CN116162857A - 高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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森安永明
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Abstract

本发明涉及高强度热轧钢板及其制造方法。提供具有优异的冲裁性和扩孔性的、拉伸强度TS为980MPa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。高强度热轧钢板，其中，作为成分组成，将C、Si、Mn、P、S、Al、N、Ti、Cr、B设为特定量，高强度热轧钢板具有下述组织，所述组织中，将以面积率计为85％以上的贝氏体相作为主相，将以面积率计为15％以下的马氏体相或马氏体‑奥氏体混合相作为第2相，余部由铁素体相构成，第2相的平均粒径为3.0μm以下，此外原始奥氏体晶粒的平均纵横比为1.3以上且5.0以下，再结晶原始奥氏体晶粒相对于未再结晶原始奥氏体晶粒的面积率为15％以下，高强度热轧钢板中，直径小于20nm的析出物以质量％计为0.10％以下。

Description

高强度热轧钢板及其制造方法
本申请是申请日为2016年7月20日、发明名称为“高强度热轧钢板及其制造方法”的中国发明专利申请No.201680044137.4(PCT申请号为PCT/JP2016/003396)的分案申请。
技术领域
本发明涉及适合作为汽车的结构部件、骨架部件、悬挂等行走部件、卡车框架零件的拉伸强度TS为980MPa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年，从保护地球环境的观点考虑，汽车排气规定不断加强。因此，提高汽车的燃料效率成为重要的课题。另外，要求所使用的材料进一步高强度化及薄壁化。与此相伴，作为汽车零件的原料，日渐积极地应用了高强度热轧钢板。这种高强度热轧钢板的利用不仅是在汽车的结构部件、骨架部件中，也在行走部件、卡车框架零件等中利用。
像这样，具有规定强度的高强度热轧钢板作为汽车零件的原料的需求逐年增高。特别是，作为能够显著提高汽车的燃料效率的原料，拉伸强度TS为980MPa以上的高强度热轧钢板被寄予厚望。
另一方面，特别是作为冲裁加工和翻边(burring)加工多的汽车的行走部件，需要兼具优异的冲裁性和扩孔性的钢板。然而，通常，随着钢板的高强度化，冲裁性、扩孔性降低。因此，为了得到具有优异的冲裁性和扩孔性的高强度热轧钢板，进行了各种研究。
例如，专利文献1中提出了一种热轧钢板，其具有下述组成和组织，所述组成为以质量％计包含C：0.01％以上且0.10％以下、Si：2.0％以下、Mn：0.5％以上且2.5％以下，进一步包含合计为0.5％以下的V：0.01％以上且0.30％以下、Nb：0.01％以上且0.30％以下、Ti：0.01％以上且0.30％以下、Mo：0.01％以上且0.30％以下、Zr：0.01％以上且0.30％以下、W：0.01％以上且0.30％以下中的1种或2种以上；所述组织中，贝氏体分率为80％以上，析出物的平均粒径r(nm)满足r≥207÷{27.4X(V)+23.5X(Nb)+31.4X(Ti)+17.6X(Mo)+25.5X(Zr)+23.5X(W)}(X(M)(M：V，Nb，Ti，Mo，Zr，W)为构成析出物的各元素的平均原子量比，X(M)＝(M的质量％/M的原子量)/(V/51+Nb/93+Ti/48+Mo/96+Zr/91+W/184)，并且平均粒径r和析出物分率f满足r/f≤12000。
另外，专利文献1中提出了一种方法，将具有上述组成的钢原料加热，实施精轧温度为800℃以上且1050℃以下的热轧，然后以20℃/秒以上急冷至贝氏体相变和析出同时发生的温度范围(500℃至600℃的范围)，于500～550℃卷取，然后，以5℃/小时以下(包括0℃/小时)的冷却速度保持20小时以上，由此，制造具有上述组织的热轧钢板。另外，在专利文献1中提出的技术中，以贝氏体为钢板组织的主体组织，通过V、Ti、Nb等的碳化物而使贝氏体析出强化，进一步适当地控制析出物尺寸(适度地粗大化)，由此得到延伸凸缘性和疲劳特性优异的高强度热轧钢板。
另外，专利文献2中得到了扩孔性和延展性优异的高强度薄钢板，其以质量％计含有C：0.01～0.20％、Si：1.5％以下、Al：1.5％以下、Mn：0.5～3.5％、P：0.2％以下、S：0.0005～0.009％、N：0.009％以下、Mg：0.0006～0.01％、O：0.005％以下，及Ti：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.10％的1种或2种，余部为铁及不可避免的杂质，并且满足下述所有的3个式，并且钢组织以贝氏体相为主体，所述高强度薄钢板的拉伸强度为980N/mm2以上。
[Mg％]≥([O％]/16 × 0.8) × 24· · · (1)
[S％] ≤ ([Mg％]/24-[O％]/16 × 0.8+0.00012) × 32· · · (2)
[S％] ≤ 0.0075/[Mn％]· · · (3)
专利文献3中提出了一种热轧钢板，其包含下述组成和组织，所述组成以质量％计包含C：0.01～0.08％、Si：0.30～1.50％、Mn：0.50～2.50％、P≤0.03％、S≤0.005％，及Ti：0.01～0.20％、Nb：0.01～0.04％的1种或2种；所述组织为粒径为2μm以上的铁素体的比例为80％以上的铁素体·贝氏体二相组织。另外，在专利文献3中提出的技术中，通过形成铁素体·贝氏体二相组织、并将铁素体晶粒形成为2μm以上的粒径，能够在不使扩孔性劣化的情况下，改善延展性，得到了强度为690N/mm2以上且扩孔性和延展性优异的高强度热轧钢板。
专利文献4中提出了一种热轧钢板，其包含下述组成和组织，所述组成以质量％计包含C：0.05～0.15％、Si：0.2～1.2％、Mn：1.0～2.0％、P：0.04％以下、S：0.005％以下、Ti：0.05～0.15％、Al：0.005～0.10％、N：0.007％以下，并且固溶Ti为0.02％以上；所述组织为由平均粒径为5μm以下的贝氏体相单相形成的组织。另外，在专利文献4中提出的技术中，通过使钢板的组织形成为微细的贝氏体相的单相组织，而且存在0.02％以上的固溶Ti，由此得到了拉伸强度TS为780MPa以上、延伸凸缘性及耐疲劳特性优异的高强度热轧钢板。
另外，对于冲裁性的提高而言，例如，专利文献5中提出了一种冲裁性优异的高强度热轧钢板，其包含下述组成和组织，所述组成以质量％计包含C：0.01～0.07％、N：0.005％以下、S：0.005％以下、Ti：0.03～0.2％、B：0.0002～0.002％；所述组织中，以铁素体或贝氏体铁素体为主相，硬质第二相及渗碳体以面积率计为3％以下。在专利文献5中记载的技术中，通过将B保持为固溶状态，能够防止冲裁端面的缺陷。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-84637号公报
