CN102791896B - 高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

在高强度热轧钢板的以板宽方向作为法线的剖面中，就长径为3.0μm以上的夹杂物而言，以夹杂物的长径/夹杂物的短径表示的长径/短径比的最大值为8.0以下，由长径为3.0μm以上的多个夹杂物构成的规定的夹杂物群和轧制方向的长度为30μm以上的规定的延伸夹杂物相对于1mm²剖面的轧制方向长度的总和为0.25mm以下。构成所述规定的夹杂物群的所述多个夹杂物在轧制方向和与轧制方向正交的方向这两个方向上均以相互之间为50μm以下的间隔集合。所述规定的延伸夹杂物至少在轧制方向或与轧制方向正交的方向中的任意一个方向上与长径为3.0μm以上的所有夹杂物隔开超过50μm的间隔。

Description

高强度热轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及实现了成形性和断裂特性的改善的高强度热轧钢板及其制造方法。

本申请基于2010年3月10日在日本提出申请的日本特愿2010-053787号和2010年3月10日在日本提出申请的日本特愿2010-053774号主张优先权，并在此援引其内容。

背景技术

目前，正在进行以钢板的轻量化为目的而使钢板高强度化的尝试。一般而言，钢板的高强度化会导致扩孔性等成形性的劣化。因此，如何得到抗拉强度与扩孔性的平衡优良的钢板是很重要的。

例如，专利文献1中公开了目的在于通过优化铁素体和贝氏体等钢中的显微组织的分率以及铁素体组织中的析出物而得到的抗拉强度与扩孔性的平衡优良的钢板的技术。专利文献1中记载了：能够得到780MPa以上的抗拉强度和60%以上的扩孔率。

但是，近来，要求抗拉强度与扩孔性的平衡更优良的钢板。例如，对于作为汽车的底盘部件等使用的钢板，要求使抗拉强度为780MPa以上并且使扩孔率为70%以上。

另外，扩孔率比较容易产生偏差。因此，改善扩孔性时，重要的不仅是扩孔率的平均值λave，减小作为表示偏差的指标的扩孔率的标准偏差σ也是很重要的。而且，对于如上所述的作为汽车的底盘部件等使用的钢板而言，要求使扩孔率的平均值λave为80%以上并且使标准偏差σ为15%以下，进一步要求标准偏差σ为10%以下。

但是，以往难以满足这些要求。

另外，在汽车开到路缘石上等而使底盘构件上负荷强冲击载荷的情况下，可能会以该底盘构件的冲裁面为起点而产生韧性断裂。特别是强度越高的钢板对切口的敏感性越高，因此，更令人担心由该冲裁端面产生断裂。所以，强度越高的钢板，防止上述韧性断裂就越为重要。因此，对于这种作为底盘构件等结构用部件使用的钢板而言，提高断裂特性也很重要。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-339606号公报

专利文献2：日本特开2010-90476号公报

专利文献3：日本特开2007-277661号公报

发明内容

发明所要解决的问题

本发明的目的在于提供能够提高扩孔性和断裂特性的高强度钢板及其制造方法。

用于解决问题的手段

本发明的主旨如下所述。

本发明的第一方面的高强度热轧钢板的特征在于，

以质量%计含有

C：0.02%～0.1%、

Si：0.001%～3.0%、

Mn：0.5%～3.0%、

P：0.1%以下、

S：0.01%以下、

Al：0.001%～2.0%、

N：0.02%以下、

Ti：0.03%～0.3%、以及

Nb：0.001%～0.06%，

还含有选自由

Cu：0.001～1.0%、

Cr：0.001～1.0%、

Mo：0.001～1.0%、

Ni：0.001～1.0%、以及

V：0.01～0.2%

组成的组中的至少一种，

残余部分由铁和不可避免的杂质构成，

由下述数学式1表示的参数Q为30.0以上，

显微组织由铁素体组织、贝氏体组织或它们的混合组织构成，

所述显微组织中包含的晶粒的平均粒径为6μm以下，

轧制面中{211}面的X射线随机强度比为2.4以下，

在以板宽方向作为法线的剖面中，

就长径为3.0μm以上的夹杂物而言，以夹杂物的长径/夹杂物的短径表示的长径/短径比的最大值为8.0以下，

由长径为3.0μm以上的多个夹杂物构成的规定的夹杂物群和轧制方向的长度为30μm以上的规定的延伸夹杂物相对于1mm²剖面的轧制方向长度的总和为0.25mm以下，

构成所述规定的夹杂物群的所述多个夹杂物在轧制方向和与轧制方向正交的方向这两个方向上均以相互之间为50μm以下的间隔集合，

所述规定的延伸夹杂物至少在轧制方向或与轧制方向正交的方向中的任意一个方向上与长径为3.0μm以上的所有夹杂物隔开超过50μm的间隔。

数式1

$Q=\frac{\left[\mathrm{Ti}\right]}{48}/\frac{\left[S\right]}{32}$    数学式1

([Ti]表示Ti含量(质量%)，[S]表示S含量(质量%))

本发明的第二方面的高强度热轧钢板的特征在于，

以质量%计含有

C：0.02%～0.1%、

Si：0.001%～3.0%、

Mn：0.5%～3.0%、

P：0.1%以下、

S：0.01%以下、

Al：0.001%～2.0%、

N：0.02%以下、

Ti：0.03%～0.3%、

Nb：0.001%～0.06%、

REM：0.0001%～0.02%、以及

Ca：0.0001%～0.02%，

还含有选自由

Cu：0.001～1.0%、

Cr：0.001～1.0%、

Mo：0.001～1.0%、

Ni：0.001～1.0%、以及

V：0.01～0.2%

组成的组中的至少一种，

残余部分由铁和不可避免的杂质构成，

由下述数学式1’表示的参数Q’为30.0以上，

显微组织由铁素体组织、贝氏体组织或它们的混合组织构成，

所述显微组织中包含的晶粒的平均粒径为6μm以下，

轧制面中{211}面的X射线随机强度比为2.4以下，

在以板宽方向作为法线的剖面中，

就长径为3.0μm以上的夹杂物而言，以夹杂物的长径/夹杂物的短径表示的长径/短径比的最大值为8.0以下，

由长径为3.0μm以上的多个夹杂物构成的规定的夹杂物群和轧制方向的长度为30μm以上的规定的延伸夹杂物相对于1mm²剖面的轧制方向长度的总和为0.25mm以下，

构成所述规定的夹杂物群的所述多个夹杂物在轧制方向和与轧制方向正交的方向这两个方向上均以相互之间为50μm以下的间隔集合，

所述规定的延伸夹杂物至少在轧制方向或与轧制方向正交的方向中的任意一个方向上与长径为3.0μm以上的所有夹杂物隔开超过50μm的间隔。

数式2

$Q^{\′}=\frac{\left[\mathrm{Ti}\right]}{48}/\frac{\left[S\right]}{32}+\{\frac{\left[\mathrm{Ca}\right]}{40}/\frac{\left[S\right]}{32}+\frac{\left[\mathrm{REM}\right]}{140}/\frac{\left[S\right]}{32}\}\×15.0$    数学式1'

([Ti]表示Ti含量(质量%)，[S]表示S含量(质量%)，[Ca]表示Ca含量(质量%)，[REM]表示REM含量(质量%))

本发明的第三方面的高强度热轧钢板的特征在于，在第二方面中，满足下述数学式2，并且所述长径/短径比的最大值为3.0以下。

0.3≤([REM]/140)/([Ca]/40)          数学式2

本发明的第四方面的高强度热轧钢板的特征在于，在第一～第三方面的任一方面中，以质量%计还含有B：0.0001%～0.005%。

本发明的第五方面的高强度热轧钢板的特征在于，在第四方面中，固溶C和固溶B的总计晶界个数密度超过4.5个/nm²且为12个/nm²以下，晶界上析出的渗碳体的粒径为2μm以下。

