的一种或二种：Mg：0.0005～0.01%、Ca：0.0005～0.01%、REM：0.0005～0.1%。
[4]根据[1]所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板，其以质量%计进一步含有：B：0.0002～0.002%。
[5]一种各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其包含：
将钢坯进行第1热轧，该第1热轧是在1000℃～1200℃的温度范围内，进行1次以上的压下率为40%以上的轧制， 
进行第2热轧，该第2热轧是在由下述式(1)确定的温度为T1+30℃～T1+200℃的温度区域内，用单道次进行至少1次30%以上的轧制，
并且，将所述第2热轧中的压下率的合计设定为50%以上，
在所述第2热轧中进行压下率为30%以上的最终压下之后，按照使等待时间t秒满足下述式(2)的方式开始一次冷却，
将所述一次冷却中的平均冷却速度设定为50℃/秒以上，并且在温度变化为40℃～140℃的范围内进行所述一次冷却，
在所述一次冷却结束后的3秒以内，进行二次冷却，该二次冷却是以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，
所述二次冷却结束后，在低于Ar3相变点温度且为Ar1相变点温度以上的温度区域进行1～20秒空气冷却，然后，在450℃以上且低于550℃的温度下进行卷绕，
所述钢坯以质量%计含有：C：超过0.07%且小于等于0.2%、Si：0.001～2.5%、Mn：0.01～4%、P：0.15%以下(不包括0%)、S：0.03%以下(不包括0%)、N：0.01%以下(不包括0%)、Al：0.001～2%，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V
(1)
其中，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo以及V是各元素的含量(质量%)，
t≤2.5×t1   (2)
其中，t1由下述式(3)求出，
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1   (3) 
其中，上述式(3)中，Tf是压下率为30%以上的最终压下后的钢坯的温度，P1是30%以上的最终压下的压下率。
[6]根据[5]所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其中，在比T1+30℃低的温度范围下的压下率的合计为30%以下。
[7]根据[5]所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述第2热轧中的T1+30℃～T1+200℃的温度区域的各道次间的加工发热为18℃以下。
[8]根据[5]所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式(4)，
t<t1   (4)。
[9]根据[5]所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式(5)，
t1≤t≤t1×2.5   (5)。
[10]根据[5]所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其中，在轧制机架间开始所述一次冷却。
发明效果
根据本发明，提供一种能够应用于要求加工性、扩孔性、弯曲性、加工后的严格的板厚均匀性和圆形度、以及低温韧性的构件(内板构件、结构构件、车身底部构件、变速器等汽车构件、以及造船、建筑、桥梁、海洋结构物、压力容器、管线、机械部件用的构件等)的钢板。另外，根据本发明，可以低成本稳定地制造低温韧性优良的540MPa级以上的高强度钢板。
附图说明
图1是表示{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值与各向同 性(1/|Δr|)的关系的图。
图2是表示{332}<113>的晶体取向的极密度与各向同性指标(1/|Δr|)的关系的图。
图3是表示平均晶体粒径(μm)与vTrs(℃)的关系的图。
图4是连续热轧生产线的说明图。
具体实施方式
作为用于实施本发明的形态，对各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板(以下仅称作“热轧钢板”)进行详细说明。此外，以下将成分组成的质量%仅记为%。
本发明者们对于适合应用于要求加工性、扩孔性、弯曲性、加工后的严格的板厚均匀性和圆形度、以及低温韧性的构件的含贝氏体型高强度热轧钢板，不仅从加工性的观点，特别是从各向同性与低温韧性兼顾的观点出发进行了深入研究。结果得到了以下的新的认识。
首先，为了获得各向同性(降低各向异性)，就要回避造成各向异性的原因即由未再结晶奥氏体产生的相变织构的形成。因此，必须促进精轧后的奥氏体的再结晶。作为其手段，精轧中的最佳的轧制道次程序和轧制温度的高温化是有效的。
其次，为了提高低温韧性，脆性断面的断面单位的微细化、即显微组织单位的细粒化是有效的。因此，增加γ→α相变时的α的核生成位点是有效的，就需要增加能够成为该核生成位点的奥氏体的晶界以及位错密度。
作为其手段，需要在γ→α相变点温度以上并且尽可能低的温度下进行轧制，换言之，需要使奥氏体为未再结晶，在未再结晶率较高的状态下发生γ→α相变。这是因为再结晶后的奥氏体粒子在再结晶温度下粒子生长较快，在非常短时间内就变得粗大，γ→α相变后的α相也变为粗大粒子，因而引起显著的韧性劣化。
本发明者们如上所述发明了全新的热轧方法，该方法能够使各向同性和低温韧性达到高水平的平衡，这两个特性的获得如果用通常的热轧手段则需要相反的条件，因而它们的兼顾被认为是困难的。
首先，有关各向同性，本发明者们对于各向同性与织构的关系，获得了 以下的认识。
为了在省略修剪和切削工序的情况下，以保持加工的状态获得满足部件特性的板厚均匀性和圆形度，至少各向同性指标(=1/|Δr|)为3.5以上是必要的。
其中，各向同性指标是将钢板加工成JIS Z2201记载的5号试验片、并根据JIS Z2241记载的试验方法来求出的。作为各向同性指标的1/|Δr|被定义为Δr=(rL-2×r45+rC)/2，其中，将轧制方向、相对于轧制方向为45°的方向、以及相对于轧制方向为90°的方向(板宽方向)的塑性应变比(r值：兰克福特值(lankford value))分别定义为rL、r45以及rC。
(晶体取向)
如图1所示，与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部的由{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>、以及{223}<110>的各晶体取向表示的{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值如果为4.0以下，则各向同性指标(=1/|Δr|)满足3.5以上。各向同性指标只要按所希望的那样为6.0以上，则即使考虑线圈内的偏差，也能够以保持加工的状态获得充分满足部件特性的板厚均匀性和圆形度。因此，{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值优选为2.0以下。
极密度与X射线随机强度比的含义相同。极密度(X射线随机强度比)是使用X射线衍射法等在相同条件下测定不向特定取向上集聚的标准试样和测试试样的X射线强度，然后用得到的测试试样的X射线强度除以标准试样的X射线强度而得到的数值。该极密度可以用X射线衍射、EBSP(电子背散射衍射分析：Electron Back Scattering Pattern)法、或ECP(电子通道图案：Electron Channeling Pattern)法中的任一种来测定。