专利文献2：日本特开2005-120437号公报
专利文献3：日本特开2002-180190号公报
专利文献4：日本特开2012-12701号公报
专利文献5：日本特开2004-315857号公报
发明内容
发明要解决的课题
然而，在专利文献1提出的技术中，为了在贝氏体相中析出纳米尺寸的析出物，需要进行于500～550℃将钢板卷取、以5℃/小时以下的冷却速度保持20小时以上的处理。对于通过该技术制造的热轧钢板而言，存在得不到优异的冲裁性这样的问题。
在专利文献2公开的技术中，为了提高热轧钢板的延展性，通过以650～750℃作为空冷开始温度对精轧后的热轧钢板进行空冷，能够生成经小于20nm的析出物而析出强化的铁素体组织。但是，通过该技术制造的热轧钢板也得不到优异的冲裁性。
在专利文献3提出的技术中，由于形成了包含80％以上的粒径2μm以上的铁素体的、铁素体·贝氏体二相组织，因此所得的钢板强度止步于976MPa左右，难以进行拉伸强度TS：980MPa以上这样的进一步的高强度化。另外，即便得到了拉伸强度TS：980MPa以上这样的高强度钢板，也得不到优异的冲裁性。
通过专利文献4提出的技术，可得到拉伸强度TS：780MPa以上且延伸凸缘性优异的热轧钢板。但是，在想要进一步提高其强度从而实现拉伸强度TS：980MPa以上的高强度时，需要增加C含量。另外，随着C含量的增加，Ti碳化物的析出量的控制变得困难，难以稳定地残存0.02％以上的固溶Ti(其是对于提高钢板的延伸凸缘性所必要的)。其结果，延伸凸缘性降低。
专利文献5提出的技术通过铁素体或贝氏体铁素体的析出强化而使钢板强化，所得的钢板强度为833MPa左右。为了使该钢板的拉伸强度为TS：980MPa以上，需要进一步添加Ti、V、Nb、Mo等析出强化元素。这样一来，得不到拉伸强度TS：980MPa以上、并且具有优异的冲裁性的钢板。
像上述这样，在现有技术中，还未确立维持拉伸强度TS：980MPa以上这样的高强度、同时得到优异的冲裁性和扩孔性的热轧钢板的技术。
因此，本发明的目的在于，解决上述现有技术的问题，提供能够在维持拉伸强度TS：980MPa以上这样的高强度的同时，还具有优异的冲裁性和扩孔性的高强度热轧钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本申请的发明人为了实现上述的目的，对在维持拉伸强度TS：980MPa以上这样的高强度的同时，提高热轧钢板的冲裁性和扩孔性进行了深入研究。其结果，发现了通过控制精轧结束后的原始奥氏体晶粒的平均纵横比、和精轧结束后再结晶的原始奥氏体晶粒的面积率，以贝氏体相作为主相，即便存在作为第2相组织的马氏体或马氏体-奥氏体混合相，控制其分率和粒径，由此能够在维持热轧钢板的拉伸强度TS为980MPa以上这样的高强度的同时，显著提高扩孔性。另外，还得到了下述新发现：通过控制在热轧钢板中析出的直径为20nm以下的析出物的析出量，冲裁性显著提高。
需要说明的是，本文中所述的贝氏体相是指板条状的贝氏体铁素体、和在该贝氏体铁素体之间及/或该贝氏体铁素体的内部(贝氏体铁素体粒内)具有Fe系碳化物的组织(也包括不具有Fe系碳化物的析出的情况)。不同于多边形铁素体，贝氏体铁素体的形状为板条状并且在板条内部具有比较高的位错密度，因此，两者可通过SEM(扫描型电子显微镜)、TEM(透射型电子显微镜)来区分。另外，与贝氏体相、多边形铁素体相比，马氏体或马氏体-奥氏体混合相的SEM像的对比度较亮，因此它们也能够使用SEM来区分。
通常，若对原始奥氏体晶粒施加应变从而使其进行贝氏体相变，则导入至原始奥氏体晶粒的应变在贝氏体相中被继承，因此贝氏体组织中的位错密度增加，钢板的强度变高。本申请的发明人进行了进一步研究，得到了下述新发现：同时添加Si和B，对原始奥氏体晶粒施加应变，并进行贝氏体相变，由此，可得到强度显著提高、并且具有优异的扩孔性的钢板。对此的机理不一定明确，据推测如下所述。即，通过添加Si，堆垛层错能降低，在贝氏体相变后形成位错胞从而能够维持高位错密度，因此强度变高。进一步推测通过添加B，B偏析于原始奥氏体晶界，使晶界能降低，由此抑制铁素体相变，制得均质的贝氏体组织，由此扩孔性提高。
另外，在精轧结束后，若原始奥氏体晶粒再结晶，则不能对奥氏体晶粒施加应变，相变后的贝氏体相的强度降低。此外，还得到了下述新发现：B不能在再结晶后的原始奥氏体晶界偏析，有时在精轧结束后的冷却中发生铁素体相变，并且在作为主相的贝氏体相与铁素体相之间产生强度差，当扩孔试验时在铁素体相与贝氏体相之间的界面处集中宏观应变，由此得不到优异的扩孔性。
不仅如此，若原始奥氏体晶粒的纵横比变得过大，则当冲裁加工时发生层离(separation)从而冲裁性降低。
此外，通常已知的是，若在作为主相的贝氏体相中存在作为硬质的第2相组织的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相，则当扩孔试验时，在主相与第2相之间的界面处产生宏观应力集中，从而扩孔性降低。因此，本申请的发明人进行进一步研究，得到了下述新发现：通过将第2相组织的粒径控制得微细，将不会产生宏观应力集中，扩孔性不会降低。
另一方面，为了得到980MPa级以上的高强度热轧钢板，通常使用利用微细析出物而得到的析出强化，本申请的发明人进行进一步的研究，得到了下述新发现：若热轧钢板中的直径小于20nm的析出物超过一定量，则热轧钢板的冲裁性显著降低。
需要说明的是，本文中所述的“冲裁性”是这样评价的：采集50mm×50mm左右的坯板(blank plate)，使用
Figure BDA0004103790980000061
冲头在间隙为20％±2％以内的条件下对该坯板冲裁
Figure BDA0004103790980000062
的孔，观察冲裁所得的孔断裂面(也称为冲裁端面)的断裂面状况。另外，“冲裁性”良好是指采集50mm×50mm左右的坯板，使用/>
Figure BDA0004103790980000063
冲头在间隙为20％±2％以内的条件下对该坯板冲裁/>
Figure BDA0004103790980000071
的孔，观察冲裁所得的孔断裂面(也称为冲裁端面)的断裂面状况时，不存在裂纹、碎片、脆性断裂面、2次剪切面(secondary shear surface)。
另外，“扩孔性”是这样评价而得到的扩孔性：采集扩孔试验用试验片(大小：t×100×100mm)，按照日本钢铁联盟标准JFST1001，使用
Figure BDA0004103790980000072