本发明的第六方面的高强度热轧钢板的制造方法的特征在于，

包括以下工序：

对钢坯进行加热后进行超过1150℃的温度区域内的累积压下率达到70%以下、1150℃以下的温度区域内的累积压下率达到10%以上且25%以下的粗轧的工序；

继而将精轧的开始温度设定为1050℃以上、将精轧的结束温度设定为Ar3+130℃以上且Ar3+230℃以下来进行精轧的工序；

继而将冷却速度设定为15℃/秒以上来进行冷却的工序；以及

继而在640℃以下的温度区域内进行卷取的工序，

所述钢坯以质量%计含有

C：0.02%～0.1%、

Si：0.001%～3.0%、

Mn：0.5%～3.0%、

P：0.1%以下、

S：0.01%以下、

Al：0.001%～2.0%、

N：0.02%以下、

Ti：0.03%～0.3%、以及

Nb：0.001%～0.06%，

还含有选自由

Cu：0.001～1.0%、

Cr：0.001～1.0%、

Mo：0.001～1.0%、

Ni：0.001～1.0%、以及

V：0.01～0.2%

组成的组中的至少一种，

残余部分由铁和不可避免的杂质构成，

由上述数学式1表示的参数Q为30.0以上。

本发明的第七方面的高强度热轧钢板的制造方法的特征在于，

包括以下工序：

对钢坯进行加热后进行超过1150℃的温度区域内的累积压下率达到70%以下、1150℃以下的温度区域内的累积压下率达到10%以上且25%以下的粗轧的工序；

继而将精轧的开始温度设定为1050℃以上、将精轧的结束温度设定为Ar3+130℃以上且Ar3+230℃以下来进行精轧的工序；

继而将冷却速度设定为15℃/秒以上来进行冷却的工序；以及

继而在640℃以下的温度区域内进行卷取的工序，

所述钢坯以质量%计含有

C：0.02%～0.1%、

Si：0.001%～3.0%、

Mn：0.5%～3.0%、

P：0.1%以下、

S：0.01%以下、

Al：0.001%～2.0%、

N：0.02%以下、

Ti：0.03%～0.3%、

Nb：0.001%～0.06%、

REM：0.0001%～0.02%、以及

Ca：0.0001%～0.02%，

还含有选自由

Cu：0.001～1.0%、

Cr：0.001～1.0%、

Mo：0.001～1.0%、

Ni：0.001～1.0%、以及

V：0.01～0.2%

组成的组中的至少一种，

残余部分由铁和不可避免的杂质构成，

由上述数学式1’表示的参数Q’为30.0以上。

本发明的第八方面的高强度热轧钢板的制造方法的特征在于，在第七方面中，所述钢坯满足上述数学式2。

本发明的第九方面的高强度热轧钢板的制造方法的特征在于，在第六～第八方面的任一方面中，所述钢坯以质量%计还含有B：0.0001%～0.005%。

发明的效果

根据本发明，由于组成和显微组织等适当，因此能够提高扩孔性和断裂特性。

附图说明

图1A是表示剥离的示意图。

图1B是表示剥离的照片的图。

图1C同样是表示剥离的照片的图。

图2A是表示带缺口的三点弯曲试验的方法的图。

图2B是表示带缺口的试验片的图。

图2C是表示强行断裂后的带缺口的试验片的图。

图3A是表示载荷位移曲线的图。

图3B是表示裂纹产生抵抗值Jc和裂纹扩展抵抗值T.M.的图。

图4A是表示夹杂物群的示例的图。

图4B是表示延伸夹杂物的示例的图。

图4C是表示夹杂物群的另一示例的图。

图4D是表示夹杂物群的又一示例的图。

图4E是表示延伸夹杂物的另一示例的图。

图5A是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M、夹杂物的长径/短径比的最大值和扩孔率的平均值λave的关系的图。

图5B同样是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M、夹杂物的长径/短径比的最大值和扩孔率的平均值λave的关系的图。

图6A是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M、夹杂物的长径/短径比的最大值和扩孔率的标准偏差σ的关系的图。

图6B同样是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M、夹杂物的长径/短径比的最大值和扩孔率的标准偏差σ的关系的图。

图7是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M与裂纹扩展抵抗值T.M.的关系的图。

图8是表示参数Q’的数值与夹杂物的轧制方向长度的总和M的关系的图。

图9A是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M与超过1150℃的温度区域内的粗轧的累积压下率的关系的示例的图。

图9B是表示夹杂物的长径/短径比的最大值与超过1150℃的温度区域内的粗轧的累积压下率的关系的示例的图。

图9C是表示{211}面强度与1150℃以下的温度区域内的累积压下率的关系的示例的图。

图9D是表示显微组织的平均结晶粒径与1150℃以下的温度区域内的累积压下率的关系的示例的图。

图10A是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M与超过1150℃的温度区域内的粗轧的累积压下率的关系的另一示例的图。

图10B是表示夹杂物的长径/短径比的最大值与超过1150℃的温度区域内的粗轧的累积压下率的关系的另一示例的图。

图10C是表示{211}面强度与1150℃以下的温度区域内的累积压下率的关系的另一示例的图。

图10D是表示显微组织的平均结晶粒径与1150℃以下的温度区域内的累积压下率的关系的另一示例的图。

图11A是表示固溶C和固溶B的总计晶界个数密度与卷取温度的关系中有无剥离的示例的图。

图11B是表示固溶C和固溶B的总计晶界个数密度与卷取温度的关系中有无剥离的另一示例的图。

图12A是表示晶界渗碳体的粒径与扩孔率的关系的示例的图。

图12B是表示晶界渗碳体的粒径与扩孔率的关系的另一示例的图。

图13A是表示卷取温度与晶界的渗碳体粒径的关系的示例的图。

图13B是表示卷取温度与晶界的渗碳体粒径的关系的另一示例的图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。

首先，对导致完成本发明的基础性研究进行说明。

为了考察以铁素体组织和贝氏体组织为主相的钢板的扩孔性以及断裂特性的支配因素，本发明者们进行了以下的研究。

本发明者们在后述的表5和表9所示的条件下对由后述表4和表8所示的钢成分1A1～1W3、2A1～2W3形成的测试钢进行热轧、冷却、卷取等，制造出厚度为2.9mm的热轧钢板。

并且，对所得热轧钢板的抗拉强度、扩孔率的平均值λave和标准偏差σ等扩孔性以及断裂特性进行了测定。另外，考察了所得热轧钢板的显微组织、织构以及夹杂物。

另外，还一并考察了所得热轧钢板的n值(加工硬化指数)以及耐剥离性。在此，对剥离进行说明。对钢板进行冲裁加工时，如图1A～图1C所示，产生包含剪切面2和断裂面3的冲裁端面4以及压陷1。另外，剪切面2和/或断裂面3上有时会产生伤痕或微小裂纹5。这种伤痕或微小裂纹5以从端面起与钢板的表面平行地进入到钢板内部的方式产生。另外，有时在板厚方向上产生多个伤痕或微小裂纹。在此，将这些伤痕和微小裂纹总称为“剥离”。剥离的产生具有与扩孔性的优劣不相关的倾向，存在剥离时，有时裂纹会以其为起点进行扩展而产生疲劳断裂。

在抗拉强度的评价中，由测试钢的1/2板宽部以使试验片的长度方向与板宽方向平行的方式制作JIS Z 2201中记载的5号试验片。然后，依据JISZ 2241中记载的方法对所得的试验片进行抗拉试验，测定抗拉强度。另外，基于该抗拉试验得到的测定值算出真应力和真应变，基于算出的真应力和真应变求出n值(加工硬化指数)。

在扩孔性的评价中，由测试钢的1/2板宽部制作轧制方向的长度为150mm、板宽方向的长度为150mm的试验片。然后，依据日本钢铁联盟标准的JFS T 1001-1996中记载的方法进行扩孔试验，测定试验片的扩孔率。评价扩孔性时，由一块测试钢制作多片例如20片试验片，将各试验片的扩孔率进行算术平均而算出扩孔率的平均值λave，并且还算出扩孔率的标准偏差σ。在由一块测试钢制作的试验片为N片的情况下，标准偏差σ由下述数学式3表示。

数式3

${\mathrm{\σ}}^2=\frac{1}{n}{\mathrm{\Σ}}_{i=1}^n{(\mathrm{\λi}-\mathrm{\λave})}^2$    数学式3

(λi表示多片试验片中第i片试验片的扩孔率)

在该扩孔试验中，使用直径为10mm的冲裁冲头。另外，使冲裁冲头与冲模孔的间隙除以试验片的厚度所得的冲裁间隙为12.5%，在试验片上设置初始孔径(D0)为10mm的冲裁孔。然后，将顶角为60°的圆锥冲头从与冲裁冲头相同的方向压入该冲裁孔中，测定冲裁端面上产生的裂纹贯通板厚方向时的孔内径Df。扩孔率由下述数学式4求出。在此，通过目测判断裂纹在板厚方向的贯通。

λ(%)=[(Df-D0)/D0]×100            数学式4

在耐剥离性的评价中，依据上述的日本钢铁联盟标准的JFS T1001-1996中记载的方法对1片试验片进行冲裁加工，通过目测观察其冲裁端面。考虑冲裁条件的变动将进行冲裁加工时的间隙设定为25%。另外，冲裁孔的直径设定为10mm。当端面的圆周上发生剥离的区域从圆的中心观察角度为20度以上时记作“发生”，角度超过0度且不足20度时记作“轻微发生”，未发生剥离时记作“无”。在此，“发生”会造成实用上的问题，而“轻微发生”在实用上容许的范围内。

断裂特性通过由带缺口的三点弯曲试验得到的裂纹产生抵抗值Jc(J/m²)和裂纹扩展抵抗值T.M.(撕裂模量)(J/m³)以及由夏氏冲击试验得到的断面形状转变温度(℃)和夏氏吸收能量(J)来进行评价。裂纹产生抵抗值Jc表示施加冲击载荷时构成构造用部件的钢板对裂纹产生(断裂的起点)的抵抗，裂纹扩展抵抗值T.M.表示构成构造用部件的钢板对大规模断裂的抵抗。为了使施加冲击载荷时不会损害构造用部件的安全性，改善这些性能是很重要的。但是，以往没有提出过有意图地改善裂纹产生抵抗值Jc和裂纹扩展抵抗值T.M.的技术。