例如，{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度可以如下求出：使用由上述方法测定的{110}、{100}、{211}、{310}极图中的多个(优选为3个以上的)极图，通过级数展开法来计算三维织构(ODF)，从该三维织构求出{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、{223}<110>的各取向的极密度，将这些极密度进行算术平均而求出上述取向组的极密度。此外，当不能获得上述的所有取向的强度时，也可以用{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{112}<110>、以及{223}<110>的各取向的极密度的算术平均来 代替。
例如，有关上述各晶体取向的极密度，可以直接使用三维织构的φ2=45°的截面的(001)[1-10]、(116)[1-10]、(114)[1-10]、(113)[1-10]、(112)[1-10]、(335)[1-10]、以及(223)[1-10]的各强度。
同样，如图2所示，与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部的{332}<113>的晶体取向的极密度如果为4.8以下，则各向同性指标满足3.5以上。各向同性指标只要按所希望的那样为6.0以上，则即使考虑线圈内的偏差，也能够以加工的状态获得充分满足部件特性的板厚均匀性和圆形度。因此，{332}<113>的晶体取向的极密度优选为3.0以下。
供给至X射线衍射、EBSP法、ECP法的试样要通过机械研磨等将钢板的厚度减小至与表面相距规定的板厚。然后，通过化学研磨或电解研磨等除去变形，按照在板厚的5/8～3/8的范围内使适当的面成为测定面的方式制作试样。例如，在从板宽W的1/4W或3/4W位置以30mmφ的大小切下的钢坯上，进行精研(粗糙度算术平均偏差值Ra：0.4a～1.6a)。然后，通过化学研磨或电解研磨除去变形，从而制作供给至X射线衍射的试样。有关板宽方向，优选在与钢板的端部相距1/4或3/4的位置采取钢坯。
当然，如果极密度不仅在与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚范围的板厚中央部，而且在尽量多的厚度位置满足上述的极密度的限定范围，则局部延展性(局部伸长率)进一步提高。但是，通过测定与钢板的表面相距5/8～3/8的范围，就能够大致代表钢板全体的材质特性。因此，将板厚的5/8～3/8规定为测定范围。
此外，{hkl}<uvw>所表示的晶体取向是指钢板面的法线方向与<hkl>平行，轧制方向与<uvw>平行的意思。晶体的取向通常是用[hkl]或{hkl}来表示与板面垂直的取向，用(uvw)或<uvw>来表示与轧制方向平行的取向。{hkl}、<uvw>是等价面的总称，[hkl]、(uvw)是指各个晶体面。即，本发明中，由于是以体心立方结构为对象，所以例如(111)、(-111)、(1-11)、(11-1)、(-1-11)、(-11-1)、(1-1-1)、(-1-1-1)面是等价的，没有区别。在这种情况下，将这些取向统称为{111}。ODF表示也可以用于其它的对称性较低的晶体结构的取向表示，所以一般用[hkl](uvw)来表示各个取向，但在本发明中，[hkl](uvw)与{hkl}<uvw>的含义相同。利用X射线进行晶体取向的测定例如可以按照新版 Elements of X-ray Diffraction(1986年发行、松村源太郎译、AGNE Inc.出版)的274～296页记载的方法来进行。
(平均晶体粒径)
下面，本发明者们对低温韧性进行了研究。
图3表示平均晶体粒径与vTrs(夏氏断面形状转变温度)的关系。平均晶体粒径越细，则vTrs越是低温化，低温下的韧性越是得到提高。平均晶体粒径如果为10μm以下，则vTrs变为目标的-20℃以下，所以本发明能够经得住寒冷地带的使用。
此外，低温韧性是用在V型缺口夏氏冲击试验中得到的vTrs(夏氏断面形状转变温度)来评价。V型缺口夏氏冲击试验是根据JISZ2202制作试验片，按照JISZ2242中规定的内容来进行，测定vTrs。
另外，低温韧性由于受到组织的平均晶体粒径的影响大，所以也进行了板厚中央部的平均晶体粒径的测定。切取微型试样，使用EBSP-OIMTM(电子背散射衍射分析-电子显微取向成像：Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)测定晶体粒径和显微组织。微型试样是用胶体二氧化硅研磨剂研磨30～60分钟来制作，在倍率为400倍、160μm×256μm的区域、测定步调为0.5μm的测定条件下进行EBSP测定。
EBSP-OIMTM法由下述的装置和软件构成：对扫描型电子显微镜(SEM)内高度倾斜的试样照射电子束，进行反向散射而形成的菊池图案用高灵敏度照相机拍摄，并用计算机进行图像处理，从而在短时间内测定照射点的晶体取向。
EBSP法可以对块状试样表面的微细结构和晶体取向进行定量解析。EBSP法的分析区域是能够用SEM观察的区域。尽管也取决于SEM的分辨能力，但通过EBSP法能够以最小20nm的分辨能力进行分析。解析是通过将想要分析的区域绘制成数万个等间隔的网格状来进行。对于多晶材料来说，可以看到试样内的晶体取向分布和晶粒的大小。
本发明中，通过将晶粒的取向差定义为一般被看作晶界的大倾角晶界的阈值15°而进行绘制而成的图像来将晶粒可视化，求出平均晶体粒径。其中，“平均晶体粒径”是指用EBSP-OIMTM获得的值。
如上所述，本发明者们搞清楚了用于获得各向同性和低温韧性的钢板所 需要的各个要件。
在精轧结束温度越是低温时，则与低温韧性直接相关的平均晶体粒径变得越细，低温韧性越是得到提高。可是，作为各向同性的支配因子之一的与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚中央部的{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值和{332}<113>的晶体取向的极密度与平均晶体粒径显示相反的相关性。即存在着下述关系：当为了提高低温韧性而减小平均晶体粒径时，{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值和{332}<113>的晶体取向的极密度变大，各向同性变差。使各向同性和低温韧性得以兼顾的技术迄今仍未公开。
本发明者们对于适合应用于要求加工性、扩孔性、弯曲性、加工后的严格的板厚均匀性和圆形度、以及低温韧性的构件的能够使各向同性和低温韧性得以兼顾的含贝氏体型高强度热轧钢板及其制造方法进行了深入研究。其结果是，想到了由下述的条件构成的热轧钢板以及其制造方法。
(成分组成)
首先，对本发明的含贝氏体型高强度热轧钢板(以下有时称作“本发明热轧钢板”)的成分组成的限定理由进行说明。
C：超过0.07%且小于等于0.2%
C是有助于钢的强度上升的元素，但也是生成会成为扩孔时的开裂起点的渗碳体(Fe3C)等铁系碳化物的元素。C如果为0.07%以下，则无法获得低温相变生成相所带来的强度提高效果。另一方面，C如果超过0.2%，则中心偏析变得显著，冲切加工时会成为二次剪切面的开裂起点的渗碳体(Fe3C)等铁系碳化物增加，冲切性变差。因此，C设定为超过0.07%且小于等于0.2%。如果考虑到强度和延展性的平衡，C优选为0.15%以下。
Si：0.001～2.5%
Si是有助于钢的强度上升的元素，并且还具有作为钢水的脱氧材的作用，因而根据需要而添加。0.001%以上可发挥上述效果，但如果超过2.5%，则强度上升效果饱和。因此，Si设定为0.001～2.5%。
