CN104838026B - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

该热轧钢板具有以质量％计含有C：0.030～0.10％、Mn：0.5～2.5％、及Si+Al：0.100～2.5％的化学组成，且具有下述显微组织：以面积率计含有铁素体：80％以上、马氏体：3～15.0％、珠光体：低于3.0％，距钢板表面为钢板的板厚的1/4的深度位置处的当量圆直径为3μm以上的马氏体的个数密度为5.0个/10000μm2以下，进一步满足下述式(1)。R/DM 2≥1.00 式(1)其中，R：由下述式(2)规定的平均马氏体间隔(μm)、DM：马氏体平均直径(μm)R＝{12.5×(π/6VM)0.5－(2/3)0.5}×DM 式(2)其中，VM：马氏体面积率(％)、DM：马氏体平均直径(μm)。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及热轧钢板及其制造方法。更详细而言，本发明涉及拉伸性和扩孔性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，由于世界性的环境意识的提高，在汽车领域强烈要求二氧化碳排出量的削减、燃料效率的提高。针对这些课题，车体的轻量化是极其有效的，由高强度钢板的应用所带来的轻量化不断发展。目前，在汽车的行走部件中大多使用抗拉强度为440MPa级的热轧钢板，但为了应对车体轻量化，期望应用进一步高强度的钢板。
汽车的行走构件为了确保高的刚性，大多形状复杂。因此，在压制成形中实施翻边加工、拉伸凸缘加工、拉伸加工等多种加工，所以对于作为原材料的热轧钢板要求与它们对应的加工性。通常，翻边加工性和拉伸凸缘加工性与扩孔试验中测定的扩孔率相关，进行了许多用于提高扩孔率的研究。
由铁素体和马氏体构成的双相钢(以下，记载为DP钢。)虽然高强度且拉伸性优异，但扩孔性低。其理由是，由于铁素体与马氏体的强度差大，所以伴随着成形在马氏体附近的铁素体中产生大的应变、应力集中，从而产生裂纹。基于该认识，正在开发通过降低组织间强度差而提高了扩孔率的热轧钢板。
专利文献1中，提出了以贝氏体或贝氏体铁素体作为主相来确保强度、并大大提高了扩孔性的钢板。其是通过制成单一组织钢从而不会产生上述那样的应变、应力集中，得到高扩孔率的钢板。然而，由于难以通过制成贝氏体、贝氏体铁素体的单一组织钢来确保高拉伸性，所以以高水平兼顾拉伸性和扩孔性并不容易。
近年来，提出了作为单一组织钢的组织利用拉伸性优异的铁素体、并利用Ti、Mo等的碳化物谋求了高强度化的钢板(例如，专利文献2、3)。但是，专利文献2中提出的钢板含有大量的Mo，专利文献3中提出的钢板含有大量的V。
此外，专利文献4中提出了通过将DP钢中的马氏体制成贝氏体、并减小与铁素体的组织间强度差从而提高了扩孔性的复合组织钢板。但是，为了确保强度而提高贝氏体组织的面积率的结果是，变得难以确保高的拉伸性，所以以高水平兼顾拉伸性和扩孔性并不容易。此外，专利文献5中，公开了为了具备扩孔性和成形性，除了淬火和淬火后的马氏体的回火以外，还控制淬火前的铁素体中的固溶C量，使用了具有优异的延性的铁素体和回火马氏体的谋求了强度和扩孔性的兼顾的扩孔性和成形性优异的高强度钢板。但是，近年来，期望进一步提高拉伸性-扩孔性平衡。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2003-193190号公报
专利文献2：日本特开2003-089848号公报
专利文献3：日本特开2007-063668号公报
专利文献4：日本特开2004-204326号公报
专利文献5：日本特开2007-302918号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的是提供不含有高价的元素且得到优异的拉伸性和扩孔性的高强度热轧钢板及其制造方法。