在带缺口的三点弯曲试验中，由一块测试钢以缺口的长度方向与板宽方向平行的方式制作5片以上的图2A和图2B所示的设有缺口12的带缺口的试验片11。在此，缺口12的深度a设定为2.6mm，缺口12的宽度设定为0.1mm。另外，带缺口的试验片11的轧制方向的尺寸设定为5.2mm，厚度B设定为2.6mm。然后，如图2A所示，将带缺口的试验片11的长度方向的两端部设为支撑点13，将其中央部设为载荷点14，在使载荷点的位移量(冲程)发生各种变化的条件下对带缺口的试验片11进行带缺口的三点弯曲试验。支撑点13的直径设定为5mm，支撑点13的间隔设定为20.8mm。然后，对实施了带缺口的三点弯曲试验的带缺口的试验片11进行如下热处理：在大气中、在250℃下保持30分钟，然后进行空冷，由此，对通过带缺口的三点弯曲试验产生的断裂面16进行氧化着色。接着，用液氮使带缺口的试验片11冷却至液氮温度后，在该温度下对带缺口的试验片11进行强行断裂，以使裂纹从带缺口的试验片11的缺口12向缺口深度方向延伸。如图2C所示，通过带缺口的三点弯曲试验产生的断裂面17因氧化着色而变得明显，其位于缺口表面16与通过强行断裂产生的断裂面18之间。因此，在强行断裂后对通过带缺口的三点弯曲试验产生的断裂面17进行观察，基于下述数学式5求出裂纹扩展量Δa(m)。

Δa=(L1+L2+L3)/3                       数学式5

图3A为通过在规定冲程的条件下进行的带缺口的三点弯曲试验而得到的载荷位移曲线。由该载荷位移曲线求出与试验中对试验片施加的能量相当的加工能量A(J)，由该加工能量A和试验片的厚度B(m)以及韧带深度(ligament)b(m)，基于下述数学式6求出参数J(J/m²)。在此所说的韧带深度b是指带缺口的试验片11中包含缺口12的剖面的、缺口以外的部分在缺口深度方向上的长度。

J=2×加工能量A/{厚度B×韧带深度b}      数学式6

另外，如图3B所示，将带缺口的试验片11的裂纹扩展量Δa(m)与参数J(J/m²)的关系以曲线图表示。并且，求出斜率为“3×(YP+TS)/2”且通过原点的直线La与针对裂纹扩展量Δa和参数J的一元回归直线Lb的交点的纵轴值(参数J的值)，将其作为表示测试钢的裂纹产生抵抗的值即裂纹产生抵抗值Jc(J/m²)。另外，还求出一元回归直线Lb的斜率，将其作为表示测试钢的裂纹扩展抵抗的裂纹扩展抵抗值T.M.(J/m³)。裂纹产生抵抗值Jc是与用于产生裂纹所需要的每单位面积的加工能量相当的值，表示施加了冲击载荷时构成构造用部件的钢板对裂纹产生(断裂的起点)的抵抗。裂纹扩展抵抗值T.M.是作为表示用于使裂纹延伸所需要的加工能量的程度的指标的值，表示构成构造用部件的钢板对大规模断裂的抵抗。

在夏氏冲击试验中，以试验片的长度方向与板宽方向平行的方式由测试钢制作JIS Z2242记载的V缺口试验片。然后，依据JIS Z2242记载的方法对V缺口试验片进行试验。将试验片制成厚度为2.5mm的小尺寸试验片。依据JIS Z2242求出断面形状转变温度和夏氏吸收能量。然后，将使韧性断裂面率达到50%的断面形状转变温度以及将试验温度设定为室温(23℃±5℃)时得到的夏氏吸收能量用于评价。

在显微组织和夹杂物的考察中，对钢板的1/4板宽位置进行观察。该观察时，切下试样以使板宽方向为法线的剖面(以下称为L剖面)露出，对该剖面进行研磨，然后，利用硝酸乙醇试剂对剖面进行腐蚀。然后，使用光学显微镜以200倍～500倍的倍率进行观察。另外，在显微组织的考察中，通过与上述同样的方法利用改良Lepera液进行腐蚀，并对岛状马氏体进行观察。

在织构的考察中，测定X射线随机强度比。在此所说的X射线随机强度比是指，通过X射线衍射测定不具有特定取向的累积而具有随机取向分布的标准试样的X射线衍射强度和作为测定对象的测试钢的X射线衍射强度、并用所得的测试钢的X射线衍射强度除以标准试样的X射线衍射强度而得到的数值。特定取向的X射线随机强度比越大，表示钢板中具有该特定取向的晶面的织构的量越多。

X射线衍射测定利用使用了适当的X射线管球的衍射仪法等来进行。制作X射线衍射测定用试样时，从钢板的1/2板宽位置以板宽方向上为20mm、轧制方向上为20mm的大小切下试验片，通过机械研磨在板厚方向上研磨至1/2板厚位置后，通过电解研磨等除去应变。然后，对所得试样的1/2板厚位置进行X射线衍射测定。

已知显微组织的平均结晶粒径会给断面形状转变温度带来影响。因此，考察显微组织时，对显微组织的平均结晶粒径进行了测定。平均结晶粒径的测定中，首先，对作为测定对象钢板的1/4板宽位置的L剖面的板厚中心的部分的、板厚方向上为500μm且轧制方向上为500μm的部分，通过EBSD法以2μm的阶梯考察其晶向分布。接着，将取向差为15°以上的点用线段连接，并将该线段视为晶界。然后，求出由晶界包围的晶粒的等效圆直径的数平均值，将其作为平均结晶粒径。

另外，在夹杂物的考察中，基于以下的考虑，测定以后述方式定义的夹杂物的轧制方向长度的总和M(mm/mm²)。

夹杂物是钢板变形时在钢中形成空隙而促进韧性断裂、并且使扩孔性劣化的主要因素。另外，夹杂物的形状在轧制方向上延伸得越长，则夹杂物附近的应力集中越增大，与此相应地夹杂物使扩孔性劣化的影响越大。以往已知：单一的夹杂物的轧制方向的长度越大，则扩孔性的劣化越大。

本发明者们发现，与单一的延伸了的夹杂物同样，包含由延伸了的夹杂物及球状夹杂物在作为裂纹扩展方向的轧制方向上以规定的间隔范围分布而构成的夹杂物的集合的夹杂物群也对扩孔性的劣化带来影响。认为这是由于，因钢板变形时在构成夹杂物群的各夹杂物的附近导入的应变的协同效果而在夹杂物群的附近产生大的应力集中。定量地来说，发现：包含相对于在轧制方向的直线上相邻的其他夹杂物隔开50μm以下的间隔而排列的夹杂物的集合的夹杂物群与以与该夹杂物群的轧制方向长度同等程度的长度延伸了的单一的夹杂物同等程度地对扩孔性产生影响。在此所说的轧制方向的直线是指沿轧制方向延长的假想的直线。

于是，在评价扩孔性的基础上，将以下说明的形状、位置的夹杂物作为测定对象。

首先，作为测定对象的夹杂物仅限于长径为3.0μm以上的夹杂物。这是因为，一般认为长径小于3.0μm的夹杂物对扩孔性的劣化的影响小。另外，在此所说的长径是指被观察的夹杂物的剖面形状上的最长直径，多数情况下，为轧制方向的直径。

然后，将相对于在轧制方向的直线上相邻的其他夹杂物隔开50μm以下的间隔而排列的夹杂物的集合看作1个夹杂物群来测定其轧制方向长度L1，并将该轧制方向长度L1为30μm以上的夹杂物群作为评价对象。即，多个夹杂物在轧制方向的直线上排列的情况下，如果轧制方向的相互间隔为50μm以下的夹杂物有2个，则认为它们包含在1个夹杂物群中，如果还存在与这2个夹杂物中的至少一个夹杂物的间隔为50μm以下的其他夹杂物，则该夹杂物也包含在夹杂物群中。这样，本发明中，通过这种夹杂物之间的位置关系的重复来定义夹杂物群。只要夹杂物群中所含的夹杂物数为2个以上即可。例如，如图4A所示，长径为3.0μm以上的5个夹杂物21a～21e在轧制方向的直线上排列。另外，夹杂物21a与夹杂物21b的间隔X超过50μm，夹杂物21b与夹杂物21c的间隔X为50μm以下，夹杂物21c与夹杂物21d的间隔X为50μm以下，夹杂物21d与夹杂物21e的间隔X超过50μm。该情况下，将夹杂物21b～21d的集合看作夹杂物群，只要该夹杂物群的轧制方向长度L1为30μm以上，则将该夹杂物群作为评价对象。