另外，当Si超过0.1%时，随着量的增加，渗碳体等铁系碳化物的析出被抑制，有助于强度提高和扩孔性的提高。可是，Si如果超过1.0%，则铁系碳化物的析出抑制效果饱和。因此，Si优选为超过0.1%且小于等于1.0%。
Mn：0.01～4%
Mn是有助于通过固溶强化和淬火强化来提高强度的元素，根据需要而添加。如果低于0.01%，则不能获得添加效果，另一方面，如果超过4%，则添加的效果饱和，所以Mn设定为0.01～4%。
为了抑制由S引起的热开裂，当未充分添加Mn以外的元素时，优选按照Mn量(质量%)([Mn])和S量(质量%)([S])满足[Mn]/[S]≥20的方式添加Mn量。进而，Mn是随着其含量的增加，使奥氏体区域温度向低温侧扩大，从而提高淬火性，使扩孔弯边性优良的连续冷却相变组织的形成变得容易的元素。该效果在低于1%时难以显现，所以Mn优选为1%以上。
P：0.15%以下
P是铁液中所含的杂质，是偏析于晶界并使韧性下降的元素。因此，P含量越低，越为优选，如果超过0.15%，则会对加工性和焊接性产生不良影响，所以设定为0.15%以下。特别是，如果考虑到扩孔性和焊接性，则优选为0.02%以下。此外，将P设定为0%在操作上是困难的，因而不包括0%。
S：0.03%以下
S是铁液中所含的杂质，是不仅会引起热轧时的开裂，还会生成使扩孔性劣化的A系夹杂物的元素。因此，S应该尽量减少，但如果为0.03%以下，则是容许范围，所以设定为0.03%以下。不过，当需要某个程度的扩孔性时，S优选为0.01%以下，更优选为0.005%以下。此外，将S设定为0%在操作上是困难的，因而不包括0%。
Al：0.001～2%
为了钢的精炼工序中的钢水脱氧而添加0.001%以上的Al，由于会导致成本的上升，所以将上限设定为2%。如果大量添加Al，则非金属夹杂物的量增大，延展性和韧性劣化，所以优选为0.06%以下。更优选为0.04%以下。
Al与Si同样，是起到抑制组织中析出渗碳体等铁系碳化物的作用的元素。为了获得该作用效果，优选为0.016%以上。更优选为0.016～0.04%。
N：0.01%以下
N是应该尽量减少的元素，但如果为0.01%以下，则是容许范围。不过，从耐时效性的观点出发，优选为0.005%以下。此外，将N设定为0%在操作上是困难的，因而不包括0%。
本发明的热轧钢板根据需要还可以含有Ti、Nb、Cu、Ni、Mo、V以及Cr中的一种或二种以上。本发明的热轧钢板还可以进一步含有Mg、Ca以及REM中的一种或二种以上。
下面，对上述元素的成分组成的限定理由进行说明。
Ti、Nb、Cu、Ni、Mo、V以及Cr是通过析出强化或固溶强化来提高强度的元素，也可以添加这些元素中的一种或二种以上。
但是，当Ti低于0.015%，Nb低于0.005%，Cu低于0.02%，Ni低于0.01%，Mo低于0.01%，V低于0.01%，Cr低于0.01%时，无法充分获得添加效果。
另一方面，当Ti超过0.18%，Nb超过0.06%，Cu超过1.2%，Ni超过0.6%，Mo超过1%，V超过0.2%，Cr超过2%时，添加效果饱和，经济性下降。因此，优选Ti为0.015～0.18%，Nb为0.005～0.6%，Cu为0.02～1.2%，Ni为0.01～0.6%，Mo为0.01～1%，V为0.01～0.2%，Cr为0.01～2%。
Mg、Ca以及REM(稀土类元素)是控制会成为破坏的起点、成为使加工性劣化的原因的非金属夹杂物的形态并且提高加工性的元素，也可以添加这些元素中的一种或二种以上。Mg、Ca以及REM低于0.0005%时，显现不出添加效果。
另一方面，当Mg超过0.01%，Ca超过0.01%，REM超过0.1%时，添加效果饱和，经济性下降。因此，优选Mg为0.0005～0.01%，Ca为0.0005～0.01%，REM为0.0005～0.1%。
此外，本发明热轧钢板中，在不损害本发明的热轧钢板的特性的范围内，还可以含有合计为1%以下的Zr、Sn、Co、Zn、W中的一种或二种以上。不过，Sn优选为0.05%以下以抑制在热轧时产生瑕疵。
B：0.0002～0.002%
B是提高淬火性，增加作为硬质相的低温相变生成相的组织分率的元素，所以根据需要而添加。低于0.0002%时，无法获得添加效果，另一方面，如果超过0.002%，则不仅添加效果饱和，而且有可能抑制热轧中的奥氏体的再结晶，增强来自未再结晶奥氏体的γ→α相变织构，使各向同性劣化。因此，B设定为0.0002～0.002%。
另外，B也是在连续铸造后的冷却工序中引起板坯开裂的元素，从该观点出发，优选为0.0015%以下。优选为0.001～0.0015%。
(显微组织)
下面，对本发明热轧钢板的显微组织等冶金的因子进行详细说明。
本发明热轧钢板的显微组织由组织分率为35%以下的先共析铁素体和作为剩余部分的低温相变生成相构成。低温相变生成相是指连续冷却相变组织，一般是被看作贝氏体的组织。
一般来说，如果比较相同拉伸强度的钢板，当显微组织是被连续冷却相变组织等组织占据的均匀的组织时，显示出下述的倾向：例如以扩孔值为代表的局部伸长率优良。当显微组织是由作为软质相的先共析铁素体和硬质的低温相变生成相(连续冷却相变组织、包括MA中马氏体)构成的复合组织时，显示出下述的倾向：加工硬化指数n值所代表的均匀伸长率优良。
就本发明的热轧钢板而言，为了使以弯曲性为代表的局部伸长率和均匀伸长率达到最大限度的平衡，显微组织设定为由组织分率为35%以下的先共析铁素体和作为剩余部分的低温相变生成相构成的复合组织。
当先共析铁素体超过35%时，作为局部伸长率的指标的弯曲性大幅下降，但均匀伸长率并不怎么提高，因而局部伸长率和均匀伸长率的平衡下降。先共析铁素体的组织分率的下限值没有特别限定，但为5%以下时，均匀伸长率的下降变得显著，所以先共析铁素体的组织分率优选为超过5%。
本发明的热轧钢板的连续冷却相变组织(Zw)(低温相变生成相)正如在日本铁钢协会基础研究会贝氏体调查研究部会/编;有关低碳钢的贝氏体组织和相变行为的最近的研究-贝氏体调查研究部会最终报告书-(1994年日本铁钢协会)(“参考文献”)中所记载的那样，是被定义为相变组织的显微组织，该相变组织定位于包含通过扩散机理来生成的多边形铁素体和珠光体的显微组织以及通过无扩散的剪切机理来生成的马氏体的中间。
即，连续冷却相变组织(Zw)(低温相变生成相)是作为光学显微镜观察组织，如在上述参考文献125～127页中所记载的那样，被定义为主要由贝氏体铁素体(Bainitic ferrite(α°B))、粒状贝氏体铁素体(Granular bainitic ferrite(αB))、以及准多边形铁素体(Quasi-polygonal ferrite(αq))构成，进而还含有少量的残留奥氏体(γr)和马氏体奥氏体(Martensite-austenite(MA))的显微组织。
此外，αq与多边形铁素体(PF)同样，内部结构不会因腐蚀而显现，但形状是针状，与PF有明确区别。这里，将作为对象的晶粒的周长设定为lq， 当量圆直径设定为dq时，比值(lq/dq)满足lq/dq≥3.5的粒子是αq。
本发明热轧钢板中的连续冷却相变组织(Zw)(低温相变生成相)是含有α°B、αB、αq中的一种或二种以上的显微组织。另外，本发明热轧钢板的连续冷却相变组织(Zw)(低温相变生成相)除了含有α°B、αB、αq中的一种或二种以上，还可以进一步含有少量的γr和MA中的任一种、或者两者。此外，以组织分率计，γr和MA的总量设定为3%以下。
连续冷却相变组织(Zw)(低温相变生成相)在用硝酸乙醇试剂进行腐蚀的情况下通过光学显微镜进行观察有时难以判别。此时，使用EBSP-OIMTM来判别。EBSP-OIMTM(电子背散射衍射分析-电子显微取向成像：Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy)法由下述的装置和软件构成：对扫描型电子显微镜(Scaninng Electron Microscope)内高度倾斜的试样照射电子束，进行反向散射而形成的菊池图案用高灵敏度照相机拍摄，并用计算机进行图像处理，从而在短时间内测定照射点的晶体取向。