冲头、以12.5％的间隙，冲裁出冲孔，以从冲裁方向上推的方式将60°圆锥冲头插入该冲孔中，求出龟裂贯通板厚的时点的孔径dmm，评价通过下式定义的扩孔率λ(％)。
λ(％)＝{(d-10)/10}×100
另外，“扩孔性”良好是指扩孔率λ(％)为60％以上的情况。
基于上述这些发现，本申请的发明人进行进一步的研究，对以下方面进行了研究：在维持拉伸强度TS：980MPa以上这样的高强度的状态下，提高冲裁性及扩孔性所需的组成；精轧结束后的原始奥氏体晶粒的平均纵横比；以及精轧结束后再结晶的原始奥氏体晶粒的面积率；马氏体相或马氏体-奥氏体混合相的面积率和粒径；在热轧钢板中析出的直径小于20nm的析出物的析出量。由此，发现了重要的是，使Si的含量以质量％计为0.2％以上、使B的含量以质量％计为0.0005％以上，精轧结束后的原始奥氏体晶粒的平均纵横比为1.3以上且5.0以下，并且精轧结束后再结晶的原始奥氏体晶粒面积率为15％以下，马氏体相或马氏体-奥氏体混合相的面积率为15％以下，并且马氏体相或马氏体-奥氏体混合相的平均粒径为3.0μm以下，此外在热轧钢板中析出的直径小于20nm的析出物以质量％计为0.10％以下。
本发明是基于上述发现，在进一步研究的基础上所完成的。即，本发明的主旨如下所述。
[1]高强度热轧钢板，所述高强度热轧钢板具有下述这样的组成和组织，其中，
所述组成以质量％计包含C：0.04％以上且0.18％以下、Si：0.2％以上且2.0％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、N：0.010％以下、Ti：0.02％以上且0.15％以下、Cr：0.10％以上且1.00％以下、B：0.0005％以上且0.0050％以下，余部为Fe及不可避免的杂质，
所述组织中，将以面积率计为85％以上的贝氏体相作为主相、将以面积率计为15％以下的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相作为第2相，余部由铁素体相构成，
上述第2相的平均粒径为3.0μm以下，
此外，原始奥氏体晶粒的平均纵横比为1.3以上且5.0以下，
再结晶原始奥氏体晶粒相对于未再结晶原始奥氏体晶粒的面积率为15％以下，
热轧钢板中析出的直径小于20nm的析出物以质量％计为0.10％以下，所述高强度热轧钢板的拉伸强度TS为980MPa以上。
[2]根据[1]所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述组成以外，进一步以质量％计含有选自Nb：0.005％以上且0.050％以下、V：0.05％以上且0.30％以下、Mo：0.05％以上且0.30％以下之中的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述组成以外，进一步以质量％计含有选自Cu：0.01％以上且0.30％以下、Ni：0.01％以上且0.30％以下之中的1种或2种。
[4]根据[1]至[3]中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述组成以外，进一步以质量％计含有选自Sb：0.0002％以上且0.020％以下、Ca：0.0002％以上且0.0050％以下、REM：0.0002％以上且0.010％以下之中的1种或2种以上。
[5]高强度热轧钢板的制造方法，其为[1]至[4]中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，
将钢原料加热至1150℃以上，然后，实施精轧开始温度设为1000℃以上且1200℃以下、精轧结束温度设为830℃以上且950℃以下的热轧，在结束所述热轧的精轧后的2.0秒以内开始冷却，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至300℃以上且530℃以下的冷却停止温度，于所述冷却停止温度进行卷取。
这里，所谓主相，是指以面积率计占据85％以上的情况。另外，所谓直径小于20nm的析出物，是指能够通过后述的孔径为20nm的过滤器的大小的析出物。
发明效果
通过本发明，能够得到拉伸强度TS为980MPa以上，并且冲裁性和扩孔性优异的高强度热轧钢板。另外，能够稳定地制造这种高强度热轧钢板，能够得到产业上出色的效果。另外，当将本发明的高强度热轧钢板应用于汽车的结构部件、骨架部件、或卡车框架部件等时，还具有能够在确保汽车的安全性的同时，减轻车体重量、降低环境负荷的效果。
如以上所述，本发明是在产业上极为有用的发明。
具体实施方式
以下，对本发明进行具体说明。
本发明的高强度热轧钢板具有下述这样的组成和组织，其中，所述组成以质量％计包含C：0.04％以上且0.18％以下、Si：0.2％以上且2.0％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、N：0.010％以下、Ti：0.02％以上且0.15％以下、Cr：0.10％以上且1.00％以下、B：0.0005％以上且0.0050％以下，余部为Fe及不可避免的杂质，所述组织中，将以面积率计为85％以上的贝氏体相作为主相、将以面积率计为15％以下的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相作为第2相，余部由铁素体相构成，第2相的平均粒径为3.0μm以下，此外，原始奥氏体晶粒的平均纵横比为1.3以上且5.0以下，再结晶原始奥氏体晶粒相对于未再结晶原始奥氏体晶粒的面积率为15％以下，热轧钢板中析出的直径小于20nm的析出物以质量％计为0.10％以下，所述高强度热轧钢板的强度以拉伸强度TS计为980MPa以上。
首先，对本发明的高强度热轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，在无特别说明的情况下，表示以下的成分组成的％是指质量％。
C：0.04％以上且0.18％以下
C是提高热轧钢板的强度，提高淬透性从而促进贝氏体的生成的元素。因此，在本发明中，需要将C含量设为0.04％以上。另一方面，若C含量大于0.18％，则贝氏体的生成控制变得困难，马氏体相或马氏体-奥氏体混合相的生成增加，热轧钢板的冲裁性和扩孔性两者、或任意一者降低。因此，将C含量设为0.04％以上且0.18％以下。优选的是，C含量为0.04％以上。另外，优选的是，C含量为0.16％以下。更优选的是，C含量为0.04％以上。另外，更优选的是，C含量为0.14％以下。进一步优选的是，C含量为0.05％以上。另外，进一步优选的是，C含量小于0.12％。
Si：0.2％以上且2.0％以下