用于解决课题的方法
本发明人们对为高强度且具有高拉伸性的DP钢的组织构成与拉伸性及扩孔性的关系进行了详细的调查，针对现有钢种对使拉伸性和扩孔性同时提高的方法进行了研究。其结果，发现了通过控制马氏体的分散状态，从而在维持DP钢的高拉伸性的状态下提高扩孔性的方法。弄清楚：即使是像铁素体与马氏体那样强度差大、通常被认为扩孔性低的DP组织，通过控制马氏体的面积率、平均直径，满足后述的R/DM 2≥1.00的关系，也能够在维持高拉伸性的状态下提高扩孔性。
本发明是基于这样的认识而完成的，其主旨如下。
(1)本发明的第一方案为一种热轧钢板，其具有下述化学组成：以质量％计含有C：0.030～0.10％、Mn：0.5～2.5％、Si+Al：0.100～2.5％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Nb：0～0.06％、Ti：0～0.20％、V：0～0.20％、W：0～0.5％、Mo：0～0.40％、Cr：0～1.0％、Cu：0～1.2％、Ni：0～0.6％、B：0～0.005％、REM：0～0.01％、Ca：0～0.01％，剩余部分包含Fe及杂质；且具有下述显微组织：以面积率计含有铁素体：80％以上、马氏体：3～15.0％、珠光体：低于3.0％，距钢板表面为钢板的板厚的1/4的深度位置处的当量圆直径为3μm以上的马氏体的个数密度为5.0个/10000μm2以下，进而满足下述式(A)。
R/DM 2≥1.00 式(A)
其中，R：以下述式(B)规定的平均马氏体间隔(μm)、DM：马氏体平均直径(μm)
R＝{12.5×(π/6VM)0.5－(2/3)0.5}×DM 式(B)
其中，VM：马氏体面积率(％)、DM：马氏体平均直径(μm)
(2)上述(1)中记载的热轧钢板中，所述化学组成也可以以质量％计含有Nb：0.005～0.06％及Ti：0.02～0.20％中的至少1种。
(3)上述(1)或(2)中记载的热轧钢板中，所述化学组成也可以以质量％计含有V：0.02～0.20％、W：0.1～0.5％及Mo：0.05～0.40％中的至少1种。
(4)上述(1)～(3)中任一项中记载的热轧钢板中，所述化学组成也可以以质量％计含有Cr：0.01～1.0％、Cu：0.1～1.2％、Ni：0.05～0.6％及B：0.0001～0.005％中的至少1种。
(5)上述(1)～(4)中任一项中记载的热轧钢板中，所述化学组成也可以以质量％计含有REM：0.0005～0.01％及Ca：0.0005～0.01％中的至少1种。
(6)本发明的第二方案为一种热轧钢板的制造方法，其具有以下工序：将具有上述(1)～(5)中任一项中记载的化学组成的板坯加热至1150～1300℃后供于多道次粗轧，将最终的4道次以上以1000～1050℃的温度域且30％以上的合计压下率进行轧制而制成粗棒的粗轧工序；对所述粗棒实施在所述粗轧完成后60秒钟以内开始轧制、并在850～950℃的温度域完成轧制的精轧而得到精轧钢板的精轧工序；将所述精轧钢板以50℃/s以上的平均冷却速度冷却至600～750℃的温度域，空冷5～10秒钟后，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至400℃以下的温度域后卷取，得到热轧钢板的冷却及卷取工序。
发明效果
根据本发明，能够得到不含有高价的元素、且拉伸性和扩孔性均优异的高强度热轧钢板，产业上的贡献极其显著。
附图说明
图1是表示马氏体平均直径(μm)DM与马氏体面积分率VM(％)的关系的图，括弧内的数值表示扩孔率(％)。
图2是表示平均马氏体间隔R除以马氏体平均直径DM的平方而得到的R/DM 2与扩孔率(％)的关系的图。