EBSP法可以对块状试样表面的微细结构和晶体取向进行定量解析。EBSP法的分析区域尽管也取决于SEM的分辨能力，但只要是能够用SEM观察的区域内，则能够以最小20nm的分辨能力进行分析。
利用EBSP-OIMTM法来进行的解析是通过将想要分析的区域绘制成数万个等间隔的网格状来进行。对于多晶材料来说，可以看到试样内的晶体取向分布和晶粒的大小。本发明热轧钢板中，从将各板条束的取向差设为15°来绘制成的图像中能够辨别的粒径也可以简便地定义为连续冷却相变组织(Zw)(低温相变生成相)的粒径。此时，晶体取向差为15°以上的大倾角晶界被定义为晶界。
另外，先共析铁素体的组织分率是用EBSP-OIMTM上装备的内核平均取向差(Kernel Average Misorientation(KAM))法来求出。KAM法是下述方法：将测定数据中的某个正六边形的相邻的6个像素即第一近似、或其外侧的12个像素即第二近似、或更外侧的18个像素即第三近似的像素间的取向差进行平均，将所得到的值作为中心像素的值，对各个像素都进行上述的计算。
以不越过晶界的方式实施该计算，就能够制作表现晶粒内的取向变化的绘制图。即，该绘制图表示基于晶粒内的局部的取向变化的变形的分布。此外，在解析中，EBSP-OIMTM中计算邻接的像素间的取向差的条件设为第三 近似，表示了该取向差为5°以下者。
在本发明的实施例中，将利用EBSP-OIM(注册商标)来计算邻接的像素间的取向差的条件设为第三近似，该取向差设为5°以下，在上述的取向差第三近似中，超过1°定义为连续冷却相变组织(Zw)(低温相变生成相)，1°以下定义为铁素体。这是因为由于高温下相变的多边形的先共析铁素体是在扩散相变中生成的，所以位错密度小，晶粒内的变形少，因而晶体取向粒内差较小，根据迄今为止本发明者们实施的各种研究结果，通过光学显微镜观察得到的多边形的铁素体体积分率和用KAM法测定的取向差第三近似为1°以下时得到的区域的面积分率大致一致。
(制造方法)
下面，对本发明热轧钢板的制造方法(以下称作“本发明制造方法”)的条件进行说明。
本发明者们对于在精轧后或精轧中使奥氏体充分再结晶，但尽量抑制再结晶粒的晶粒生长以确保各向同性，并且使各向同性和低温韧性得以兼顾的热轧条件进行了探索。
首先，本发明制造方法中，在热轧工序之前进行的钢坯的制造方法没有特别限定。即，在钢坯的制造方法中，紧接着高炉、转炉、电炉等的熔炼工序，采用各种2次精炼工序进行成分调整以达到目标成分组成。然后，还可以通过通常的连续铸造、或钢锭法的铸造以及薄板坯铸造等方法来进行铸造工序。
此外，原料还可以使用碎屑。另外，当通过连续铸造获得板坯时，可以以高温铸坯的状态直接送至热轧机，也可以冷却至室温后用加热炉再加热，然后进行热轧。
由上述的制造方法得到的板坯在热轧工序前，在板坯加热工序中被加热，但在本发明制造方法中，加热温度没有特别限定。不过，加热温度如果超过1260℃，则因氧化皮剥落而使产量下降，所以加热温度优选为1260℃以下。另一方面，就工艺制度（schedule）而言，低于1150℃的加热温度会显著损害操作效率，所以加热温度优选为1150℃以上。
另外，板坯加热工序中的加热时间没有特别限定，但从回避中心偏析等的观点出发，优选在达到所要的加热温度之后保持30分钟以上。不过，在将 铸造后的铸坯以高温的状态直接送去轧制的情况下，加热时间不受该限定。(第1热轧)
板坯加热工序之后，不用特别等待，将从加热炉抽出的板坯供给至作为第1热轧的粗轧工序进行粗轧，得到粗棒材。
由于以下说明的理由，粗轧工序(第1热轧)要在1000℃～1200℃的温度进行。粗轧结束温度低于1000℃时，粗棒材表层附近变成进行未再结晶温度区域的压下，织构发达，各向同性劣化。另外，粗轧中的热变形阻力增加，有可能对粗轧的作业造成阻碍。
另一发明，粗轧结束温度如果超过1200℃，则平均晶体粒径变大，韧性下降。另外，粗轧中生成的二次氧化皮过度生长，在后面实施的除鳞或精轧中，氧化皮的除去变得困难。粗轧结束温度如果超过1150℃，则有时夹杂物被拉伸，扩孔性劣化，因此优选为1150℃以下。
另外，粗轧工序(第1热轧)是在1000℃～1200℃的温度范围内，进行1次以上的压下率为40%以上的轧制。粗轧工序中的压下率如果低于40%，则平均晶体粒径变大，韧性下降。压下率如果为40%以上，则晶体粒径变得均匀并且细。另一方面，压下率超过65%时，有时夹杂物被拉伸，扩孔性劣化，所以优选为65%以下。另外，在粗轧中，最终段的压下率和其前段的压下率如果低于20%，则平均晶体粒径容易变大，所以在粗轧中，优选最终段的压下率和其前段的压下率为20%以上。
此外，从降低制品板的平均晶体粒径的意义上来说，粗轧后、即精轧前的奥氏体粒径是重要的，并且精轧前的奥氏体粒径优选为小。
精轧前的奥氏体粒径如果为200μm以下，则可以大幅促进细粒化和均匀化。为了更有效地获得该促进效果，优选设定为100μm以下的奥氏体粒径。因此，粗轧工序优选是进行2次以上的压下率为40%以上的轧制。不过，超过10次的粗轧有可能引起温度的下降或氧化皮的过度生成。
这样，减小精轧前的奥氏体粒径对于后面的精轧中的奥氏体的再结晶促进是有效的。据推测，这是因为粗轧后的(即、精轧前的)奥氏体晶界作为精轧中的1个再结晶核起作用的缘故。
粗轧后的奥氏体粒径按照下所述的方式进行测定。即，将粗轧后的(进入精轧之前的)钢坯(粗棒材)尽可能地进行骤冷，优选以10℃/秒以上的冷却速 度进行冷却。将冷却后的钢坯截面的组织进行腐蚀，使奥氏体晶界显现，然后用光学显微镜进行测定。此时，在50倍以上的倍率下，用图像解析或点计数法测定20个视野以上。
关于粗轧工序结束后得到的粗棒材，还可以在粗轧工序和精轧工序之间进行接合，进行无头轧制以使得连续地进行精轧工序。此时，还可以将粗棒材暂时卷绕成线圈状，根据需要储存于具有保温功能的罩内，再度开卷后进行接合。
在热轧工序时，优选将粗棒材的轧制方向、板宽方向以及板厚方向的温度的偏差控制得较小。在这种情况下，根据需要，也可以在粗轧工序的粗轧机与精轧工序的精轧机之间、或者精轧工序中的各机架间配置能够控制粗棒材的轧制方向、板宽方向以及板厚方向的温度的偏差的加热装置，对粗棒材进行加热。
作为加热装置的方式，可以考虑气体加热、通电加热、感应加热等各种加热方式，但只要是能够将粗棒材的轧制方向、板宽方向以及板厚方向的温度的偏差控制得较小，也可以用任何公知的方式。
此外，作为加热装置的方式，优选工业上温度的控制响应性良好的感应加热方式。在感应加热方式之中，如果设置能够在板宽方向上移动的多个横向型感应加热装置，则能够根据板宽任意控制板宽方向的温度分布，因而是更优选的。进而，作为加热装置的方式，最优选由横向型感应加热装置和对整个板宽的加热良好的电磁线圈型感应加热装置的组合构成的加热装置。
使用上述的加热装置进行温度控制时，有时需要对加热装置的加热量进行控制。此时，由于粗棒材内部的温度不能实测，所以优选使用装入板坯温度、板坯在炉时间、加热炉气氛温度、加热炉抽出温度、以及辊道（table roller）的搬送时间等预先测定的实际数据，来推测粗棒材到达加热装置时的轧制方向、板宽方向以及板厚方向的温度分布，从而控制加热装置的加热量。
此外，感应加热装置的加热量的控制例如按照如下所述的方式进行。作为感应加热装置(横向型感应加热装置)的特性，交流电流通过线圈时，其内侧产生磁场。在磁场中放置的导电体上，因电磁感应作用，在与磁通垂直的圆周方向上会产生与线圈电流相反方向的涡流，利用其焦耳热，导电体被加热。
涡流在线圈内侧的表面最强地产生，朝着内侧呈指数函数地下降(该现象称作表皮效应)。因此，频率越小，则电流渗透深度越大，在厚度方向上可以获得均匀的加热模式，相反，频率越大，则电流渗透深度变小，在厚度方向上可以获得在表层显示峰值的过加热较小的加热模式。