Si为有助于固溶强化的元素，另外，还是通过降低堆垛层错能从而提高贝氏体相的位错密度，从而有助于热轧钢板的强度提高的元素。为了得到上述这些效果，需要将Si含量设为0.2％以上。另外，Si为抑制碳化物形成的元素。通过抑制贝氏体相变时的碳化物的形成，可在贝氏体相的板条界面(lath interface)形成微细的马氏体相或者马氏体-奥氏体混合相。在贝氏体相中存在的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相十分微细，不会使热轧钢板的扩孔性劣化。另一方面，Si为促进铁素体生成的元素，若Si含量大于2.0％，则铁素体生成，热轧钢板的扩孔性劣化。因而，将Si含量设为2.0％以下。优选的是，Si含量为0.3％以上。另外，优选的是，Si含量为1.8％以下。更优选的是，Si含量为0.4％以上。另外，更优选的是，Si含量为1.6％以下。
Mn：1.0％以上且3.0％以下
Mn发生固溶从而有助于热轧钢板的强度增加，并且通过提高淬透性从而促进贝氏体的生成，提高扩孔性。为了得到如上所述的效果，需要将Mn含量设为1.0％以上。另一方面，若Mn含量大于3.0％，则贝氏体的生成控制变得困难，马氏体相或马氏体-奥氏体混合相增加从而使得热轧钢板的冲裁性和扩孔性这两者、或者任意一者降低。因而，将Mn含量设为1.0％以上且3.0％以下。优选的是，Mn含量为1.3％以上。另外，优选的是，Mn含量为2.5％以下。更优选的是，Mn含量为1.5％以上。另外，更优选的是，Mn含量为2.2％以下。
P：0.03％以下
P为发生固溶从而有助于热轧钢板的强度增加的元素。但是，其也是在晶界、特别是原始奥氏体晶界偏析，从而导致加工性的降低的元素。因此，优选尽量降低P含量，但可允许含有0.03％以下的P。因而，P含量设为0.03％以下。但是，即便过度减少P也得不到与精炼成本的增大相符的效果，因此优选的是，P含量为0.003％以上且0.03％以下。更优选的是，P含量为0.005％以上。另外，更优选的是，P含量为0.02％以下。
S：0.005％以下
S与Ti、Mn键合从而形成粗大的硫化物，使热轧钢板的冲裁性降低。因此，优选尽量降低S含量，但可允许含有0.005％以下的S。因而，将S含量设为0.005％以下。为得到冲裁性而优选的S含量为0.004％以下。但是，即便过度减少S也得不到与精炼成本的增大相符的效果，优选的是，S含量为0.0003％以上。
Al：0.005％以上且0.100％以下
Al是作为脱氧剂而发挥作用、对提高钢的洁净度而言有效的元素。当Al小于0.005％时，其效果不一定充分，另一方面，Al的过剩添加导致氧化物系夹杂物的增加，使热轧钢板的冲裁性降低，并且成为缺陷发生原因。因而，将Al含量设为0.005％以上且0.100％以下。优选的是，Al含量为0.01％以上。另外，优选的是，Al含量为0.08％以下。更优选的是，Al含量为0.02％以上。另外，更优选的是，Al含量为0.06％以下。
N：0.010％以下
N通过与氮化物形成元素键合而以氮化物的形式析出，有助于晶粒微细化。但是，N在高温条件下易于与Ti键合而变成粗大的氮化物，从而使热轧钢板的冲裁性降低。因此，将N含量设为0.010％以下。优选的是，N含量为0.008％以下。更优选的是，N含量为0.006％以下。
Ti：0.02％以上且0.15％以下
Ti在奥氏体相高温范围(奥氏体相时的高温的区域、与温度比奥氏体相更高的高温的区域(铸造的阶段))形成氮化物。因此，抑制BN的析出，B形成固溶状态，由此，能够得到贝氏体的生成所需的淬透性，提高热轧钢板的强度和扩孔性。另外，具有当热轧时形成碳化物，从而抑制原始奥氏体晶粒的再结晶的效果，使得能够在未再结晶温度范围中进行精轧。为了显示出上述这些效果，需要将Ti含量设为0.02％以上。另一方面，若Ti含量大于0.15％，则原始奥氏体晶粒的再结晶温度变高，精轧结束后的奥氏体晶粒的纵横比大于5.0，冲裁性降低。因而，将Ti含量设为0.02％以上且0.15％以下。优选的是，Ti含量为0.025％以上。另外，优选的是，Ti含量为0.13％以下。更优选的是，Ti含量为0.03％以上。另外，更优选的是，Ti含量为0.12％以下。
Cr：0.10％以上且1.00％以下
Cr是形成碳化物从而有助于热轧钢板的高强度化，并且通过淬透性提高从而促进贝氏体的生成，促进Fe系碳化物在贝氏体粒内析出的元素。为了显示出上述这些效果，将Cr含量设为0.10％以上。另一方面，若Cr含量大于1.00％，则马氏体相或马氏体-奥氏体混合相易于生成，热轧钢板的冲裁性与扩孔性这两者、或任意一者降低。因而，将Cr含量设为0.10％以上且1.00％以下。优选的是，Cr含量为0.15％以上。更优选的是，Cr含量为0.20％以上。另外，优选的是，Cr含量为0.85％以下。更优选的是，Cr含量为0.75％以下。进一步优选的是，Cr含量为0.65％以下。
B：0.0005％以上且0.0050％以下
B是在原始奥氏体晶界偏析，抑制铁素体的生成·生长，有助于热轧钢板的强度和扩孔性提高的元素。为了显示出上述效果，将B含量设为0.0005％以上。另一方面，若B含量大于0.0050％，则上述效果饱和。因而，将B含量限定在0.0005％以上且0.0050％以下的范围内。优选的是，B含量为0.0006％以上。另外，优选的是，B含量为0.0040％以下。更优选的是，B含量为0.0007％以上。另外，更优选的是，B含量为0.0030％以下的范围。
在本发明中，上述以外的余部为Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可举出Sn、Zn等，它们的含量可允许为Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下。
以上为本发明热轧钢板的基本成分，但为了例如高强度化、扩孔性提高的目的，本发明的热轧钢板可根据需要含有选自Nb：0.005％以上且0.050％以下、V：0.05％以上且0.30％以下、Mo：0.05％以上且0.30％以下之中的1种或2种以上。
Nb：0.005％以上且0.050％以下
Nb具有当热轧时形成碳化物从而抑制奥氏体的再结晶的效果，有助于热轧钢板的强度提高。为了显示出该效果，需要将Nb含量设为0.005％以上。另一方面，若Nb含量大于0.050％，则原始奥氏体晶粒的再结晶温度变得过高，存在精轧结束后的奥氏体晶粒的纵横比大于5.0、冲裁性降低的情况。因而，当含有Nb时，将Nb含量设为0.005％以上且0.050％以下。优选的是，Nb含量为0.010％以上。另外，优选的是，Nb含量为0.045％以下。更优选的是，Nb含量为0.015％以上。另外，更优选的是，Nb含量为0.040％以下。
V：0.05％以上且0.30％以下
V具有当热轧时形成碳氮化物从而抑制奥氏体的再结晶的效果，有助于热轧钢板的强度提高。为了显示出该效果，需要将V含量设为0.05％以上。另一方面，若V含量大于0.30％，则原始奥氏体晶粒的再结晶温度变得过高，存在精轧结束后的奥氏体晶粒的纵横比大于5.0、冲裁性降低的情况。因而，当含有V时，将V含量设为0.05％以上且0.30％以下。优选的是，V含量为0.07％以上。另外，优选的是，V含量为0.28％以下。更优选的是，V含量为0.10％以上。另外，更优选的是，V含量为0.25％以下。