另外，即使是相对于在轧制方向的直线上相邻的其他夹杂物隔开超过50μm的间隔的夹杂物，也测定其轧制方向长度L2，将该轧制方向长度L2为30μm以上的夹杂物作为评价对象。例如，如图4B所示，长径为3.0μm以上的3个夹杂物21f～21h在轧制方向的直线上排列。另外，夹杂物21f与夹杂物21g的间隔X超过50μm，夹杂物21g与夹杂物21h的间隔X超过50μm。而且，夹杂物21f和21h的轧制方向长度L2小于30μm，夹杂物21g的轧制方向长度L2为30μm以上。该情况下，将夹杂物21g作为评价对象。但是，如后所述，在与轧制方向正交的方向上以50μm以下的间隔存在其他夹杂物的情况下，与该夹杂物构成夹杂物群。

需要说明的是，将测定对象限定为轧制方向长度L1为30μm以上的夹杂物群和轧制方向长度L2为30μm以上的夹杂物是由于，一般认为轧制方向长度L1小于30μm的夹杂物群和轧制方向长度L2小于30μm的夹杂物对扩孔性的劣化的影响小。

由上述说明可知，即使是轧制方向长度为30μm以上的夹杂物，如果与在轧制方向的直线上相邻的其他夹杂物的间隔为50μm以下，则也属于夹杂物群的一部分。例如，如图4C所示，长径为3.0μm以上的4个夹杂物21i～21l在轧制方向的直线上排列。另外，夹杂物21i与夹杂物21j的间隔X超过50μm，夹杂物21j与夹杂物21k的间隔X为50μm以下，夹杂物21k与夹杂物21l的间隔X超过50μm。而且，夹杂物21i、21k和21l的轧制方向长度L2小于30μm，夹杂物21j的轧制方向长度L2为30μm以上。该情况下，将夹杂物21j和21k的集合看作夹杂物群，以该夹杂物群作为评价对象。以下，有时将不包含在任一夹杂物群中且轧制方向长度L2为30μm以上的夹杂物称为“延伸夹杂物”。

另外，即使是严格而言不能说位于轧制方向的直线上的、长径为3.0μm以上的2个夹杂物之间，如果与轧制方向正交的方向的间隔为50μm以下，则在它们附近有时也会产生大的应力集中。因此，即使是未在轧制方向的直线上排列的多个夹杂物的集合，只要它们的轧制方向的间隔以及与轧制方向正交的方向的间隔均为50μm以下，则也视为构成夹杂物群。

例如，如图4D所示，在钢板中分散有长径为3.0μm以上的6个夹杂物21m～21r。另外，夹杂物21o与夹杂物21p的轧制方向的间隔X以及与轧制方向正交的方向的间隔Y为50μm以下，夹杂物21p与夹杂物21q的轧制方向的间隔X以及与轧制方向正交的方向的间隔Y为50μm以下。另外，夹杂物21m与夹杂物21o的与轧制方向正交的方向的间隔Y超过50μm，夹杂物21n与夹杂物21p的与轧制方向正交的间隔Y超过50μm，夹杂物21q与夹杂物21r的轧制方向的间隔X超过50μm。该情况下，将夹杂物21o～21q的集合看作夹杂物群，如果该夹杂物群的轧制方向长度L1为30μm以上，则将该夹杂物群作为评价对象。

另外，例如，如图4E所示，在钢板中分散有长径为3.0μm以上的4个夹杂物21s～21v。另外，夹杂物21s与夹杂物21u的轧制方向的间隔X以及与轧制方向正交的方向的间隔Y超过50μm，夹杂物21t与夹杂物21u的与轧制方向正交的方向的间隔Y超过50μm，夹杂物21v与夹杂物21u的轧制方向的间隔X超过50μm。而且，夹杂物21u的轧制方向长度L2为30μm以上。该情况下，将夹杂物21u看作延伸夹杂物而作为评价对象。但是，例如，如果夹杂物21t与夹杂物21u的轧制方向的间隔X以及与轧制方向正交的方向的间隔Y均为50μm以下，则即使在它们未在轧制方向的直线上排列的情况下，也将夹杂物21t和夹杂物21u的集合看作夹杂物群。

在扩孔性的评价中，首先，测定1个视野中观察到的所有夹杂物群的轧制方向长度L1和该视野中观察到的所有延伸夹杂物的轧制方向长度L2，求出它们的总和L(mm)。接着，由所得的总和L基于下述数学式7求出数值M(mm/mm²)，将所得的数值M定义为每单位面积(1mm²)的夹杂物群和延伸夹杂物的轧制方向长度的总和M(以下有时将夹杂物群和延伸夹杂物的轧制方向长度的总和M称为“夹杂物的轧制方向长度的总和M”)。然后，考察该总和M与扩孔性的相关性。需要说明的是，数学式7中的S为所观察的视野的面积(mm²)。

M=L/S             数学式7

在此，由夹杂物群和延伸夹杂物的轧制方向长度的总和L求出每单位面积的总和M而不是求出其平均值的理由如下所述。

一般认为，钢板变形时，若夹杂物群和延伸夹杂物(夹杂物群等)的个数少，则在这些夹杂物群等的周围产生的空隙被切断的同时会使裂纹发生扩展，与此相对，若夹杂物群等的个数多，则夹杂物群等的周围的空隙不被切断而连接，形成长且连续的空隙，从而促进韧性断裂。上述夹杂物群等的个数的影响无法通过夹杂物群等的轧制方向长度的平均值来表示，但可以通过每单位面积的总和M来表示。从上述观点出发，求出夹杂物群等的轧制方向长度的每单位面积的总和M。

并且，根据本发明者们进行的试验，对于轧制方向的长度为30μm以上的夹杂物群和延伸夹杂物，夹杂物的轧制方向长度的总和M与扩孔率的平均值λave之间存在明确的相关关系，详细情况如后所述。与此相对，对于轧制方向的长度为30μm以上的夹杂物群和延伸夹杂物，在夹杂物群等的轧制方向长度的平均值与扩孔率的平均值λave之间未观察到大的相关关系。即，判明：难以通过夹杂物群等的轧制方向长度的平均值来表示扩孔性的程度。

另外，钢板变形时，在变形所产生的应力集中部，以夹杂物群和延伸夹杂物为基点发生裂纹的产生和扩展。特别是在夹杂物的轧制方向长度的总和M大的情况下，这种倾向变得更强，因此，裂纹产生抵抗值Jc和裂纹扩展抵抗值T.M.降低。另外，作为使韧性断裂温度区域内的试验片断裂所需的能量的夏氏吸收能量是受裂纹产生抵抗值Jc和裂纹扩展抵抗值T.M.两者影响的指标。因此，在夹杂物的轧制方向长度的总和M大的情况下，裂纹产生抵抗值Jc和裂纹扩展抵抗值T.M.降低，夏氏吸收能量也降低。

由以上的观点出发，在基础性研究中，使用夹杂物的轧制方向长度的总和M、扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.以及夏氏吸收能量等对扩孔性和断裂特性进行评价。

另外，在夹杂物的考察中，对视野中的各夹杂物测定由夹杂物的长径/夹杂物的短径表示的夹杂物的长径/短径比，并且测定视野中的夹杂物的长径/短径比中的最大值。这是因为，即使在夹杂物的轧制方向长度的总和M相等的情况下，当每一个夹杂物的形状为圆形因而长径/短径比较小时，在钢板变形时夹杂物附近的应力集中也减小，从而使扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc以及夏氏吸收能量更为良好。另外，通过实验发现，夹杂物的长径/短径比的最大值与扩孔率的标准偏差σ之间存在相关关系，因此，从评价扩孔率的标准偏差σ的观点出发，也测定夹杂物的长径/短径比的最大值。

在上述热轧条件下得到的钢板的抗拉强度分布在780～830MPa的范围，其显微组织以铁素体组织或贝氏体组织为主相。

图5A和图5B是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M、夹杂物的长径/短径比的最大值和扩孔率的平均值λave的关系的图。图6A和图6B是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M、夹杂物的长径/短径比的最大值和扩孔率的标准偏差σ的关系的图。图7是表示夹杂物的轧制方向长度的总和M与裂纹扩展抵抗值T.M.的关系的图。图5A和图6A表示使用了表4中所示的钢成分1A1～1W3的情况下的关系，图5B和图6B表示使用了表8中所示的钢成分2A1～2W3的情况下的关系。图7表示使用了以质量%计包含C：0.03%～0.04%、Si：0.01%～1.05%、Mn：0.7%～1.9%、P：0.0008%～0.01%、S：0.001%～0.005%、Al：0.02%～0.04%、Ti：0.12%～0.18%、REM：0%～0.004%、Ca：0%～0.004%、Nb：0%～0.04%和V：0%～0.02%、残余部分由铁和不可避免的杂质构成的钢的情况下的关系。