因此，通过使用横向型感应加热装置，粗棒材的轧制方向和板宽方向的加热可以与以往同样地进行，另外，有关板厚方向的加热，通过改变横向型感应加热装置的频率，可改变渗透深度，从而控制板厚方向的加热温度模式，由此可以实现温度分布的均匀化。此外，在这种情况下，优选使用频率可变型的感应加热装置，但也可以通过电容器的调整来改变频率。
有关感应加热装置的加热量的控制，可以配置多个频率不同的电感器，并对各个电感器的加热量的分配进行改变，以获得必要的厚度方向的加热模式。在感应加热装置的加热量的控制中，如果改变与被加热材的气隙，则频率也改变，所以也可以通过改变气隙来获得所期望的频率和加热模式。
精轧后的钢板表面(粗棒材表面)的最大高度Ry优选为15μm(15μmRy、l2.5mm、ln12.5mm)以下。这从下述事实可以看出来：如在例如金属材料疲劳设计便览、日本材料学会编、84页中所记载的那样，热轧或酸洗状态下的钢板的疲劳强度与钢板表面的最大高度Ry相关。
为了获得该表面粗糙度，除鳞（清除氧化皮）时，优选满足钢板表面的高压水的冲击压P×流量L≥0.003的条件。另外，之后的精轧优选在5秒以内进行，以防止除鳞后再次生成氧化皮。
(第2热轧)
粗轧工序(第1热轧)结束后，开始第2热轧即精轧工序。从粗轧工序结束起至精轧工序开始为止的时间优选设定为150秒以下。从粗轧工序结束起至精轧工序开始为止的时间如果超过150秒，则平均晶体粒径变大，成为vTrs下降的要因。
在精轧工序(第2热轧)中，将精轧开始温度设定为1000℃以上。精轧开始温度如果低于1000℃，则在各精轧道次，施加在轧制对象的粗棒材上的轧制温度降低，成为未再结晶温度区域的压下，织构变得发达，各向同性劣化。
此外，精轧开始温度的上限没有特别限定。但是，如果为1150℃以上，则在精轧前和道次间，在钢板基底金属和表面氧化皮之间有可能发生会成为 纺锤体状的纺锤氧化皮缺陷的起点的凸泡，因而优选为低于1150℃。
精轧是将由钢板的成分组成决定的温度设定为T1，在T1+30℃～T1+200℃的温度区域，用1个道次进行至少1次30%以上的轧制。另外，精轧中，将压下率的合计设定为50%以上。
其中，T1是根据下述式(1)算出的温度。 
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V
(1)
其中，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo以及V是各元素的含量(质量%)。
T1本身是通过经验获得的。本发明者们通过实验经验地认识到，在T1的基础上，各钢的奥氏体区域的再结晶被促进。
T1+30℃～T1+200℃的温度区域的合计压下率如果低于50%，则热轧中积蓄的轧制变形不充分，奥氏体的再结晶不会充分进行。因此，织构变得发达，各向同性劣化。合计压下率如果为70%以上，则即使考虑温度变动等所引起的偏差，也能够获得充分的各向同性。另一方面，合计压下率如果超过90%，则由于加热发热而难以获得T1+200℃以下的温度区域，另外，轧制载荷增加，轧制有可能变得困难。
为了通过释放蓄积的变形来促进均匀的再结晶，精轧是在T1+30℃～T1+200℃下用1个道次进行至少1次30%以上的轧制。
此外，为了促进均匀的再结晶，需要将比T1+30℃低的温度区域的加工量抑制得尽量少。因此，比T1+30℃低的温度区域下的压下率优选为30%以下。从板厚精度和板形状的观点出发，优选10%以下的压下率。在进一步要求各向同性的情况下，比T1+30℃低的温度区域下的压下率优选为0%。
精轧优选在T1+30℃以上结束。关于比T1+30℃低的热轧，暂时再结晶后的经造粒的奥氏体粒子会伸展，各向同性有可能下降。
(一次冷却)
精轧中进行压下率为30%以上的最终压下之后，按照使等待时间t秒满足下述式(2)的方式开始一次冷却。
t≤2.5×t1   (2)
其中，t1根据下述式(3)求出。
t1=0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1   (3) 
其中，上述式(3)中，Tf是压下率为30%以上的最终压下后的钢坯的温度，P1是30%以上的最终压下的压下率。
此外，“压下率为30%以上的最终压下”是指，在精轧中进行的多个道次的轧制中，压下率达到30%以上的轧制中最后进行的轧制。例如，在精轧中进行的多个道次的轧制中，当最终段进行的轧制的压下率为30%以上时，该最终段进行的轧制就是“压下率为30%以上的最终压下”。另外，在精轧中进行的多个道次的轧制中，当最终段之前进行的轧制的压下率为30%以上，并且在该最终段之前进行的轧制(压下率为30%以上的轧制)被进行后，未进行压下率为30%以上的轧制时，该最终段之前进行的轧制(压下率为30%以上的轧制)就是“压下率为30%以上的最终压下”。
在精轧中，压下率为30%以上的最终压下被进行后直到一次冷却开始时的等待时间t秒对奥氏体粒径产生很大影响。即，对钢板的等轴晶分率、粗粒面积率产生很大影响。
等待时间t超过t1×2.5时，再结晶已经几乎完成，但晶粒显著生长而使粗粒化得以发展，所以r值和伸长率下降。
通过等待时间t秒进一步满足下述式(4)，可以优先地抑制晶粒的生长。其结果是，即使再结晶不充分进行，也能够充分地提高钢板的伸长率，同时可以提高疲劳特性。
t<t1   (4)
另一方面，通过等待时间t秒进一步满足下述式(5)，再结晶化充分进行，晶体取向随机化。因此，可以充分提高钢板的伸长率，同时能够大幅提高各向同性。
t1≤t≤t1×2.5   (5)
通过等待时间t秒满足上述式(5)，图1所示的{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值变为2.0以下，图2所示的{332}<113>的晶体取向的极密度变为3.0以下。其结果是，各向同性指标变为6.0以上，能够以加工的状态获得充分满足部件特性的板厚均匀性和圆形度。
这里，如图4所示，在连续热轧生产线1上，用加热炉加热至规定温度的钢坯(板坯)依次被粗轧机2、精轧机3轧制，成为规定厚度的热轧钢板4， 并送至输出辊道5。本发明的制造方法中，在用粗轧机2进行的粗轧工序(第1热轧)中，压下率为40%以上的轧制要在1000℃～1200℃的温度范围内对钢坯(板坯)进行1次以上。
这样用粗轧机2轧制成规定厚度的粗棒材接着用精轧机3的多个轧制机架6进行精轧(第2热轧)，成为热轧钢板4。然后，在精轧机3中，在温度为T1+30℃～T1+200℃的温度区域，用1个道次进行至少1次30%以上的轧制。另外，在精轧机3中，压下率的合计为50%以上。
进而，在精轧工序中，进行了压下率为30%以上的最终压下之后，按照使等待时间t秒满足上述式(2)、或者上述式(4)、(5)中的任一个的方式开始一次冷却。该一次冷却的开始是通过配置于精轧机3的各轧制机架6间的机架间冷却喷嘴10或配置于输出辊道5的冷却喷嘴11来进行的。
例如，在压下率为30%以上的最终压下仅在配置于精轧机3的前段(图4中的左侧、轧制的上游侧)的轧制机架6上进行、而在配置于精轧机3的后段(图4中的右侧、轧制的下游侧)的轧制机架6上未进行压下率为30%以上的轧制的情况下，一次冷却的开始由配置于输出辊道5的冷却喷嘴11来进行的话，等待时间t秒有时不满足上述式(2)、或上述式(4)、(5)。这种情况下，通过配置于精轧机3的各轧制机架6间的机架间冷却喷嘴10来开始一次冷却。
另外，例如，当压下率为30%以上的最终压下在配置于精轧机3的后段(图4中的右侧、轧制的下游侧)的轧制机架6上进行时，即使通过配置于输出辊道5上的冷却喷嘴11来开始一次冷却，等待时间t秒也有可能满足上述式(2)、或上述式(4)、(5)。这种情况下，也可以由配置于输出辊道5上的冷却喷嘴11来开始一次冷却。当然，只要是进行了压下率为30%以上的最终压下之后，就也可以通过配置于精轧机3的各轧制机架6间的机架间冷却喷嘴10来开始一次冷却。
而且，该一次冷却是以50℃/秒以上的平均冷却速度进行温度变化(温度下降)为40℃～140℃的冷却。