图3是表示距钢板表面为钢板的板厚的1/4的深度位置处的当量圆直径为3μm以上的马氏体个数密度NM(个/10000μm2)与扩孔率(％)的关系的图。
具体实施方式
DP钢是使硬质的马氏体分散于软质的铁素体中而得到的钢板，为高强度且实现了高拉伸性。然而，在变形时，产生起因于铁素体与马氏体的强度差的应变、应力集中，容易生成引起延性断裂的空隙。因此，扩孔性非常低。然而，没有进行关于空隙生成行为的详细的调查，DP钢的显微组织与延性断裂的关系不一定清楚。
因此，本发明人在具有各种组织构成的DP钢中，对组织与空隙生成行为的关系及空隙生成行为与扩孔性的关系进行了详细的调查。其结果弄清楚：作为硬质第二相组织的马氏体的分散状态对DP钢的扩孔性产生很大影响。进而发现，通过使由式(1)求出的平均马氏体间隔除以马氏体的平均直径的平方而得到的值为1.00以上，即使是像DP钢那样组织间强度差大的组织，也可得到高的扩孔性。
扩孔加工中的龟裂的产生及进展是由以空隙的生成、生长、连结为基本过程的延性断裂所引起的。在像DP钢那样强度差大的组织中，由于以硬质的马氏体为起因而产生高的应变、应力的集中，所以容易形成空隙，扩孔性低。
然而，对组织与空隙生成行为的关系及空隙生成行为与扩孔性的关系进行了详细调查，结果弄清楚：根据作为硬质第二相的马氏体的分散状态的不同，有时空隙的生成、生长、连结延迟，可得到高的扩孔性。
具体而言，弄清楚：由于马氏体尺寸的微细化而延迟空隙生成。认为这是由于，马氏体变小，同时其附近形成的应变、应力集中区域变窄。此外，若根据马氏体的个数密度、平均直径而发生变化的马氏体间的间隔大，则以马氏体为起点而形成的空隙间的距离也同时扩大，变得难以连结。
基于上述的认识，对具有高的扩孔性的DP组织进行了研究。其结果获知，如表示马氏体平均直径(μm)DM与马氏体面积分率VM(％)的关系的图1中所示的那样，通过将马氏体的面积率和尺寸控制在一定范围内，可得到高的扩孔性。另外，图1中，括弧内的数值表示扩孔率(％)。
进而，示出平均马氏体间隔R除以马氏体平均直径DM的平方而得到的R/DM 2与扩孔率(％)的关系。如该图2中所示的那样，下述式(1)的左边即R/DM 2与扩孔率(％)具有明确的相关关系，通过使R/DM 2为1.00以上，从而即使是DP组织，也可得到高的扩孔性，可得到拉伸性和扩孔性优异的热轧钢板。
R/DM 2≥1.00 式(1)
其中，R：由下述式(2)规定的平均马氏体间隔(μm)、DM：马氏体平均直径(μm)
R＝{12.5×(π/6VM)0.5－(2/3)0.5}×DM 式(2)
其中，VM：马氏体面积率(％)、DM：马氏体平均直径(μm)
式(1)显现空隙生成、连结的难度，成为由马氏体的面积率、平均直径通过式(2)求出的平均马氏体间隔R除以马氏体的平均直径的平方的形态。本说明书中，马氏体的平均直径是指关于当量圆直径为1.0μm以上的马氏体的算术平均。这是由于，低于1.0μm的马氏体不会对空隙的生成·连结造成影响。显现马氏体间的距离越扩大则以马氏体为起点生成的空隙变得越难以连结，通过马氏体的微细化可抑制空隙生成、连结。
通过马氏体的微细化可抑制空隙的连结的理由并不清楚，但认为其理由是空隙的生长大大延迟。若马氏体小，则以马氏体为起点生成的空隙的尺寸也微细化。认为由于虽然所生成的空隙生长而导致连结，但在空隙尺寸的微细化的同时空隙表面积/空隙体积的比变大，即表面张力变大，所以空隙的生长延迟。
然而，还判明：如表示距钢板表面为钢板的板厚的1/4的深度位置处的当量圆直径为3μm以上的马氏体个数密度NM(个/10000μm2)与扩孔率(％)的关系的图3中所示的那样，即使满足式(1)，若存在粗大的马氏体，则局部的断裂进展，扩孔性变低。为了防止这种情况，必须使板厚的1/4厚位置的当量圆直径为3μm以上的马氏体个数密度为5.0个/10000μm2以下。另外，图3表示若当量圆直径为3μm以上的马氏体个数密度(个/10000μm2)为5.0以上则扩孔性变低。该图表中仅记载了R/DM 2为1.00以上的数据。