如图5A和图5B所示，可知：夹杂物的轧制方向长度的总和M越小、并且长径/短径比的最大值越小，则钢板的扩孔率的平均值λave越良好。另外，如图6A和图6B所示，可知：夹杂物的长径/短径比的最大值越小，则扩孔率的标准偏差σ越良好。需要说明的是，图5A、图5B、图6A和图6B中所示的实验结果中，除了夹杂物的轧制方向长度的总和M的条件和长径/短径比的最大值的条件以外，在{211}面的X射线随机强度比(以下也称为{211}面强度)等方面满足本发明的热轧钢板的条件。

由图5A、图5B、图6A和图6B可以看出，夹杂物的轧制方向长度的总和M为0.25mm/mm²以下且长径/短径比的最大值为8.0以下时，能够使扩孔率的平均值λave为80%以上，并且使标准偏差σ为15%以下。而且还可以看出，长径/短径比的最大值为3.0以下时，能够使扩孔率的平均值λave为85%以上并且使标准偏差σ为10%以下。因此，本发明中，对于长径为3.0μm以上的夹杂物，将夹杂物的轧制方向长度的总和M设定为0.25mm/mm²以下，将夹杂物的长径/短径比的最大值设定为8.0以下。另外，优选夹杂物的长径/短径比的最大值为3.0以下。

另外，为了防止构成构造用部件的钢板的断裂，改善裂纹扩展抵抗值T.M.是很重要的。如图7所示，判明裂纹扩展抵抗值T.M.依赖于夹杂物的轧制方向长度的总和M，夹杂物的轧制方向长度的总和M越大，则裂纹扩展抵抗值T.M.越降低。

另外，本发明者们发现，夹杂物群和延伸夹杂物为经轧制而延伸了的MnS和在炼钢阶段为脱硫而投入了的脱硫材料的残余物。如上所述，夹杂物群和延伸夹杂物是使轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值增大并使扩孔性和裂纹扩展抵抗值T.M.等劣化的主要因素。本发明者们发现，在添加有REM、Ca的情况下，不以REM的氧化物或硫化物为核而析出的CaS或作为CaO与氧化铝的混合物的铝酸钙等析出物的形状也在轧制方向上略有延伸。本发明者们发现，这些夹杂物也是使轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值增大并使扩孔性等劣化的主要因素。

因此，为实现扩孔性和裂纹扩展抵抗值T.M.等的提高，对用于抑制上述夹杂物的制造方法进行了研究，结果判明以下的条件很重要。

首先，为了抑制MnS，重要的是减少与Mn结合的S的量。因此，本发明中，将S含量设定为0.01%以下。另外，添加Ti的钢在比生成MnS的温度区域更高的温度下会生成TiS，因此，能够减少与Mn结合的S的量。对于添加有REM、Ca的钢而言，也同样通过使REM、Ca的硫化物析出，能够减少与Mn结合的S的量。因此，为了抑制MnS，重要的是以化学计量上多于S的总量的比例含有Ti、REM、Ca。

基于上述考虑，对由数学式1’表示的参数Q’的数值与夹杂物的轧制方向长度的总和M的关系进行了考察，结果判明，如图8所示，参数Q’的数值为30.0以上时，能够得到本发明中规定的0.25mm/mm²以下的总和M。图8示出使用了与图7同样的钢的情况下的关系。另外，虽然未进行图示，但还判明：参数Q’的数值为30.0以上时，能够得到本发明中规定的8.0以下的夹杂物的长径/短径比的最大值。因此，本发明中，将参数Q’的值设定为30.0以上。需要说明的是，在钢中不含有REM和Ca的情况下，使用数学式1表示的参数Q代替参数Q’即可。在此，为了抑制MnS的量，也想到单纯地减少S的含量，但该情况下，脱硫工序中的制造负荷增大，而且该工序中使用了的脱硫材料残余，反而会使延伸夹杂物量增大。因此，为了能够通过增大Ca和REM的含量而抑制MnS的量而不减少S的含量，将参数Q’的数值设定为30.0是特别有效的。

数式4

$Q=\frac{\left[\mathrm{Ti}\right]}{48}/\frac{\left[S\right]}{32}$    数学式1

$Q^{\′}=\frac{\left[\mathrm{Ti}\right]}{48}/\frac{\left[S\right]}{32}+\{\frac{\left[\mathrm{Ca}\right]}{40}/\frac{\left[S\right]}{32}+\frac{\left[\mathrm{REM}\right]}{140}/\frac{\left[S\right]}{32}\}\×15.0$    数学式1'

另外，本发明者们从减少不以REM的氧化物或硫化物为核而析出的CaS等析出物的观点出发，对([REM]/140)/([Ca]/40)的数值与夹杂物的长径/短径比的最大值的关系进行了考察。结果虽未图示，但判明：([REM]/140)/([Ca]/40)的数值为0.3以上时，能够得到作为本发明的优选条件的3.0以下的长径/短径比的最大值。因此，作为用于使夹杂物的长径/短径比的最大值为3.0以下的条件，优选满足下述数学式8。

0.3≤([REM]/140)/([Ca]/40)                   数学式8

认为([REM]/140)/([Ca]/40)的数值为0.3以上时能够得到3.0以下的长径/短径比的最大值的理由如下。在添加与Ca相比足够多的REM的情况下，CaS等以球形REM的氧化物或硫化物为核而结晶或析出，因而析出整体上为球形的析出物。另一方面，REM相对于Ca的比例减少时，作为核的REM的氧化物或硫化物减少，由此使CaS等延伸形状的析出物不以REM的氧化物或硫化物为核而大量析出。因此，其结果是，认为对夹杂物的长径/短径比产生影响。

另外，本发明中，为了减少铝酸钙，将Ca含量设定为0.02%以下。

图9A和图9B分别表示包含下述表1中所示的钢成分a的测试钢的、夹杂物的轧制方向长度的总和M和长径/短径比的最大值与超过1150℃的温度区域内的粗轧的累积压下率的关系。图9C和图9D分别表示{211}面强度和显微组织的平均结晶粒径与1150℃以下的温度区域内的累积压下率的关系。另外，图10A和图10B分别表示包含下述表2中所示的钢成分b的测试钢的、夹杂物的轧制方向长度的总和M和长径/短径比的最大值与超过1150℃的温度区域内的粗轧的累积压下率的关系。图10C和图10D分别表示{211}面强度和显微组织的平均结晶粒径与1150℃以下的温度区域内的累积压下率的关系。在此所说的粗轧的累积压下率是指，以粗轧前的钢坯的厚度为基准的、各温度区域内的钢坯被压下的比例。超过1150℃的温度区域内的粗轧的累积压下率R1(%)由下述数学式9定义。另外，1150℃以下的温度区域内的粗轧的累积压下率R2(%)由下述数学式10定义。另外，在此，精轧的开始温度设定为1075℃，结束温度设定为940℃，输出辊道(ROT：run-out-table)上的冷却速度设定为30℃/秒，卷取温度设定为480℃。

数式5

$R1=\frac{t_{a1}-t_{b1}}{t_0}\×100$    数学式9

$R2=\frac{t_{a2}-t_{b2}}{t_0}\×100$    数学式10

(t₀表示粗轧前的钢坯的厚度，t_a1表示超过1150℃的温度区域内的最初的压下前的钢坯的厚度，t_b1表示超过1150℃的温度区域内的最后的压下前的钢坯的厚度，t_a2表示1150℃以下的温度区域内的最初的压下前的钢坯的厚度，t_b2表示1150℃以下的温度区域内的最后的压下前的钢坯的厚度)

表1

表2

·组成的“-”标记表示无添加而以下可避免的杂质水平含有

由上述可以看出，超过1150℃的温度区域内的累积压下率超过70%的情况下，轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值均增大，得不到0.25mm/mm²以下的总和M和8.0以下的夹杂物的长径/短径比的最大值。认为这是由于，在超过1150℃的温度区域这样的高温温度区域内进行的粗轧的累积压下率越大，则夹杂物越容易因轧制而延伸。

另外，可以看出，1150℃以下的温度区域内的累积压下率低于10%的情况下，显微组织的平均结晶粒径增大至超过6μm。认为这是由于，在1150℃以下的温度区域这样的低温温度区域内进行的粗轧的累积压下率越小，则再结晶后的奥氏体粒径越大，最终产品中的显微组织的平均结晶粒径也就越大。

另外，可以看出，1150℃以下的温度区域内的累积压下率超过25%的情况下，{211}面强度增大至超过2.4。认为这是由于，在1150℃以下的温度区域这样的比较低温的温度区域内进行的粗轧的累积压下率过大时，粗轧后几乎完全不能进行再结晶，即使在精轧后也残余作为使{211}面强度增大的原因的未再结晶组织，其结果是，使最终产品中的{211}面强度增高。