温度变化如果低于40℃，则再结晶的奥氏体粒子会生长，低温韧性劣化。通过设定为40℃以上，可以抑制奥氏体粒子的粗大化。低于40℃时，无法获得该效果。另一方面，如果超过140℃，则再结晶变得不充分，难以获得目标的无规织构。另外，也难以获得对伸长率有效的铁素体相，而且由于铁素 体相的硬度变高，所以伸长率、局部变形能力也劣化。另外，温度变化超过140℃时，有可能超调至Ar3相变点温度以下。此时，即使是来自再结晶奥氏体的相变，通过对变量选择进行锐化，结果还是会形成织构，从而各向同性下降。
一次冷却的平均冷却速度如果低于50℃/秒，则再结晶的奥氏体粒依然会生长，低温韧性劣化。平均冷却速度的上限没有特别限定，但从钢板形状的观点出发，200℃/秒以下被认为是合适的。
另外，为了抑制晶粒生长、获得更优良的低温韧性，优选使用道次间的冷却装置等，并将精轧的各机架间的加工发热设定为18℃以下。
轧制率(压下率)可以由轧制载荷、板厚测定等通过实际分析或计算求出。轧制中的钢坯的温度可以通过在机架间配置温度计来实测，也可以通过由线速度和压下率等考虑加工发热来模拟，或者也可以用该两种方法获得。
另外，正如前面已说明的，为了促进均匀的再结晶，在比T1+30℃低的温度区域的加工量优选尽量少，并且在比T1+30℃低的温度区域的压下率优选为30%以下。例如，在图4所示的连续热轧生产线1的精轧机3中，在通过配置于前段侧(图4中的左侧、轧制的上游侧)的1个或2个以上的轧制机架6时，钢板为T1+30℃～T1+200℃的温度区域，通过配置于其后段侧(图4中的右侧、轧制的下游侧)的1个或2个以上的轧制机架6时，在钢板为比T1+30℃低的温度区域的情况下，当通过配置于其后段侧(图4中的右侧、轧制的下游侧)1个或2个以上轧制机架6时，无论不进行压下还是进行压下，在比T1+30℃低的温度下的压下率都优选合计为30%以下。从板厚精度和板形状的观点出发，在比T1+30℃低的温度下的压下率合计优选为10%以下。在进一步要求各向同性时，在比T1+30℃低的温度区域下的压下率优选为0%。
本发明的制造方法中，轧制速度没有特别限定。但是，精轧的最终机架侧的轧制速度如果低于400mpm，则γ粒子生长而变粗，能够析出用于获得延展性的铁素体的区域减少，延展性有可能劣化。轧制速度的上限即使不特别限定，也能够获得本发明的效果，但从设备制约上考虑，1800mpm以下是现实的。因此，在精轧工序中，轧制速度优选为400mpm～1800mpm。
另外，在一次冷却结束后的3秒以内进行二次冷却，该二次冷却是以 15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却。直到二次冷却开始时的时间如果超过3秒，则会发生珠光体相变，不能得到目标的显微组织。
二次冷却的平均冷却速度如果低于15℃/秒，则还是会发生珠光体相变，不能得到目标的显微组织。二次冷却的平均冷却速度的上限即使不特别限定，也能够获得本发明的效果，但考虑到热变形引起的钢板的翘曲，优选为300℃/秒以下。
平均冷却速度为15℃/秒～50℃/秒是能够稳定地制造的区域。进而如实施例所示，30℃/秒以下的区域是能够更加稳定地制造的区域。
接着，在低于Ar3相变点温度且为Ar1相变点温度以上的温度区域进行1～20秒空气冷却。该空气冷却是在低于Ar3相变点温度且为Ar1相变点温度以上的温度区域(铁素体和奥氏体的二相温度区域)、为了促进铁素体相变而进行的。如果低于1秒，则二相区域中的铁素体相变不充分，不能获得充分的均匀伸长率，另一方面，如果超过20秒，则会发生珠光体相变，不能得到目标的显微组织。
为了容易促进铁素体相变，进行1～20秒空气冷却的温度区域优选为Ar1相变点温度～860℃。为了避免使生产率极端下降，1～20秒的滞留时间(空气冷却时间)优选为1～10秒。
Ar3相变点温度例如可以用以下的计算式(与成分组成的关系式)简便地算出。将Si量(质量%)记为[Si]，Cr量(质量%)记为[Cr]，Cu量(质量%)记为[Cu]，Mo量(质量%)记为[Mo]，Ni量(质量%)记为[Ni]，则可以用下述式(6)来定义。
Ar3=910-310×[C]+25×[Si]-80×[Mneq]   (6) 
当未添加B时，[Mneq]由下述式(7)定义。
[Mneq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+([Ni]/2)+10([Nb]-0.02)   (7) 
当添加了B时，[Mneq]由下述式(8)定义。
[Mneq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+([Ni]/2)+10([Nb]-0.02)+1   (8) 
然后，在卷绕工序中，将卷绕温度设定为450℃～550℃。超过550℃时，卷绕后会发生硬质相的回火，因而强度下降。另一方面，低于450℃时，在卷绕后的冷却中，未相变的奥氏体被稳定化，在制品钢板中会含有残留奥氏体，生成马氏体，扩孔性下降。
此外，为了通过钢板形状的矫正、可动位错的导入而实现延展性的提高， 在全部工序结束后，优选实施压下率为0.1%～2%的表皮光轧。
另外，在全部工序结束后，为了将所得到的热轧钢板的表面附着的氧化皮除去，还可以进行酸洗。酸洗后，还可以对热轧钢板在线或离线地实施压下率为10%以下的表皮光轧或冷轧。
对于本发明的热轧钢板，在铸造后、热轧后或冷却后还可以在热浸镀生产线上实施热处理，进而还可以对热处理后的热轧钢板另外进行表面处理。通过在热浸镀生产线上实施镀覆，热轧钢板的耐蚀性提高。
在对酸洗后的热轧钢板实施镀锌的情况下，将热轧钢板浸渍于锌镀浴中，将其拉出来后，根据需要还可以实施合金化处理。通过实施合金化处理，除了耐蚀性的提高之外，还可以提高对电焊等各种焊接的抗焊性。
实施例
下面，对本发明的实施例进行说明，实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性和效果而采用的一个条件例，本发明并不限于这一个条件例。本发明可以采用各种条件，只要不脱离本发明的主旨并能够实现本发明的目的就行。
(实施例1)
将具有表1所示的成分组成的A～P的铸坯在转炉、二次精炼工序中进行熔炼，并进行连续铸造，然后直接输送或再加热后进行粗轧。在接下来的精轧中，它们被压下至2.0～3.6mm的板厚，在精轧机的机架间冷却或在输送辊道上冷却后，进行卷绕，制成热轧钢板。制造条件示于表2中。
此外，表1所示的成分组成的剩余部分是Fe和不可避免的杂质，表1和表2中的下划线表示为本发明的范围之外或本发明的优选范围之外。
表2中，“成分”是指表1所示的钢的记号。“Ar3相变点温度”是用前述式(6)、(7)、(8)算出的温度。“T1”是用前述式(1)算出的温度。“t1”是用前述式(2)算出的温度。
“加热温度”是加热工序中的加热温度。“保持时间”是加热工序中的规定的加热温度下的保持时间。
“1000℃以上40％以上的压下的次数”是粗轧中在1000℃～1200℃的温度范围内、压下率为40％以上的压下的次数。“1000℃以上的压下率”是粗轧中在1000℃～1200℃的温度范围内的各压下率(压下道次程序)。例如，本发明例(钢号1)表示压下率为45％的压下进行了2次。另外，例如，比较例(钢号3)表示压下率为40％的压下进行了3次。“直到精轧开始时的时间”是从粗轧工序结束到精轧工序开始时的时间。“合计压下率”是精轧工序中的合计压下率。
“Tf”是精轧中的30％以上的最终压下后的温度。“P1”是精轧中的30％以上的最终压下的压下率。不过，在比较例(钢号13)中，精轧的各轧制机架6的压下率中，最大的值为29％。在比较例(钢号13)中，将该压下率为29％的压下后的温度设定为“Tf”。“最大加工发热”是在各精轧道次间(各轧制机架6间)因加工发热而上升的最大温度。