Mo：0.05％以上且0.30％以下
Mo通过淬透性的提高从而促进贝氏体相的形成，有助于热轧钢板的强度和扩孔性的提高。为了得到这种效果，优选将Mo含量设为0.05％以上。但是，若Mo含量大于0.30％，则易于生成马氏体相或马氏体-奥氏体混合相，存在热轧钢板的冲裁性和扩孔性这两者、或者任意一者降低的情况。因而，当含有Mo时，Mo含量设为0.05％以上且0.30％以下。优选的是，Mo含量为0.10％以上。另外，优选的是，Mo含量为0.25％以下。
另外，本发明的热轧钢板根据需要可含有选自Cu：0.01％以上且0.30％以下、Ni：0.01％以上且0.30％以下之中的1种或2种。
Cu：0.01％以上且0.30％以下
Cu为发生固溶从而有助于热轧钢板的强度增加的元素。另外，Cu通过淬透性的提高从而促进贝氏体相的形成，有助于强度和扩孔性的提高。为了得到这些效果，优选将Cu含量设为0.01％以上，但若Cu含量大于0.30％，则有时导致热轧钢板的表面性状的降低。因而，当含有Cu时，将Cu含量设为0.01％以上且0.30％以下。优选的是，Cu含量为0.02％以上。另外，优选的是，Cu含量为0.20％以下。
Ni：0.01％以上且0.30％以下
Ni是发生固溶从而有助于热轧钢板的强度增加的元素。另外，Ni通过淬透性的提高从而促进贝氏体相的形成，有助于强度和扩孔性的提高。为了得到这些效果，优选将Ni含量设为0.01％以上。但是，若Ni含量大于0.30％，则易于生成马氏体相或马氏体-奥氏体混合相，存在热轧钢板的冲裁性和扩孔性这两者、或者任意一者降低的情况。因而，当含有Ni时，将Ni含量设为0.01％以上且0.30％以下。优选的是，Ni含量为0.02％以上。另外，优选的是，Ni含量为0.20％以下。
另外，本发明的热轧钢板可根据需要含有选自Sb：0.0002％以上且0.020％以下、Ca：0.0002％以上且0.0050％以下、REM：0.0002％以上且0.010％以下中的1种或2种以上。
Sb：0.0002％以上且0.020％以下
Sb在板坯加热阶段中具有抑制板坯表面的氮化的效果，结果，板坯表层部的BN的析出得以抑制。另外，通过固溶B的存在，在热轧钢板表层部中也能够得到贝氏体的生成所需的淬透性，能够提高热轧钢板的强度和扩孔性。为了显示出这种效果，需要将Sb的量设为0.0002％以上。另一方面，若Sb含量大于0.020％，则存在导致轧制载荷的增大、使生产率降低的情况。因而，当含有Sb时，将Sb含量设为0.0002％以上且0.020％以下。
Ca：0.0002％以上且0.0050％以下
Ca对于控制硫化物系夹杂物的形状、提高热轧钢板的冲裁性是有效的。为了显示出上述效果，优选将Ca含量设为0.0002％以上。但是，若Ca含量大于0.0050％，则存在引起热轧钢板的表面缺陷的情况。因而，当含有Ca时，将Ca含量设为0.0002％以上且0.0050％以下。优选的是，Ca含量为0.0004％以上。另外，优选的是，Ca含量为0.0030％以下。
REM：0.0002％以上且0.010％以下
与Ca相同，REM控制硫化物系夹杂物的形状，降低硫化物系夹杂物对热轧钢板的冲裁性的不良影响。为了显示出上述效果，优选将REM含量设为0.0002％以上。但是，若REM含量大于0.010％从而过多的话，则具有钢的洁净度劣化、热轧钢板的冲裁性降低的趋势。因而，当含有REM时，将REM含量设为0.0002％以上且0.010％以下。优选的是，REM含量为0.0004％以上。另外，优选的是，REM含量为0.0050％以下。
下面，对本发明的高强度热轧钢板的组织的限定理由进行说明。
对于本发明的高强度热轧钢板而言，精轧结束后的原始奥氏体晶粒的平均纵横比为1.3以上且5.0以下，并且，再结晶原始奥氏体晶粒的面积率相对于未再结晶原始奥氏体晶粒而言为15％以下。另外，本发明的高强度热轧钢板为冲裁性和扩孔性优异的高强度热轧钢板，其特征在于，钢板的组织具有下述组织，将以面积率计为85％以上的贝氏体相作为主相，将以面积率计为15％以下的马氏体或马氏体-奥氏体混合相作为第2相，并且，该第2相的平均粒径为3.0μm以下，余部为铁素体相；并且，热轧钢板中析出的直径小于20nm的析出物以质量％计为0.10％以下，所述高强度热轧钢板的拉伸强度TS为980MPa以上。第2相以面积率计可以为0％。铁素体相也可以为0％。
原始奥氏体晶粒的平均纵横比：1.3以上且5.0以下
原始奥氏体晶粒是指加热钢原料时形成的奥氏体晶粒。于精轧结束时点所形成的原始奥氏体晶粒的晶界在其后的冷却、卷取工序中也没有消灭而是残留。
对于本发明的高强度热轧钢板而言，将精轧结束时点的原始奥氏体晶粒的平均纵横比设为1.3以上且5.0以下。为了得到拉伸强度TS：980MPa以上这样的高强度、和扩孔性优异的贝氏体相，需要对相变为贝氏体之前的原始奥氏体晶粒赋予充分的应变。为此，需要将原始奥氏体晶粒的平均纵横比设为1.3以上。另一方面，若原始奥氏体晶粒的平均纵横比大于5.0而变得过大的话，则在冲裁加工后的冲裁端面中发生层离从而冲裁性降低。因而，原始奥氏体晶粒的平均纵横比设为1.3以上且5.0以下。更优选的是，原始奥氏体晶粒的平均纵横比为1.4以上。另外，更优选的是，原始奥氏体晶粒的平均纵横比为4.0以下。进一步优选的是，原始奥氏体晶粒的平均纵横比为1.5以上。另外，进一步优选的是，原始奥氏体晶粒的平均纵横比为3.5以下。
需要说明的是，对于该原始奥氏体晶粒的平均纵横比而言，能够通过C、Ti、Nb、V的含量的调节、精轧开始温度的调节、精轧结束温度的调节、精轧机座(stand)间冷却的调节，将原始奥氏体晶粒的平均纵横比控制在1.3以上且5.0以下。
再结晶原始奥氏体晶粒相对于未再结晶原始奥氏体晶粒的比例：以面积率计为15％以下
在原始奥氏体晶粒之中，将自精轧结束时点至卷取结束为止发生再结晶的奥氏体晶粒作为再结晶原始奥氏体晶粒，将没有再结晶的奥氏体晶粒作为未再结晶原始奥氏体晶粒。
本发明的高强度热轧钢板中，将精轧结束后再结晶的原始奥氏体晶粒设为以面积率计为15％以下。在精轧结束后若原始奥氏体晶粒再结晶，则B来不及向原始奥氏体晶界扩散·偏析，不能发挥出所期望的淬透性且强度降低，另外，在未再结晶的原始奥氏体晶粒与再结晶的原始奥氏体晶粒中产生硬度差，因此扩孔性也会降低。为了得到所期望的强度的热轧钢板，优选将再结晶原始奥氏体晶粒的面积率设为0％，但再结晶原始奥氏体晶粒以面积率计为15％以下时是可允许的。因而，将再结晶原始奥氏体的面积率设为15％以下。优选的是，再结晶原始奥氏体的面积率为13％以下，更优选为10％以下，进一步优选为5％以下。
需要说明的是，对于该再结晶原始奥氏体晶粒的面积率而言，能够通过C、Ti、Nb、V的含量的调节、精轧开始温度的调节、精轧结束温度的调节、精轧机座间冷却的调节，而控制在15％以下。