接着，对导致完成本发明的其他基础性研究进行说明。

本发明者们将表3所示的钢成分的铸坯进行熔炼，通过改变热轧钢板的制造工艺中对热轧钢板的材质有较大影响的精轧的结束温度和卷取温度来制造热轧钢板。具体而言，在加热温度为1260℃、精轧的结束温度为750℃～1000℃的条件下进行热轧，然后，以约40℃/秒的平均冷却速度进行冷却，并在0℃～750℃的温度下进行卷取，从而制造厚度为2.9mm的热轧钢板。然后，进行各种考察。以下的考察中，在没有特别说明的情况下，使用从钢板宽度的1/4位置(1/4板宽部)或3/4位置(3/4板宽部)切下的试样。

表3

表3中的钢成分c不含Ti、Nb和B，钢成分d包含Ti和Nb但不含B。另外，钢成分e包含Ti、Nb和B，钢成分f包含Ti、B和极微量的Nb。

本发明者们对抑制剥离的条件进行了研究。根据本发明者们的研究，明确了固溶C和固溶B的晶界个数密度对剥离的发生产生影响。另外可知，卷取温度会影响固溶C和固溶B的晶界个数密度。

因此，对所得热轧钢板的卷取温度与固溶C和固溶B的晶界偏析密度的关系中有无断裂面裂纹进行了考察。在该考察中，按照以下所示的方法进行了剥离的评价以及固溶C和固溶B的晶界个数密度的测定。

剥离的评价中，通过与日本钢铁联盟标准的JFS T 1001-1996中记载的方法同样的方法，将间隙设定为20%来进行冲裁，并通过目测确认该冲裁面有无剥离。

固溶C和固溶B的晶界个数密度的测定中，使用三维原子探针法。1988年由牛津大学的A. Cerezo等人开发的位置敏感型原子探针(PoSAP：positionsensitive atom probe)是在原子探针的检测器上安装有位置敏感型检测器(position sensitive detector)、分析时能够在不使用开口(aperture)的情况下同时测定到达检测器的原子的飞行时间和位置的装置。使用该装置时，能够以原子级的空间分辨率以二维图谱的形式表示出存在于试样表面的合金中的全部构成元素。另外，也可以通过利用场致蒸发现象逐原子层地对试样的表面进行蒸发而使二维图谱在深度方向上扩张从而以三维图谱的形式进行表示和分析。晶界的观察使用作为聚焦离子束(FIB：focused ion beam)装置的日立制作所制造的FB2000A，为了通过电解研磨将切下的试样制成针状，利用任意形状的扫描束使晶界部成为针尖端部。这样，制作出包含晶界部的PoSAP用针状试样。然后，利用扫描离子显微镜(SIM：scanning ionmicroscope)的沟流现象会使取向不同的晶粒产生反差的原理，在观察PoSAP用针状试样的同时确定晶界，并用离子束将其切断。作为三维原子探针使用的装置为CAMECA公司制造的OTAP，作为测定条件，将试样位置的温度设定为约70K，将探针总电压设定为10kV～15kV，将脉冲比设定为25%。并且，在各试样的晶界和晶粒内分别测定三次，将其平均值作为代表值。这样，测定出晶界和晶粒内存在的固溶C和固溶B。

从测定值中除去背景噪音等而得到的值定义为每单位晶界面积的原子密度，将其作为晶界个数密度(个/nm²)。因此，晶界上存在的固溶C是指恰好存在于晶界上的C原子，晶界上存在的固溶B是指恰好存在于晶界上的B原子。晶界个数密度也是晶界偏析密度。

本发明中的固溶C和固溶B的总计晶界个数密度是指晶界上存在的固溶C和固溶B的总和以单位晶界面积计的密度。该值是将固溶C和固溶B的测定值相加而得到的值。

根据原子图谱可知三维的原子分布，因此，可以确认在晶界的位置处C原子和B原子的个数多。

上述考察的结果示于图11A和图11B中。图11A表示钢成分c、d和e中固溶C和固溶B的总计晶界个数密度与卷取温度(CT)的关系中有无剥离。图11B表示钢成分c、d和f中固溶C和固溶B的总计晶界个数密度与卷取温度(CT)的关系中有无剥离。图11A和图11B中的中空的标记(□、○、◇、△)表示未发生剥离，涂黑的标记(●、◆、▲)表示发生轻微的剥离。

由图11A和图11B可以看出，在固溶C和固溶B的晶界个数密度超过4.5个/nm²的情况下，能够有效地抑制剥离。固溶C和固溶B的晶界个数密度为4.5个/nm²以下时，产生轻微的剥离，推测这是由于晶界的强度与晶粒内相比相对降低。

关于有无剥离与卷取温度的关系，在实质上不含Ti和Nb的钢成分c中，在任意卷取温度下固溶C和固溶B的晶界个数密度均超过4.5个/nm²，未发生剥离。与此相对，在含有Ti和Nb的钢成分d～f中，当卷取温度升高时固溶C和固溶B的晶界个数密度达到4.5个/nm²以下，发生剥离。

推测原因如下：钢成分c中实质上不含Ti和Nb，因此，即使卷取温度高也不会发生TiC等的析出，因而固溶C和固溶B的晶界个数密度保持高的状态，与此相对，钢成分d～f中，当卷取温度升高时，偏析在晶界上的固溶C主要在卷取后以TiC的形式析出到晶粒内，因而固溶C的晶界个数密度减小。

另外，钢成分e和f在达到比钢d高的卷取温度之前均能够得到超过4.5个/nm²的晶界个数密度，这是因为含有B，因此，即使C以TiC的形式析出到晶粒内，通过固溶B偏析到晶界处，也能够弥补固溶C在晶界处的减少。

为了找出进一步提高扩孔性的条件，本发明者们进一步对所得的钢板进行了各种考察，结果判明，晶界渗碳体的粒径对扩孔性的影响特别大。该考察中，与上述的方法同样操作，由一块测试钢制作多片例如10片试验片，依据日本钢铁联盟标准的JFS T 1001-1996中记载的方法进行扩孔试验，计算出扩孔率的平均值λave。另外，按照以下所示的方法测定晶界渗碳体的粒径。

首先，从自测试钢的1/4板宽部或3/4板宽部切下的试样的1/4厚度处采集透射电子显微镜用的样品。然后，利用搭载有加速电压为200kV的场发射型电子枪(FEG：field emission gun)的透射电子显微镜对样品进行观察。其结果是，通过分析衍射图形可以确认，在晶界上观察到的析出物为渗碳体。需要说明的是，本发明中，晶界渗碳体的粒径定义为对一个视野中观察到的全部晶界渗碳体通过图像处理等测定的等效圆粒径的平均值。

图12A表示钢成分c、d和e中晶界渗碳体的粒径与扩孔率的关系。图12B表示钢成分c、d和f中晶界渗碳体的粒径与扩孔率的关系。

由图12A和图12B可以看出，扩孔率与晶界渗碳体的粒径之间存在相关关系。即，新发现了：晶界渗碳体的粒径越小则扩孔率越提高，晶界渗碳体的粒径达到2μm以下时，扩孔率达到80%以上。

晶界处存在的渗碳体的粒径越小则扩孔率越提高的理由认为如下。

首先，一般认为，以扩孔率为代表的伸长凸缘加工性和扩孔弯边加工性受到成为冲裁或剪切加工时产生的裂纹的起点的空隙的影响。认为该空隙是由于在母相的晶界处析出的渗碳体相相对于母相晶粒大至一定程度时母相晶粒的界面附近的母相晶粒受到过度应力而产生的。与此相对，认为在晶界渗碳体的粒径小的情况下，渗碳体粒与母相晶粒相比相对较小，因而不会在力学上产生应力集中，从而难以产生空隙，因此，扩孔率提高。

图13A表示钢成分c、d和e中卷取温度与晶界的渗碳体粒径的关系。图13B表示钢成分c、d和f中卷取温度与晶界的渗碳体粒径的关系。

如图13A和图13B所示，钢成分c～f中，晶界渗碳体的粒径均随着卷取温度升高而增大，但达到某一温度以上时，晶界渗碳体的粒径有急剧减小的倾向。特别是含有Ti和Nb的钢成分d～f中，晶界渗碳体的粒径的减小显著。特别是，在钢成分e中，在卷取温度为480℃以上的情况下，晶界渗碳体的粒径为2μm以下，在钢成分f中，在卷取温度为560℃以上的情况下，晶界渗碳体的粒径为2μm以下。认为原因如下。

一般认为，α相中的渗碳体的析出温度存在鼻（noise）区。已知该鼻区是由于以α相中的C的过饱和度为驱动力的核生成与由C和Fe的扩散所限速的Fe3C的晶粒生长的平衡而表现出来的。卷取温度为低于该鼻区的低温时，C的过饱和度大因而核生成的驱动力大，但由于是低温因而几乎不能扩散，无论是晶界处还是晶粒内，渗碳体的析出均受到抑制，即使析出渗碳体，尺寸也较小。另一方面，卷取温度为高于鼻区温度的高温时，C的溶解度提高，核生成的驱动力减小，但扩散距离增大，尽管密度减小，但尺寸显示出粗大化的倾向。但是，在含有Ti、Nb等形成碳化物的元素的情况下，该元素(Ti、Nb等)在α相中的析出鼻区与渗碳体的析出鼻区相比位于高温侧，由于该元素的析出而使C被夺走。因此，渗碳体的析出量和尺寸减小。基于上述理由，认为钢成分e中，在卷取温度为480℃以上的情况下，晶界渗碳体的粒径为2μm以下，钢成分f中，在卷取温度为560℃以上的情况下，晶界渗碳体的粒径为2μm以下。