“直到一次冷却开始时的时间”是从精轧中的30％以上的最终压下后到开始一次冷却时的时间。“一次冷却速度”是到与一次冷却温度变化量相对应的冷却完成时的平均冷却速度。“一次冷却温度变化”是一次冷却开始温度与结束温度之差。
“直到二次冷却开始时的时间”是从一次冷却完成起至开始二次冷却时的时间。“二次冷却速度”是除去滞留时间(空气冷却时间)后的从二次冷却开始起至卷绕时的平均冷却速度。“空气冷却温度区域”是从二次冷却结束起至卷绕时使其滞留(空气冷却)时的温度区域。“空气冷却保持时间”是使其滞留(空气冷却)时的保持时间。“卷绕温度”是在卷绕工序中用卷绕机将钢板进行卷绕的温度。
另外，有关钢号7的本发明例、钢号13、10的比较例，精轧中的各轧制机架F1～F7的压下率和温度区域的关系示于表3中。
表3
在钢号7的本发明例中，在轧制机架F1～F5之间，钢板为T1+30℃～T1+200℃的温度区域，在轧制机架F6以后，钢板为比T1+30℃低的温度区域。在钢号7的本发明例中，在轧制机架F1～F5上，在T1+30℃～T1+200℃的温度区域，压下率为30％以上的压下进行了5次，在轧制机架F6以后的比T1+30℃低的温度区域，实质上未进行压下。在轧制机架F6、F7上，仅仅是让钢板通过。也正如表2中所示，钢号7的本发明例中，T1+30℃～T1+200℃的温度区域的合计压下率为89％。
此外，各轧制机架F1～F7的压下率是根据每个轧制机架F1～F7的轧入侧和出料侧的板厚的变化来求出。与之相对，在T1+30℃～T1+200℃的温度区域的合计压下率是根据精轧中在该温度区域进行的全部轧制道次的前后的板厚的变化来求出。例如，正如钢号7的本发明例中所示，该温度区域的合计压下率是根据轧制机架F1～F5上进行的全部轧制道次的前后的板厚的变化来求出。即，是根据轧制机架F1的轧入侧的板厚和轧制机架F5的出料侧的板厚的变化来求出。
另一方面，在钢号13的比较例中，在精轧的全部轧制机架F1～F7之间，钢板为T1+30℃～T1+200℃的温度区域。也正如表2中所示，钢号13的比较例中，T1+30℃～T1+200℃的温度区域的合计压下率为89％。不过，钢号13的比较例中，在各轧制机架F1～F7上，未进行压下率为30％以上的压下。
另外，在钢号10的比较例中，在轧制机架F1～F3之间，钢板为T1+30℃～T1+200℃的温度区域，在轧制机架F4以后，钢板为比T1+30℃低的温度区域。在钢号10的比较例中，在轧制机架F1～F3上，在T1+30℃～T1+200℃的温度区域进行了3次压下率为30％以上的压下，进而在轧制机架F4以后的比T1+30℃低的温度区域，压下率为30％以上的压下也进行了4次。正如 表2中所示，钢号10的比较例中，在T1+30℃～T1+200℃的温度区域的合计压下率为45％。
得到的热轧钢板的评价方法与前述的方法相同。评价结果示于表4中。
“组织分率”是从光学显微镜组织通过点计数法测定的各组织的面积分率。“平均晶体粒径”是通过EBSP-OIMTM测定的平均晶体粒径。
“{100}<011>～{223}<110>取向组的X射线无规强度比的平均值”是与轧制面平行的{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度。“{332}<113>的晶体取向的极密度”是与轧制面平行的{332}<113>的晶体取向的极密度。
“拉伸试验”是表示用C方向JIS5号试验片进行拉伸试验得到的结果。“YP”是屈服点，“TS”是拉伸强度，“EL”是伸长率。 
“各向同性”是以|Δr|的倒数为指标来表示。“扩孔性λ”是表示用JFS T 1001-1996记载的扩孔试验方法得到的结果。“弯曲性(最小弯曲半径)”是根据JIS Z2248记载的挤压弯曲法(辊弯曲法)，使用1号试验片(t×40mmW×80mmL)以0.1m/秒的挤压夹具速度进行试验得到的结果。YP≥320MPa、Ts≥540MPa、EL≥18%、λ≥70%、最小弯曲半径≤1mm为合格。
此外，将板厚设定为t(mm)，将挤压夹具前端的内侧半径设定为r(mm)时，支点间距离L为L=2r+3t。
在该方法中，弯曲角度设定到最高达170°，然后，使用厚度为挤压夹具的半径的2倍的插入物，将试验片压在插入物上并进行卷绕，在180°的弯曲角度下，用目视观察弯曲部外侧的开裂。
“最小弯曲半径”是指，通过减小内侧半径r(mm)来进行试验，直到开裂发生为止，用不发生开裂时的最小的内侧半径r(mm)除以板厚t(mm)/用r/t进行无量纲化而得到的数值。“最小弯曲半径”最小是指无插入物时进行的密合弯曲，此时的“最小弯曲半径”为0。此外，弯曲方向设定为与轧制方向成45°。“韧性”是用小尺寸的V型缺口夏氏冲击试验中得到的转变温度来表示。
发明例是钢号1、2、7、27以及31～35这9个例子。在这些钢号的发明例中，得到了拉伸强度为540MPa级以上的高强度钢板，该钢板具有所需要的成分组成的钢板的织构，至少与钢板的表面相距5/8～3/8的板厚的板面的{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值为4.0以下，并且{332}<113>的晶体取向的极密度为4.8以下，板厚中心的平均晶体粒径为9μm以下，而且显微组织由板厚中心的组织分率为35%以下的先共析铁素体和低温相变生成相构成。
由于以下的理由，上述以外的钢板的比较例处在本发明的范围之外。
关于钢号3～5，由于C量为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，伸长率差。关于钢号6，由于C含量为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，弯曲性差。
关于钢号8，由于粗轧中的1000℃以上的35%以上的压下次数为本发明的范围外，所以平均晶体粒径为本发明的范围外，韧性差。关于钢号9，直到精轧开始时的时间长，平均晶体粒径为本发明的范围外，韧性差。
关于钢号10，{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值以及{332}<113>的晶体取向的极密度均为本发明的范围外，各向同性低。
关于钢号11，由于Tf的值为本发明的范围外，所以{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值、以及{332}<113>的晶体取向的极密度均为本发明的范围外，各向同性低。
关于钢号12，由于Tf的值为本发明的范围外，所以平均晶体粒径为本发明的范围外，韧性差。关于钢号13，P1的值为本发明的范围外，在精轧的各轧制机架F1～F7上，未进行压下率为30%以上的压下，所以{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值、以及{332}<113>的晶体取向的极密度均为本发明的范围外，各向同性低。
关于钢号14，由于最大加工发热温度为本发明的范围外，所以平均晶体粒径为本发明的范围外，韧性差。关于钢号15，由于直到一次冷却时的时间为本发明的范围外，所以平均晶体粒径为本发明的范围外，韧性差。关于钢号16，由于一次冷却速度为本发明的范围外，所以平均晶体粒径为本发明的范围外，韧性差。
关于钢号17，由于一次冷却温度变化为本发明的范围外，所以平均晶体粒径为本发明的范围外，韧性差。关于钢号18，由于一次冷却温度变化为本发明的范围外，所以{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值、以及{332}<113>的晶体取向的极密度均为本发明的范围外，各向同性低。
关于钢号19，由于直到二次冷却时的时间为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，强度低，并且弯曲性差。关于钢号20，由于二次冷却速度为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，强度低，并且弯曲性差。