以下，对本发明的热轧钢板的化学组成进行详细说明。另外，表示各元素的含量的“％”是指质量％。
(C：0.030～0.10％)
C是使马氏体生成、有助于强化的重要的元素。C含量低于0.030％时，变得难以生成马氏体。因此，C含量设为0.030％以上。优选为0.04％以上。另一方面，若C含量超过0.10％，则马氏体的面积率提高，扩孔性降低。因此，C含量设为0.10％以下。优选为0.07％以下。
(Mn：0.5～2.5％)
Mn是关于铁素体的强化及淬火性的重要的元素。Mn含量低于0.5％时，难以提高淬火性，使马氏体生成。因此，Mn含量设为0.5％以上。优选为0.8％以上，进一步优选为1.0％以上。另一方面，若Mn含量超过2.5％，则变得难以充分使铁素体生成。因此，Mn含量设为2.5％以下。优选为2.0％以下，进一步优选为1.5％以下。
(Si+Al：0.100～2.5％)
Si及Al是关于铁素体的强化及铁素体的生成的重要的元素。Si及Al的合计含量低于0.100％时，铁素体的生成变得不充分，变得难以得到目标显微组织。因此，Si及Al的合计含量设为0.100％以上。优选为0.5％以上，进一步优选为0.8％以上。另一方面，即使使Si及Al的合计含量超过2.5％，其效果也饱和，成本增大。因此，Si及Al的合计含量设为2.5％以下。优选为1.5％以下，进一步优选为1.3％以下。
其中，Si与Al相比铁素体的强化能力高，能够更有效地强化铁素体。因此，从谋求铁素体的高效的强化的观点出发，Si含量优选设为0.30％以上。进一步优选为0.60％以上。另一方面，若Si含量高，则在钢板表面生成红色氧化皮，有时美观性消失。因此，从抑制红色氧化皮的生成的观点出发，Si含量优选设为2.0％以下。进一步优选为1.5％以下。
此外，Al与Si同样具有促进铁素体的强化及铁素体的生成的作用，所以通过提高Al含量，能够抑制Si含量，其结果是，抑制上述红色氧化皮的生成变得容易。因此，从所述观点出发，Al含量优选设为0.010％以上。进一步优选为0.040％以上。另一方面，如上述那样从谋求铁素体的强化的观点出发，优选提高Si含量。因此，从所述观点出发，Al含量优选设为低于0.300％。进一步优选低于0.200％。
(P：0.04％以下)
P通常是作为杂质含有的元素，若超过0.04％，则焊接部的脆化变得显著。因此，P含量设为0.04％以下。P含量的下限值没有特别限定，但设为低于0.0001％在经济上不利。因此，P含量优选设为0.0001％以上。
(S：0.01％以下)
S通常是作为杂质含有的元素，对焊接性、铸造时及热轧时的制造性造成不良影响。因此，S含量设为0.01％以下。此外，若过量地含有S，则形成粗大的MnS，使扩孔性降低，所以，为了提高扩孔性，优选降低S含量。S含量的下限值没有特别限定，但设为低于0.0001％在经济上不利。因此，S含量优选设为0.0001％以上。
(N：0.01％以下)
N通常是作为杂质含有的元素，若N含量超过0.01％，则形成粗大的氮化物，使弯曲性、扩孔性劣化。因此，N含量设为0.01％以下。此外，若N的含量增加，则成为焊接时的气孔发生的原因，所以，优选降低。N含量的下限优选较少，但没有特别限定，为了使N含量低于0.0005％，制造成本上升。因此，N含量优选设为0.0005％以上。
本发明的钢板的化学组成也可以进一步含有Nb、Ti、V、W、Mo、Cr、Cu、Ni、B、REM、Ca作为任选成分。这些元素由于作为任选成分在钢中含有，所以下限值没有特别规定。
(Nb：0～0.06％)
(Ti：0～0.20％)