钢板的组织
贝氏体相(主相)：以面积率计为85％以上
马氏体或马氏体-奥氏体混合相(第2相)：以面积率计为15％以下，并且平均粒径为3.0μm以下
余部：铁素体相
本发明的高强度热轧钢板以贝氏体相为主相。所谓贝氏体相，是指板条状的贝氏体铁素体、和在贝氏体铁素体之间及/或内部具有Fe系碳化物的组织(包括完全不析出Fe系碳化物的情况)。不同于多边形铁素体，贝氏体铁素体的形状为板条状，并且在内部具有比较高的位错密度，因此能够使用SEM(扫描型电子显微镜)、TEM(透射型电子显微镜)而容易地区分。为了实现拉伸强度TS：980MPa以上的强度、提高扩孔性，需要以贝氏体相为主相，当贝氏体相的面积率为85％以上时，能够同时实现拉伸强度TS：980MPa以上和优异的扩孔性。因此，将贝氏体相的面积率设为85％以上。贝氏体相的面积率优选为90％以上，更优选为95％以上。另外，作为第2相组织，当马氏体相或马氏体-奥氏体混合相以面积率计为15％以下、并且该组织的平均粒径为3.0μm以下时，当扩孔试验时，不会在相界面处发生宏观应力集中，可得到优异的扩孔性。因此，将马氏体或马氏体-奥氏体混合相的面积率设为15％以下，并且将该组织的平均粒径设为3.0μm以下。优选的是，马氏体或马氏体-奥氏体混合相的面积率为10％以下，并且该组织的平均粒径为2.0μm以下。进一步优选的是，马氏体或马氏体-奥氏体混合相的面积率为3％以下，并且，该组织的平均粒径为1.0μm以下。作为除了主相即贝氏体相和第2相即马氏体相或马氏体-奥氏体混合相以外的其他组织，可含有铁素体相。
直径小于20nm的析出物：以质量％计为0.10％以下
本发明的高强度热轧钢板中析出的直径小于20nm的析出物设为以质量％计为0.10％以下。为了获得热轧钢板的所期望的优异的冲裁性，优选将直径小于20nm的析出物设为以质量％计为0％，但允许为0.10％以下。若直径小于20nm的析出物以质量％计大于0.10％，则当冲裁加工时，产生脆性裂纹，冲裁性显著劣化。因而，将直径小于20nm的析出物设为以质量％计为0.10％以下。优选的是，直径小于20nm的析出物以质量％计为0.08％以下，更优选为0.07％以下。
需要说明的是，对于直径小于20nm的析出物而言，可通过Ti、Nb、Mo、V、Cu的含量的调节、精轧结束温度的调节、卷取温度的调节来控制。
另外，对于上述精轧结束后的原始奥氏体晶粒的纵横比、精轧结束后再结晶原始奥氏体晶粒的面积率、贝氏体相、马氏体相或马氏体-奥氏体混合相、铁素体相的面积率、直径小于20nm的析出物的质量而言，能够通过后述的实施例中记载的方法测定。
接下来，对本发明的高强度热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明还涉及高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在该方法中，将上述组成的钢原料加热至1150℃以上，然后，实施粗轧，实施精轧开始温度设为1000℃以上且1200℃以下、精轧结束温度设为830℃以上且950℃以下的热轧，在结束该热轧的精轧后的2.0秒以内开始冷却，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至300℃以上且530℃以下的冷却停止温度，于该冷却停止温度进行卷取。
以下，详细说明。
钢原料的制造方法不必特别限定，通过转炉等将具有上述组成的钢液熔炼，通过连续铸造等铸造方法制成板坯等钢原料，可使用任意的这样的常用方法。需要说明的是，也可以使用铸锭-开坯法。
钢原料的加热温度：1150℃以上
在板坯等钢原料中，几乎所有的、Ti等这样的碳氮化物形成元素以粗大的碳氮化物的形式存在。这种粗大且不均匀的析出物的存在导致热轧钢板的各种特性(例如，强度、冲裁性等)的劣化。因此，将热轧前的钢原料加热，将粗大的析出物固溶。为了在热轧前将上述粗大的析出物充分地固溶，需要将钢原料的加热温度设为1150℃以上。另外，若钢原料的加热温度变得过高，则会导致由板坯缺陷的产生、氧化皮剥离引起的成品率降低，因此，钢原料的加热温度优选设为1350℃以下。更优选的是，钢原料的加热温度为1180℃以上。另外，更优选的是，钢原料的加热温度为1300℃以下。进一步优选的是，钢原料的加热温度为1200℃以上。另外，进一步优选的是，钢原料的加热温度为1280℃以下。
需要说明的是，将钢原料加热至1150℃以上的加热温度并保持规定时间，但若保持时间大于9000秒，则氧化皮产生量增大，结果，在后续热轧工序中，变得易于发生氧化皮咬入等，热轧钢板的表面品质具有劣化的趋势。因而，1150℃以上的温度范围内的钢原料的保持时间优选设为9000秒以下。更优选的是，1150℃以上的温度范围内的钢原料的保持时间为7200秒以下。下限没有特别限定，但从板坯加热的均匀性方面考虑，1150℃以上的温度范围内的钢原料的保持时间优选为1800秒以上。
在钢原料的加热之后，接着进行包括粗轧和精轧的热轧。在粗轧中，只要能确保所期望的薄板坯尺寸即可，对其条件没有特别限定。在粗轧之后，接着进行精轧。需要说明的是，在精轧之前，或者在机座间的轧制途中，优选进行除鳞(descaling)。另外，根据需要，可以在机座间将钢板冷却。将精轧开始温度设为1000℃以上且1200℃以下，将精轧结束温度设为830℃以上且950℃以下。
精轧开始温度：1000℃以上且1200℃以下
若精轧开始温度大于1200℃，则氧化皮的产生量变多，易于发生氧化皮咬入等，因此，热轧钢板的表面品质具有劣化的趋势。另外，当精轧开始温度低于1000℃时，原始奥氏体晶粒不能在精轧中再结晶，存在精轧结束后的原始奥氏体晶粒的平均纵横比大于5.0的情况，存在冲裁性劣化的情况。因此，将精轧开始温度设为1000℃以上且1200℃以下。优选的是，精轧开始温度为1020℃以上。另外，优选的是，精轧开始温度为1160℃。更优选的是，精轧开始温度为1050℃以上。另外，更优选的是，精轧开始温度为1140℃以下。这里，精轧开始温度表示板的表面温度。
精轧结束温度：830℃以上且950℃以下
当精轧结束温度低于830℃时，由于轧制是于铁素体+奥氏体的两相区温度进行的，故得不到所期望的贝氏体相分率，因此热轧钢板的扩孔性降低。另外，由于相对于未再结晶温度范围内的原始奥氏体晶粒的压下量变多，因此，存在精轧结束后的原始奥氏体晶粒的平均纵横比大于5.0的情况，存在冲裁性劣化的情况。另一方面，若精轧结束温度大于950℃而变高，则在精轧结束后发生再结晶的原始奥氏体晶粒变多，B不能在原始奥氏体晶界处偏析，得不到拉伸强度TS：980MPa以上，或者扩孔性劣化。因而，将精轧结束温度设为830℃以上且950℃以下。优选的是，精轧结束温度为850℃以上。另外，优选的是，精轧结束温度为940℃以下。更优选的是，精轧结束温度为870℃以上。另外，更优选的是，精轧结束温度为930℃以下。本文中，精轧结束温度表示板的表面温度。