关于钢号21，由于空气冷却温度区域为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，强度低，并且弯曲性差。
关于钢号22，由于空气冷却温度区域为本发明的热轧钢板的制造方法的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，伸长率差。关于钢号23，由于空气冷却温度保持时间为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，伸长率差。关于钢号24，由于空气冷却温度保持时间为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，强度低，并且弯曲性差。
关于钢号25，由于卷绕温度为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，弯曲性差。关于钢号26，由于卷绕温度为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，强度低，并且弯曲性差。
关于钢号28，由于C量为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，强度低，并且弯曲性差。关于钢号29，由于C量为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，强度低，并且弯曲性差。关于钢号30，由于C量为本发明的范围外，所以显微组织为本发明的范围外，伸长率差。
产业上利用的可能性
如前所述，根据本发明，可以容易地提供能够适用于要求加工性、扩孔性、弯曲性、加工后的严格的板厚均匀性和圆形度、以及低温韧性的构件(内板构件、结构构件、车身底部构件、变速器等汽车构件、以及造船、建筑、桥梁、海洋结构物、压力容器、管线、机械部件用的构件等)。另外，根据本发明，能够低成本稳定地制造低温韧性优良的540MPa级以上的高强度钢板。因此，本发明是工业价值高的发明。
符号说明
1  连续热轧生产线
2  粗轧机
3  精轧机
4  热轧钢板
5  输出辊道
6  轧制机架
10 机架间冷却喷嘴
11 冷却喷嘴11

Claims (10)

1.一种各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板，其以质量％计含有：C：超过0.07％且小于等于0.2％、Si：0.001～2.5％、Mn：0.01～4％、P：大于0％且小于等于0.15％、S：大于0％且小于等于0.03％、N：大于0％且小于等于0.01％、Al：0.001～2％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
与钢板的表面相距3/8～5/8的板厚范围的板厚中央部的由{100}<011>、{116}<110>、{114}<110>、{113}<110>、{112}<110>、{335}<110>以及{223}<110>的各晶体取向表示的{100}<011>～{223}<110>取向组的极密度的平均值为4.0以下，并且{332}<113>的晶体取向的极密度为4.8以下，
平均晶体粒径为10μm以下，夏氏断面形状转变温度vTrs为-20℃以下，
显微组织由组织分率为35％以下的先共析铁素体和作为剩余部分的低温相变生成相构成。
2.根据权利要求1所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板，其以质量％计进一步含有下述元素中的一种或二种以上：Ti：0.015～0.18％、Nb：0.005～0.06％、Cu：0.02～1.2％、Ni：0.01～0.6％、Mo：0.01～1％、V：0.01～0.2％、Cr：0.01～2％。
3.根据权利要求1所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板，其以质量％计进一步含有下述元素中的一种或二种：Mg：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.1％。
4.根据权利要求1所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板，其以质量％计进一步含有：B：0.0002～0.002％。
5.一种各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其包含：
将钢坯进行第1热轧，该第1热轧是在1000℃～1200℃的温度范围内，进行1次以上的压下率为40％以上的轧制，
进行第2热轧，该第2热轧是在由下述式(1)确定的温度为T1+30℃～T1+200℃的温度区域内，用单道次进行至少1次30％以上的轧制，
并且，将所述第2热轧中的压下率的合计设定为50％以上，
在所述第2热轧中进行压下率为30％以上的最终压下之后，按照使等待时间t秒满足下述式(2)的方式开始一次冷却，
将所述一次冷却中的平均冷却速度设定为50℃/秒以上，并且在温度变化为40℃～140℃的范围内进行所述一次冷却，
在所述一次冷却结束后的3秒以内，进行二次冷却，该二次冷却是以15℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，
所述二次冷却结束后，在低于Ar3相变点温度且为Ar1相变点温度以上的温度区域进行1～20秒空气冷却，然后，在450℃以上且低于550℃的温度下进行卷绕，
所述钢坯以质量％计含有：C：超过0.07％且小于等于0.2％、Si：0.001～2.5％、Mn：0.01～4％、P：大于0％且小于等于0.15％、S：大于0％且小于等于0.03％、N：大于0％且小于等于0.01％、Al：0.001～2％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
T1(℃)＝850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V
                             (1)
其中，C、N、Mn、Nb、Ti、B、Cr、Mo以及V是各元素的含量(质量％)，
t≤2.5×t1   (2)
其中，t1由下述式(3)求出，
t1＝0.001×((Tf-T1)×P1/100)2-0.109×((Tf-T1)×P1/100)+3.1     (3)
其中，上述式(3)中，Tf是压下率为30％以上的最终压下后的钢坯的温度，P1是30％以上的最终压下的压下率。
6.根据权利要求5所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其中，在比T1+30℃低的温度范围内的压下率的合计为30％以下。
7.根据权利要求5所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述第2热轧中的T1+30℃～T1+200℃的温度区域的各道次间的加工发热为18℃以下。
8.根据权利要求5所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式(4)，
t<t1    (4)。
9.根据权利要求5所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其中，所述等待时间t秒进一步满足下述式(5)，
t1≤t≤t1×2.5    (5)。
10.根据权利要求5所述的各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板的制造方法，其中，在轧制机架间开始所述一次冷却。
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