Nb及Ti是关于铁素体的析出强化的元素。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种。但是，若超过0.06％地含有Nb，则铁素体相变大幅延迟，拉伸性发生劣化。因此，Nb含量设为0.06％以下。优选为0.03％以下，进一步优选为0.025％以下。此外，若超过0.20％地含有Ti，则铁素体被过度强化，变得得不到高的拉伸性。因此，Ti含量设为0.20％以下。优选为0.16％以下，进一步优选为0.14％以下。为了更可靠地强化铁素体，Nb含量优选设为0.005％以上，进一步优选设为0.01％以上，特别优选设为0.015％以上。此外，Ti含量优选设为0.02％以上，进一步优选设为0.06％以上，特别优选设为0.08％以上。
(V：0～0.20％)
(W：0～0.5％)
(Mo：0～0.40％)
V、W及Mo是有助于强化的元素。因此，也可以含有这些元素中的至少1种。但是，若过量含有，则有时成形性劣化。因此，V含量设为0.20％以下，W含量设为0.5％以下，Mo含量设为0.40％以下。为了更可靠地得到高强度化的效果，V含量优选设为0.02％以上，W含量优选设为0.02％以上，Mo含量优选设为0.01％以上。
(Cr：0～1.0％)
(Cu：0～1.2％)
(Ni：0～0.6％)
(B：0～0.005％)
Cr、Cu、Ni及B是具有将钢高强度化的作用的元素。因此，也可以含有这些元素中的至少1种。但是，若过量含有，则有时导致成形性的劣化。因此，Cr含量设为1.0％以下，Cu含量设为1.2％以下，Ni含量设为0.6％以下，B含量设为0.005％以下。为了更可靠地得到高强度化的效果，Cr含量优选设为0.01％以上，Cu含量优选设为0.01％以上，Ni含量优选设为0.01％以上，B含量优选设为0.0001％以上。
(REM：0～0.01％)
(Ca：0～0.01％)
REM及Ca是对氧化物、硫化物的形态的控制有效的元素。因此，也可以含有这些元素中的1种或2种。但是，任一元素若其含量变得过量，则有时损害成形性。因此，REM含量设为0.01％以下，Ca含量设为0.01％以下。为了更可靠地控制氧化物、硫化物的形态，REM含量优选设为0.0005％以上，Ca含量优选设为0.0005％以上。另外，本发明中，REM是指La及镧系的元素，大多以混合稀土合金的形式添加，复合地含有La、Ce等系列的元素。也可以含有金属La、金属Ce。
剩余部分为Fe及杂质。
以下，对本发明的显微组织进行详细说明。
(铁素体：80％以上)
铁素体是在确保拉伸性的方面最重要的组织。铁素体的面积率低于80％时，无法实现以往的DP钢所具有的高拉伸性。因此，铁素体的面积率设为80％以上。另一方面，铁素体面积率的上限如后述那样由马氏体的面积率决定，若铁素体面积率超过97％，则马氏体变得过少，所以变得难以有效利用由马氏体带来的强化。另外，即使通过其他的方法、例如提高析出强化量来确保强度，均匀拉伸性也降低，所以难以得到高拉伸性。
(马氏体：3～15.0％)
(平均直径为3μm以上的马氏体的个数密度：5.0个/10000μm2以下)
马氏体是在确保强度及拉伸性的方面重要的组织。若马氏体的面积率变得低于3％，则难以确保优异的均匀拉伸性。因此，马氏体面积率设为3％以上。另一方面，若马氏体面积率超过15％，则扩孔性劣化。因此，马氏体面积率设为15.0％以下。
此外，若存在粗大的马氏体，则局部地进行断裂，扩孔性降低。为了抑制这种情况，将平均直径为3μm以上的马氏体的个数密度设为5.0个/10000μm2以下。
(珠光体：低于3.0％)
珠光体由于使扩孔性劣化，所以优选不存在。但是，若面积率低于3.0％，则没有实际损害，所以容许以此作为上限。
(其他的组织)
作为其他的组织，也可以存在贝氏体。贝氏体不是必须的，面积率也可以为0％。贝氏体是有助于高强度化的组织。但是，若大量地有效利用而进行高强度化，则确保上述铁素体面积率变得困难，变得无法达成高拉伸性。
本发明的热轧钢板优选抗拉强度为590MPa以上。进一步优选为630MPa以上，特别优选为740MPa以上。