如上所述，本发明的目的在于开发为有助于乘用车等的轻量化而具有高强度、高成形性和高断裂特性的钢板，该目的通过对夹杂物、特别是硫化物的量进行形态上的控制和显微组织、织构的控制来实现。

(第1实施方式)

接着，对本发明的第1实施方式的高强度热轧钢板的组成的限定理由进行说明。需要说明的是，以下将组成中的质量%简记为%。

C：0.02%～0.1%

C是与Nb、Ti等结合、通过析出强化而有助于提高抗拉强度的元素。另外，C通过显微组织的微小化而降低断面形状转变温度。此外，C还具有通过以固溶C的形式偏析到晶界处来抑制冲裁加工时晶界的剥离从而抑制剥离发生的效果。C含量低于0.02%时，不能充分获得这些效果，得不到期望的扩孔性和断裂特性。另一方面，C含量超过0.1%时，可能会过多地生成对扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量不优选的碳化铁(Fe₃C)。因此，C含量设定为0.02%以上且0.1%以下。另外，为了进一步提高上述的改善抗拉强度等效果，优选C含量为0.03%以上，更优选为0.04%以上。此外，C含量越低越能够有效地抑制碳化铁(Fe₃C)的生成，因此，为了得到更优良的扩孔率的平均值λave等，优选C含量为0.06%以下，更优选为0.05%以下。

Si：0.001%～3.0%

Si是预脱氧所需要的元素。Si含量低于0.001%时，难以进行充分的预脱氧。另外，Si作为固溶强化元素有助于抗拉强度的提高，并且抑制碳化铁(Fe3C)的生成，促进Nb、Ti的微细碳化析出物的析出。其结果是，使扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量良好。另一方面，Si含量超过3.0%时，这些效果达到饱和，经济性降低。因此，Si含量设定为0.001%以上且3.0%以下。另外，为了进一步提高上述的改善抗拉强度等效果，优选Si含量为0.5%以上，更优选为1.0%以上。此外，考虑到经济性，优选Si含量为2.0%以下，更优选为1.3%以下。

Mn：0.5%～3.0%

Mn是作为固溶强化元素有助于提高钢板的抗拉强度的元素。Mn含量低于0.5%时，难以得到充分的抗拉强度。另一方面，Mn含量超过3.0%时，热轧时容易产生板坯裂纹。因此，Mn含量设定为0.5%以上且3.0%以下。另外，为了获得更高的抗拉强度，优选Mn含量为0.75%以上，更优选为1.0%以上。此外，为了更切实地抑制板坯裂纹，优选Mn含量为2.0%以下，更优选为1.5%以下。

P：0.1%以下(不包括0%)

P是不可避免地混入的杂质，随着其含量的增加，在晶界处的偏析量增大，是导致扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量的劣化的元素。因此，P含量越低越好，在P的含量为0.1%以下的情况下，这些扩孔率的平均值λave等特性值达到可容许的范围。因此，P含量设定为0.1%以下。另外，为了进一步抑制含有P所带来的特性的劣化，优选P含量为0.02%以下，更优选为0.01%以下。

S：0.01%以下(不包括0%)

S是不可避免地混入的杂质，S含量超过0.01%时，钢坯加热时在钢中产生大量MnS，该MnS经热轧而延伸，使夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比增大。其结果是，得不到期望的扩孔率的平均值λave、标准偏差σ、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.和夏氏吸收能量。因此，S含量设定为0.01%以下。另外，为了进一步抑制含有S所带来的特性的劣化，优选S含量为0.003%以下，更优选为0.002%以下。另一方面，在不进行使用了脱硫材料的脱硫的情况下，难以使S含量低于0.001%。

Al：0.001%～2.0%

Al是钢水的脱氧所需的元素。Al含量低于0.001%时，难以使钢水充分脱氧。另外，Al也是有助于提高抗拉强度的元素。另一方面，Al含量超过2.0%时，这些效果达到饱和，经济性降低。因此，Al的含量设定为0.001%以上且2.0%以下。另外，为了更切实地进行脱氧，优选Al含量为0.01%以上，更优选为0.02%以上。此外，考虑到经济性，优选Al含量为0.5%以下，更优选为0.1%以下。

N：0.02%以下(不包括0%)

N在比C更高的温度下与Ti和Nb形成析出物，使对于C的固定有效的Ti和Nb减少。即，N导致抗拉强度的降低。因此，应当尽量减小N的含量，但如果为0.02%以下则可以容许。另外，为了更有效地抑制抗拉强度的降低，优选N的含量为0.005%以下，更优选为0.003以下。

Ti：0.03%～0.3%

Ti是以TiC的形式微细析出、通过析出强化而有助于提高钢板的抗拉强度的元素。Ti含量低于0.03%时，难以得到充分的抗拉强度。另外，Ti通过在热轧工序中的钢坯的加热时以TiS的形式析出来抑制形成延伸夹杂物的MnS的析出，从而使夹杂物的轧制方向长度的总和M减小。其结果是，使扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.、夏氏吸收能量良好。另一方面，Ti的含量超过0.3%时，这些效果达到饱和而导致经济性的降低。因此，Ti的含量设定为0.03%以上且0.3%以下。另外，为了获得更高的抗拉强度，优选Ti含量为0.08%以上，更优选为0.12%以上。此外，考虑到经济性，优选Ti含量为0.2%以下，更优选为0.15%以下。

Nb：0.001%～0.06%

Nb是通过析出强化和显微组织的微细化使抗拉强度提高、或者使显微组织的平均结晶粒径微细化的元素。Nb含量低于0.001%时，可能得不到充分的抗拉强度和断面形状转变温度。另一方面，Nb含量超过0.06%时，热轧工序中的未再结晶温度区域扩大，在热轧工序结束后残余大量使{211}面的X射线随机强度比增大的未再结晶状态的轧制织构。{211}面的X射线随机强度比过度增大时，扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量劣化。因此，Nb含量设定为0.001%以上且0.06%以下。另外，为了进一步提高上述的改善抗拉强度等效果，优选Nb含量为0.01%以上，更优选为0.015%以上。此外，为了抑制{211}面的X射线随机强度比的增大，优选Nb含量为0.04%以下，更优选为0.02%以下。

以上是第1实施方式中基本成分的限定理由，但还可以以下述含量含有REM或Ca中的任何一种或两种。

REM：0.0001%～0.02%

REM(稀土类元素)是使成为扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.和夏氏吸收能量的劣化原因的MnS等硫化物的形态球形化、从而减小夹杂物的长径/短径比的最大值和夹杂物的轧制方向长度的总和M的元素。因此，REM能够使扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.和夏氏吸收能量良好。但是，即使在含有REM的情况下，当REM含量低于0.0001%时，有时也难以充分得到使MnS等硫化物的形态球形化的效果。另一方面，REM含量超过0.02%时，这样的效果达到饱和而导致经济性的降低。因此，REM的含量设定为0.0001%以上且0.02%以下。另外，为了进一步提高上述效果，优选REM含量为0.002%以上，更优选为0.003%以上。此外，考虑到经济性，优选REM含量为0.005%以下，更优选为0.004%以下。

Ca：0.0001%～0.02%

Ca是将钢中的S固定为球形的CaS从而抑制MnS的生成、并且通过使MnS等硫化物的形态球形化而减小夹杂物的长径/短径比的最大值和夹杂物的轧制方向长度的总和M的元素。因此，Ca也能够使扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.和夏氏吸收能量良好。但是，即使在含有Ca的情况下，当Ca含量低于0.0001%时，无法充分得到使MnS等硫化物的形态球形化的效果。另一方面，Ca含量超过0.02%时，生成大量容易成为延伸形状的夹杂物的铝酸钙，反而可能使夹杂物的轧制方向长度的总和M增大。因此，Ca含量设定为0.0001%以上且0.02%以下。另外，为了进一步提高上述效果，优选Ca含量为0.002%以上，更优选为0.003%以上。此外，考虑到经济性，优选Ca含量为0.005%以下，更优选为0.004%以下。

另外，为了尽可能地减少成为扩孔性的劣化原因的MnS，将涉及Ti、S、REM和Ca的含量的上述参数Q或Q’设定为30.0以上。参数Q或Q’为30.0以上时，钢中的MnS的量减少，夹杂物的轧制方向长度的总和M充分减小。其结果是，使扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.和夏氏吸收能量得到改善。参数Q或Q’低于30.0时，这些特性值可能变得不充分。