强制冷却开始：精轧结束后2.0s以内开始冷却
精轧结束后，在2.0s以内开始强制冷却，于卷取温度(冷却停止温度)停止冷却，以卷状卷取。若从精轧结束到开始强制冷却的时间大于2.0s而变长，则在奥氏体中蓄积的应变发生回复，贝氏体相的强度降低。因此，得不到拉伸强度TS：980MPa以上。因而，将强制冷却开始时间限定在精轧结束后2.0s以内。优选的是，强制冷却开始时间为精轧结束后1.5s以内。更优选的是，强制冷却开始时间为精轧结束后1.0s以内。
平均冷却速度：30℃/秒以上
在强制冷却中，若从精轧结束温度到卷取温度的平均冷却速度小于30℃/秒，则在贝氏体相变之前发生铁素体相变，得不到所期望的面积率的贝氏体相。因而，将平均冷却速度设为30℃/秒以上。优选的是，平均冷却速度为35℃/秒以上。平均冷却速度的上限无特别限定，但若平均冷却速度过大，则表面温度降地过低，易于在钢板表面生成马氏体，存在得不到所期望的扩孔性的情况，因此，优选将平均冷却速度设为120℃/秒以下。需要说明的是，平均冷却速度为钢板的表面处的平均冷却速度。
卷取温度(冷却停止温度)：300℃以上且530℃以下
卷取温度(冷却停止温度)越低，则越会促进贝氏体相变，贝氏体相的面积率越会增加，但当卷取温度低于300℃时，发生马氏体相变并形成粗大的马氏体相，得不到所期望的扩孔性。另一方面，若卷取温度大于530℃，则贝氏体相变的驱动力不足，贝氏体相变不会完成。因此，由于以贝氏体与未相变奥氏体的状态被等温保持，因此，碳分散于未相变奥氏体中。另外，由于生成粗大的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相，因此扩孔性降低。另外，若卷取温度高于530℃，则Ti、Nb、V等碳化物形成元素与碳键合从而形成直径小于20nm的析出物，冲裁性也劣化。因此，卷取温度设为300℃以上且530℃以下。优选的是，卷取温度为330℃以上。另外，优选的是，卷取温度为510℃以下。更优选的是，卷取温度为350℃以上。另外，优选的是，卷取温度为480℃以下。
需要说明的是，在本发明中，为了减少连续铸造时的钢的成分偏析，能够应用电磁搅拌(EMS)、轻压铸造(IBSR)等。通过进行电磁搅拌处理，在板厚中心部形成等轴晶体，能够减少偏析。另外，在实施例了轻压铸造的情况下，通过防止连续铸造板坯的未凝固部的钢液的流动，能够减少板厚中心部的偏析。通过应用这些偏析减少处理中的至少一者，能够使后述的冲裁性、扩孔性处于更优异的水平。
卷取后，可按照通常的方法实施平整轧制，另外，也可以实施酸洗从而将在表面形成的氧化皮除去。或者，也可以进一步实施热浸镀锌、电镀锌等镀覆处理、化学转化处理。
实施例
用转炉将表1所示的组成的钢液熔炼，利用连续铸造法制成板坯(钢原料)。当连续铸造时，对于后述表2、3中的热轧钢板No.22、23(钢K)以外的热轧钢板而言，为了进行成分的偏析减少处理，进行电磁搅拌(EMS)。接下来，将这些钢原料在表2所示的条件下加热，实施包含粗轧和表2所示条件的精轧的热轧。精轧结束后，以表2所示的条件的冷却开始时间(从精轧结束后至开始冷却(强制冷却)的时间)、平均冷却速度(从精轧结束温度到卷取温度的平均冷却速度)冷却，以表2所示条件的卷取温度卷取，制成表2所示板厚的热轧钢板。需要说明的是，在精轧中，对标注有○的情况进行机座间冷却。
从由以上操作得到的热轧钢板中采集试验片，实施组织观察、析出物定量、拉伸试验、扩孔试验、冲裁加工试验。组织观察方法及各种试验方法如下所述。
(i)组织观察
各组织的面积率与粒径
从热轧钢板采集扫描电子显微镜(SEM)用试验片，将平行于轧制方向的板厚断面进行研磨后，用腐蚀液(3质量％硝酸乙醇溶液)使组织露出，使用扫描电子显微镜(SEM)在板厚1/4位置以3000倍的倍率对5个视野进行拍照，利用图像处理对各相(贝氏体相、MA相(马氏体相或马氏体-奥氏体混合相)、F相(铁素体相))的面积率和粒径进行定量。
精轧后的原始奥氏体晶粒(原始γ晶粒)的纵横比及再结晶粒的面积率
从热轧钢板采集光学显微镜用试验片，将平行于轧制方向的板厚断面研磨后，用腐蚀液(含有苦味酸、表面活性剂、草酸的水溶液)使原始奥氏体组织露出，使用光学显微镜在板厚1/4位置以400倍的倍率对5个视野进行拍照，将原始奥氏体晶粒近似为椭圆，即将晶粒的最长部作为长径、将最短部作为短径，测定(长径)/(短径)作为纵横比。将所得的各原始奥氏体晶粒的纵横比进行算术平均而得到的值作为平均纵横比。
另外，在上述原始奥氏体晶粒之中、将纵横比为1.00以上且1.05以下的原始奥氏体晶粒作为再结晶原始奥氏体晶粒，将纵横比大于1.05的原始奥氏体晶粒作为未再结晶原始奥氏体晶粒。利用图像处理，分别求出再结晶原始奥氏体晶粒和未再结晶原始奥氏体晶粒的面积，求出再结晶原始奥氏体晶粒相对于未再结晶原始奥氏体晶粒的面积率。
当利用光学显微镜难以表征原始奥氏体晶粒时，利用使用SEM的电子束反射衍射(Electron Back Scatter Diffraction Patterns：EBSD)法，求出再结晶原始奥氏体晶粒相对于未再结晶原始奥氏体晶粒的面积率。从热轧钢板采集试验片，以平行于轧制方向的断面作为观察面，使用硅溶胶进行精细抛光(finishing polishing)。然后，通过EBSD测定装置，以电子束的加速电压20kV、测定间隔为0.2μm间距(step)对500μm×500μm的面积在板厚1/4位置测定3个位置，使用旋转矩阵法将原始奥氏体晶粒进行重建。将重建而得到的原始奥氏体晶粒近似为椭圆，并测定纵横比。将纵横比为1.00以上且1.05以下的原始奥氏体晶粒作为再结晶原始奥氏体晶粒，将纵横比大于1.05的原始奥氏体晶粒作为未再结晶原始奥氏体晶粒。分别求出再结晶原始奥氏体晶粒和未再结晶原始奥氏体晶粒的面积，求出再结晶原始奥氏体晶粒相对于未再结晶原始奥氏体晶粒的面积率。
(ii)析出物定量
从热轧钢板采集电解残渣萃取用试验片(大小：50mm×50mm)，在10％AA系电解液(10vol％乙酰丙酮-1质量％氯化四甲铵·甲醇)中，以电流密度：20mA/cm2的条件，对试验片整个厚度进行恒定电流电解。使用孔径20nm的过滤器将所得的电解液过滤，分离出直径20nm以上的析出物和直径小于20nm的析出物。测定直径小于20nm的析出物的重量，并除以电解重量，由此求出直径小于20nm的析出物的质量％。需要说明的是，电解重量这样求出：将电解后的电解用试验片清洗，测定重量，从电解前的试验片重量减去该重量。
(iii)拉伸试验
以拉伸方向与轧制方向成为垂直方向的方式，从热轧钢板采集JIS5号试验片(GL：50mm)，按照JIS Z2241(2011)的规定进行拉伸试验，求出屈服强度(屈服点，YP)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。
(iv)扩孔试验