以下，对本发明的热轧钢板的制造方法进行说明。
首先，通过常规方法将钢熔炼，铸造，根据情况实施开坯轧制而制造板坯。铸造从生产率的观点出发优选连续铸造。
将具有上述化学组成的板坯加热至1150～1300℃后供于多道次粗轧。供于粗轧的板坯的温度低于1150℃时，由于粗轧时的轧制载荷显著提高，所以阻碍生产率。因此，供于粗轧的板坯的温度设为1150℃以上。另一方面，使供于粗轧的板坯的温度超过1300℃在制造成本上不优选。因此，供于粗轧的板坯的温度设为1300℃以下。另外，供于粗轧的板坯也可以将所铸造的板坯在热的状态下直接送至轧制。为了得到由析出强化带来的高强度化效果，必须将Nb、Ti等元素固溶，所以优选将供于粗轧的板坯的温度设为1200℃以上。
上述板坯被供于多道次粗轧，将最终的4道次以上以1000～1050℃的温度域且30％以上的合计压下率进行轧制而制成粗棒。
为了抑制粗大的马氏体的生成，在热轧工序中将奥氏体微细化是重要的。为此，在精轧前的粗轧工序中使奥氏体反复再结晶是有效的。其中，由于在超过1050℃的温度域的轧制中再结晶后的晶粒生长显著快，所以难以将奥氏体微细化。另一方面，在低于1000℃的温度域的轧制中在完全不进行再结晶的状态下进行下一次的压下，未再结晶部分与再结晶部分的粒径变得不均匀。其结果是，平均直径为3μm以上的马氏体个数密度增加。此外，合计压下率低于30％时无法充分地微细化。此外，即使以30％以上的合计压下率进行轧制，压下道次数低于4次时奥氏体粒径也变得不均匀，其结果是，生成粗大的马氏体。
因此，上述板坯通过多道次粗轧，将最终的4道次以上以1000～1050℃的温度域且30％以上的合计压下率进行轧制而制成粗棒。
上述粗棒实施在上述粗轧完成后60秒钟以内开始轧制、并在850～950℃的温度域完成轧制的精轧，得到精轧钢板。
如上所述，为了抑制粗大的马氏体的生成，在热轧工序中将奥氏体微细化是重要的，即使进行上述粗轧，若粗轧完成后精轧开始之前的时间超过60秒钟则奥氏体发生粗大化。因此，粗轧完成后精轧开始之前的时间设为60秒钟以内。
若精轧温度超过950℃则由于精轧完成后的奥氏体发生粗大化，所以铁素体相变的核生成位点减少，铁素体相变大幅延迟。因此，精轧温度设为950℃以下。另一方面，精轧温度低于850℃时轧制负荷变大。因此，精轧温度设为850℃以上。
之后，对精轧钢板进行一次冷却，空冷后，进一步进行二次冷却，并卷取。一次冷却速度设为50℃/s以上的平均冷却速度。若一次冷却速度低，则铁素体粒径发生粗大化。马氏体是进行铁素体相变后的剩余部分奥氏体进行相变而得到的。若铁素体粒径发生粗大化，则剩余部分的马氏体也发生粗大化。一次冷却速度的上限没有特别限定，但在超过100℃/s的情况下设备成本变得过量，所以不优选。
一次冷却停止温度设为600～750℃。低于600℃时，在空冷时无法充分进行铁素体相变。此外若超过750℃则铁素体相变过度进行，在之后的冷却时引起珠光体相变，扩孔性也劣化。
空冷时间设为5～10秒。低于5秒时无法使铁素体相变充分进行。此外若超过10秒地进行空冷，则引起珠光体相变，扩孔性劣化。
二次冷却速度设为30℃/s以上的平均冷却速度。二次冷却速度低于30℃/s时在冷却中过度进行贝氏体相变，无法充分地得到铁素体的面积率，所以均匀拉伸性劣化。上限没有特别限定，但在超过100℃/s的情况下设备成本变得过量，所以不优选。
卷取温度设为400℃以下。若卷取温度超过400℃则贝氏体相变过度进行，无法充分地得到马氏体，所以无法确保高的均匀拉伸性。优选的范围为250℃以下，进一步优选为100℃以下，也可以为室温。
实施例
作为实验例1～48，对将具有表1、表2中所示的化学成分的钢A～AJ熔化、并铸造而得到的板坯在表3、表4中所示的条件下进行轧制。