从所得的热轧钢板中，采集扩孔试验用试验片(大小：t×100×100mm)，按照日本钢铁联盟标准JFST1001，用
Figure BDA0004103790980000241
冲头、以间隙：12.5％在试验片中央冲裁出冲孔，然后，以从冲裁方向上推的方式将60°圆锥冲头插入该冲孔中，求出龟裂贯通板厚的时点的孔径dmm，算出通过下式定义的扩孔率λ(％)。
λ(％)＝{(d-10)/10}×100
需要说明的是，间隙为相对于板厚的比例(％)。将在扩孔试验中所得的λ为60％以上的情况评价为扩孔性良好。
(v)冲裁加工试验
从热轧钢板采集10张坯板(50mm×50mm)。然后，将冲裁冲头设为
Figure BDA0004103790980000251
的平底模具，以冲裁间隙成为20％±2％以内的方式确定模头侧的孔径，从上方对板进行按压从而将其固定，并冲出/>
Figure BDA0004103790980000252
的冲孔。对10张坯板全部进行冲裁，然后，在冲孔的整个周长的范围内，对冲裁端面的断裂面状况，用显微镜(倍率：50倍)观察裂纹、碎片、脆性断裂面、2次剪切面等的有无。针对上述10个冲孔，将不存在裂纹、碎片、脆性断裂面、2次剪切面等的冲孔为10个的情况评价为◎(合格)，将不存在裂纹、碎片、脆性断裂面、2次剪切面等的冲孔为8～9个的评价为○(合格)，将除此以外的情况(不存在裂纹、碎片、脆性断裂面、2次剪切面等的冲孔为0～7个的情况)评价为×(不合格)，由此评价冲裁性。
[表1]
Figure BDA0004103790980000271
[表2]
Figure BDA0004103790980000281
(*1)从精轧结束后至开始冷却(强制冷却)的时间。
(*2)从精轧结束温度至卷取温度的平均冷却速度。
[表3]
Figure BDA0004103790980000291
在本发明的范围内制造的热轧钢板具有980MPa以上的拉伸强度，冲裁性和扩孔性优异。
另一方面，对于钢板No.4而言，精轧结束后的冷却开始时间大于2.0s，拉伸强度TS小于980MPa。另外，对于钢板No.5而言，精轧结束温度小于830℃，原始奥氏体晶粒的平均纵横比大于5.0，贝氏体相的面积率小于85％，因此未得到优异的扩孔性及冲裁性。
另外，对于钢板No.6而言，精轧结束温度高于950℃，再结晶的原始奥氏体晶粒的面积率大于15％，贝氏体相的面积率小于85％，因此拉伸强度TS小于980MPa，未得到优异的扩孔性。另外，对于钢板No.7而言，平均冷却速度低于30℃/秒，贝氏体相的面积率小于85％，因此未得到优异的扩孔性。
另外，对于钢板No.11而言，卷取温度(冷却停止温度)低于300℃，贝氏体相的面积率小于85％，马氏体相的面积率大于15％，马氏体相的平均粒径大于3.0μm，因此未得到优异的扩孔性。另外，对于钢板No.13而言，精轧开始温度低于1000℃，再结晶的原始奥氏体晶粒的平均纵横比大于5.0，因此未得到优异的冲裁性。
另外，对于钢板No.23而言，卷取温度(冷却停止温度)高于530℃，马氏体相的平均粒径大于3.0μm，直径小于20nm的析出物大于0.10质量％，因此未得到优异的扩孔性及冲裁性。另外，对于钢板No.33而言，Mn含量小于1.0质量％，贝氏体相的面积率小于85％，因此，拉伸强度TS小于980MPa，未得到优异的扩孔性。
另外，对于钢板No.34而言，由于C含量大于0.18质量％，贝氏体相的面积率小于85％，马氏体的面积率大于15％，因此，未得到优异的扩孔性。另外，对于钢板No.35而言，由于Si含量小于0.2质量％，因此拉伸强度TS小于980MPa，未得到优异的扩孔性。
另外，对于钢板No.36而言，B含量小于0.0005质量％，贝氏体相的面积率小于85％，因此未得到优异的扩孔性。另外，对于钢板No.37而言，Ti含量小于0.02质量％，原始奥氏体晶粒的平均纵横比小于1.3，再结晶原始奥氏体晶粒的面积率大于15％，贝氏体相的面积率小于85％，因此拉伸强度TS小于980MPa，未得到优异的扩孔性。
对于钢板No.38而言，Ti含量大于0.15质量％，原始奥氏体晶粒的平均纵横比大于5.0，因此未得到优异的冲裁性。

Claims (5)

1.高强度热轧钢板，所述高强度热轧钢板具有下述这样的组成和组织，其中，
所述组成以质量％计包含C：0.04％以上且小于0.12％、Si：0.2％以上且2.0％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.005％以上且0.100％以下、N：0.010％以下、Ti：0.02％以上且0.15％以下、Cr：0.10％以上且0.45％以下、B：0.0015％以上且0.0050％以下、Sb：0.0002％以上且0.020％以下，余部为Fe及不可避免的杂质，
所述组织中，将以面积率计为85％以上的贝氏体相作为主相、将以面积率计为15％以下的马氏体相或马氏体-奥氏体混合相作为第2相，余部由铁素体相构成，
上述第2相的平均粒径为3.0μm以下，
此外，原始奥氏体晶粒的平均纵横比为1.5以上且5.0以下，
再结晶原始奥氏体晶粒相对于未再结晶原始奥氏体晶粒的面积率为15％以下，
热轧钢板中析出的直径小于20nm的析出物以质量％计为0.10％以下，所述高强度热轧钢板的拉伸强度TS为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述组成以外，进一步以质量％计含有选自Nb：0.005％以上且0.050％以下、V：0.05％以上且0.30％以下、Mo：0.05％以上且0.30％以下之中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述组成以外，进一步以质量％计含有选自Cu：0.01％以上且0.30％以下、Ni：0.01％以上且0.30％以下之中的1种或2种。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，除了上述组成以外，进一步以质量％计含有选自Ca：0.0002％以上且0.0050％以下、REM：0.0002％以上且0.010％以下之中的1种或2种以上。
5.高强度热轧钢板的制造方法，其为权利要求1至4中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，
将钢原料加热至1150℃以上且1350℃以下，然后，实施精轧开始温度设为1060℃以上且1200℃以下、精轧结束温度设为830℃以上且950℃以下的热轧，在结束所述热轧的精轧后的2.0秒以内开始冷却，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至300℃以上且530℃以下的冷却停止温度，于所述冷却停止温度进行卷取。
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