由所得到的钢板采集试样，使用光学显微镜进行板厚为1/4厚处的金属组织的观察。作为试样的制作，以轧制方向的板厚截面作为观察面进行研磨，利用Nital试剂、Lepera试剂进行蚀刻。由经Nital试剂蚀刻的倍率为500倍的光学显微镜照片通过图像解析求出铁素体的面积率、珠光体的面积率。此外，由经Lepera试剂蚀刻的倍率为500倍的光学显微镜照片通过图像解析求出马氏体的面积率、平均直径。平均直径是将各马氏体晶粒的当量圆直径进行个数平均而得到的值。对于低于1.0μm的马氏体晶粒，从个数的计数中除外。贝氏体的面积率作为铁素体、珠光体及马氏体的剩余部分求出。
关于抗拉强度(TS)，使用从板宽方向1/4位置沿与轧制方向垂直的方向采集的JISZ 2201：1998的5号试验片，依据JIS Z 2241：2011进行评价。均匀拉伸性(u-El)及总拉伸性(t-El)与抗拉强度(TS)一起进行测定。扩孔试验依据日本钢铁联盟标准JFS T 1001-1996记载的试验方法进行评价。表5、表6中示出钢板的组织、机械特性。表5、表6中，VF为铁素体的面积率％，VB为贝氏体的面积率％，VP为珠光体的面积率％，VM为马氏体的面积率％。DM为马氏体平均直径(μm)，NM为距钢板表面为钢板的板厚的1/4的深度位置处的当量圆直径为3μm以上的每10000μm2中的马氏体个数密度。
对结果进行说明。实验例3～8、16、18、19、21、22、24、26～28、30～32、37、39、40、42～48为本发明的实施例。这些实施例中，钢板的化学组成、制造条件及显微组织满足本发明的必要条件，拉伸性和扩孔性均优异。另一方面，实验例1、2、9～15、17、20、23、25、29、33～36、38、41为比较例。这些比较例中，由于下面所示的理由而无法得到效果。
实验例1中，起因于使用了Mn的含量高的钢No.A，铁素体相变没有充分进行。因此，铁素体分率低于80％，均匀拉伸性低。
实验例2中，起因于使用了Nb的含量高的钢No.B，铁素体相变没有充分进行。因此，铁素体分率低于80％，均匀拉伸性低。
实验例9起因于空冷时间过长，珠光体超过适当范围地生成。因此，扩孔性低。
实验例10起因于精轧温度过高，铁素体相变没有充分进行。因此，铁素体分率低于80％，均匀拉伸性低。
实验例11起因于空冷时间过短，铁素体相变没有充分进行。因此，铁素体分率低于80％，均匀拉伸性低。
实验例12起因于一次冷却速度慢，马氏体的平均直径大，其结果是不满足式1。因此，扩孔性低。
实验例13及实验例20起因于1000～1050℃下的压下道次数少，粗大的马氏体的个数密度高。因此，扩孔性低。
实验例14起因于1000～1050℃下的压下率小，马氏体的平均直径大，其结果是不满足式1。因此，扩孔性低。
实验例15起因于从粗轧结束至精轧开始为止的时间长，奥氏体粗大化，马氏体的平均直径大。因此，R/DM 2变小，扩孔性低。
实验例17起因于使用了C的含量高的钢No.I，马氏体面积率高。因此，扩孔性低。
实验例23起因于使用了Si+Al的含量低的钢No.O，铁素体相变没有充分进行。因此，均匀拉伸性低。
实验例25起因于一次冷却速度慢，马氏体的平均直径大，其结果是不满足式1。因此，扩孔性低。
实验例29起因于使用了Ti含量高的钢No.U，铁素体被过度强化。因此，均匀拉伸性低。
实验例33起因于一次冷却停止温度过高，生成珠光体。因此，扩孔性低。
实验例34起因于卷取温度过高，基本无法使马氏体生成。因此，均匀拉伸性低。
实验例35起因于一次冷却停止温度过低，铁素体相变没有充分进行。因此，铁素体分率低于80％，均匀拉伸性低。
实验例36起因于二次冷却速度慢，生成贝氏体。因此，铁素体分率低于80％，均匀拉伸性低。
实验例38起因于使用了C含量低的钢No.Y，马氏体的面积率变得低于3％。因此，均匀拉伸性低。
实验例41起因于使用了Mn含量低的钢No.AC，没有生成马氏体。因此，均匀拉伸性低。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供不含有高价的元素且可得到优异的拉伸性和扩孔性的高强度热轧钢板及其制造方法。

Claims (7)

1.一种热轧钢板，其特征在于，其具有下述化学组成：以质量％计含有
C：0.030～0.10％、
Mn：0.5～2.5％、
Si+Al：0.100～2.5％、
P：0.04％以下、
S：0.01％以下、
N：0.01％以下、
Nb：0～0.06％、
Ti：0～0.20％、
V：0～0.20％、
W：0～0.5％、
Mo：0～0.40％、
Cr：0～1.0％、
Cu：0～1.2％、
Ni：0～0.6％、
B：0～0.005％、
REM：0～0.01％、
Ca：0～0.01％、
剩余部分由Fe及杂质构成；
且所述热轧钢板具有下述显微组织：以面积率计含有铁素体：80％以上、马氏体：3～15.0％、珠光体：低于3.0％，距钢板表面为钢板的板厚的1/4的深度位置处的当量圆直径为3μm以上的马氏体的个数密度为5.0个/10000μm2以下，进一步满足下述式(1)，
R/DM 2≥1.00 式(1)
其中，R：由下述式(2)规定的平均马氏体间隔，单位为μm，DM：马氏体平均直径，单位为μm，
R＝{12.5×(π/6VM)0.5－(2/3)0.5}×DM 式(2)
其中，VM：马氏体面积率，单位为％，DM：马氏体平均直径，单位为μm。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有
Nb：0.005～0.06％及
Ti：0.02～0.20％
中的至少1种。
3.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有
V：0.02～0.20％、
W：0.1～0.5％及
Mo：0.05～0.40％
中的至少1种。
4.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有
Cr：0.01～1.0％、
Cu：0.1～1.2％、
Ni：0.05～0.6％及
B：0.0001～0.005％
中的至少1种。
5.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有
REM：0.0005～0.01％及
Ca：0.0005～0.01％
中的至少1种。
6.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有
Nb：0.005～0.06％、
Ti：0.02～0.20％、
V：0.02～0.20％、
W：0.1～0.5％及
Mo：0.05～0.40％
Cr：0.01～1.0％、
Cu：0.1～1.2％、
Ni：0.05～0.6％及
B：0.0001～0.005％
REM：0.0005～0.01％及
Ca：0.0005～0.01％
中的至少1种。
7.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，其具有以下工序：
将具有权利要求1～6中任一项所述的化学组成的板坯加热至1150～1300℃后供于多道次粗轧，将最终的4道次以上以1000～1050℃的温度域且30％以上的合计压下率进行轧制而制成粗棒的粗轧工序；
对所述粗棒实施在所述粗轧完成后60秒钟以内开始轧制、并在850～950℃的温度域完成轧制的精轧而得到精轧钢板的精轧工序；以及
将所述精轧钢板以50℃/s以上的平均冷却速度冷却至600～750℃的温度域，进行5～10秒钟空冷后，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至400℃以下的温度域后卷取，得到热轧钢板的冷却及卷取工序。
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