数式6

$Q=\frac{\left[\mathrm{Ti}\right]}{48}/\frac{\left[S\right]}{32}$    数学式1

$Q^{\′}=\frac{\left[\mathrm{Ti}\right]}{48}/\frac{\left[S\right]}{32}+\{\frac{\left[\mathrm{Ca}\right]}{40}/\frac{\left[S\right]}{32}+\frac{\left[\mathrm{REM}\right]}{140}/\frac{\left[S\right]}{32}\}\×15.0$    数学式1'

本实施方式的钢板的、这些基本成分以外的残余部分包括Fe及不可避免的杂质。另外，作为不可避免的杂质，可以列举O、Zn、Pb、As、Sb等，可以分别在0.02%以下的范围内含有这些杂质，不会丧失本发明的效果。

另外，如上所述，关于Ca和REM的含量，从抑制夹杂物的长径/短径比的最大值的观点出发，优选数学式2成立。在数学式2不成立的情况下，夹杂物的长径/短径比的最大值超过3.0，得不到85%以上的扩孔率的平均值λave和10%以下的扩孔率的标准偏差σ这样的优选值。另外，可能得不到更优良的裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

0.3≤([REM]/140)/([Ca]/40)             数学式2

另外，钢板中，可以根据需要在下述范围内含有B、Cu、Cr、Mo、Ni成分中的一种或两种以上。

B：0.0001%～0.005%

B是通过与固溶C一起以固溶B的形式偏析在晶界处来抑制冲裁加工时的晶界的剥离、从而抑制剥离发生的元素。另外，伴随着这样的效果，在含有B的情况下，能够在较高温度下进行热轧工序中的卷取。B含量低于0.0001%时，可能无法充分获得这些效果。另一方面，B含量超过0.005%时，热轧工序中的未再结晶温度区域扩大，热轧工序结束后残余大量未再结晶状态的轧制织构。未再结晶状态的轧制织构使{211}面的X射线随机强度比增大。并且，{211}面的X射线随机强度比过度增大时，扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量劣化。因此，B含量设定为0.0001%以上且0.005%以下。另外，为了进一步抑制剥离的发生，更优选B含量为0.001%以上，进一步优选为0.002%以上。此外，为了进一步抑制{211}面的X射线随机强度比，更优选B含量为0.004%以下，进一步优选为0.003%以下。

Cu、Cr、Mo、Ni和V是具有通过析出强化或固溶强化而提高热轧钢板的抗拉强度的效果的元素。但是，Cu含量低于0.001%、Cr含量低于0.001%、Mo含量低于0.001%、Ni含量低于0.001%、V含量低于0.001%时，得不到充分的抗拉强度提高效果。另一方面，Cu含量超过1.0%、Cr含量超过1.0%、Mo含量超过1.0%、Ni含量超过1.0%、V含量超过0.2%时，抗拉强度提高效果达到饱和而导致经济性的降低。因此，Cu含量为0.001%以上，优选为1.0%以下，Cr含量为0.001%以上，优选为1.0%以下，Mo含量为0.001%以上，优选为1.0%以下，Ni含量为0.001%以上，优选为1.0%以下，V含量为0.001%以上，优选为0.2%以下。另外，为了进一步提高抗拉强度，更优选Cu含量为0.1%以上，更优选Cr含量为0.1%以上，更优选Mo含量为0.1%以上，更优选Ni含量为0.1%以上，更优选V含量为0.05%以上。此外，进一步优选Cu含量为0.3%以上，进一步优选Cr含量为0.3%以上，进一步优选Mo含量为0.3%以上，进一步优选Ni含量为0.3%以上，进一步优选V含量为0.07%以上。另一方面，考虑到经济性，更优选Cu含量为0.7%以下，更优选Cr含量为0.7%以下，更优选Mo含量为0.7%以下，更优选Ni含量为0.7%以下，更优选V含量为0.1%以下。此外，进一步优选Cu含量为0.5%以下，进一步优选Cr含量为0.5%以下，进一步优选Mo含量为0.5%以下，进一步优选Ni含量为0.5%以下，进一步优选V含量为0.09%以下。

另外，钢板中，可以根据需要含有总量为1%以下的Zr、Sn、Co、W、Mg。

另外，优选固溶C和固溶B的总计晶界个数密度为4.5个/nm²以上且12个/nm²以下。这是因为，在晶界个数密度为4.5个/nm²以上的情况下，特别是能够抑制剥离的发生，但晶界个数密度超过12个/nm²时，该效果达到饱和。需要说明的是，为了提高晶界强度、更有效地抑制冲裁或剪切加工时发生的剥离，更优选晶界个数密度为5个/nm²以上，进一步优选为6个/nm²以上。

此外，优选晶界渗碳体的粒径为2μm以下。这是因为，晶界渗碳体的粒径为2μm以下时，难以产生空隙，从而能够进一步提高扩孔性。

接着，对第1实施方式的热轧钢板的显微组织、织构和夹杂物的限定理由进行说明。

第1实施方式的热轧钢板的显微组织设定为铁素体组织、贝氏体组织或它们的混合组织。这是因为，显微组织为铁素体组织、贝氏体组织或它们的混合组织时，显微组织整体的硬度比较均一，韧性断裂受到抑制，扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量良好，能够得到充分的扩孔性和断裂特性。另外，显微组织中有时稍稍残余有作为马氏体与残余奥氏体的混合物的被称为岛状马氏体(MA)的组织。岛状马氏体(MA)会促进韧性断裂而使扩孔率的平均值λave等劣化，因此，优选没有残余，但以面积分率计在3%以下时是容许的。

另外，显微组织中的平均结晶粒径设定为6μm以下。这是因为，平均结晶粒径超过6μm的情况下，得不到充分的断面形状转变温度。即，平均结晶粒径超过6μm时，不能得到充分的断裂特性。另外，为了使断裂特性更良好，优选平均结晶粒径为5μm以下。

织构中的{211}面强度设定为2.4以下。这是因为，若{211}面强度超过2.4，则钢板的各向异性增大，扩孔加工时在板宽方向上承受抗拉应变的轧制方向的端面上的厚度减少增大，端面上产生高应力而容易导致裂纹的产生和扩展，从而使扩孔率的平均值λave劣化。另外，{211}面强度超过2.4时，裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量也劣化。即，{211}面强度超过2.4时，不能得到期望的扩孔性和断裂特性。另外，为了使扩孔性和断裂特性更良好，优选{211}面强度为2.35以下，更优选为2.2以下。

如上所述，将由夹杂物的长径/夹杂物的短径表示的长径/短径比的最大值设定为8.0以下。这是因为，在长径/短径比超过8.0的情况下，钢板变形时夹杂物附近的应力集中增大，可能得不到期望的扩孔率的平均值λave、标准偏差σ、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。即，长径/短径比的最大值超过8.0时，可能得不到充分的扩孔性和断裂特性。另外，优选夹杂物的长径/短径比的最大值为3.0以下。夹杂物的长径/短径比的最大值为3.0以下时，能够使扩孔率的平均值λave达到更良好的85%以上，并且使扩孔率的标准偏差σ达到更良好的10%以下，另外，还能够使裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量更优良。这些可以从图5A、图5B、图6A和图6B中看出。

另外，如上所述，将夹杂物的轧制方向长度的总和M设定为0.25mm/mm²以下。这是因为，在总和M超过0.25mm/mm²的情况下，钢板变形时容易促进韧性断裂，从而可能得不到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M和夏氏吸收能量。即，总和M超过0.25mm/mm²时，可能得不到期望的扩孔性和断裂特性。这可以从图5A、图5B、图6A和图6B中看出。另外，优选夹杂物的轧制方向长度的总和M为0.05mm/mm²以下。夹杂物的轧制方向长度的总和M为0.05mm/mm²以下时，能够使裂纹扩展抵抗值T.M.达到更良好的900MJ/m³以上，另外，能够使扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量更优良。从上述观点出发，更优选夹杂物的轧制方向长度的总和M为0.01mm/mm²以下，总和M也可以为零。

需要说明的是，在此所说的夹杂物是指例如钢中的MnS和CaS等硫化物、CaO-Al₂O₃系化合物(铝酸钙)等氧化物以及包含CaF₂等的脱硫材料的残余物等。

另外，这些显微组织、织构和夹杂物的测定方法、X射线随机强度比、夹杂物的轧制方向长度的总和M、夹杂物的长径/短径比的定义如上所述。

另外，虽然没有特别限定，但优选n值(加工硬化指数)为0.08以上，优选断面形状转变温度为-15℃以下。

接着，对用于制造第1实施方式的热轧钢板的方法进行说明。

首先，在炼钢工序中，例如，利用高炉等得到铁液后，在转炉中进行脱碳处理和合金添加。然后，利用各种二次精炼装置对出钢后的钢水进行脱硫处理、脱氧处理等。这样，熔炼出含有规定成分的钢水。

在二次精炼工序中，优选以使参数Q或Q’达到30.0以上的方式添加Ca、REM和/或Ti，以抑制延伸MnS。此时，若添加大量的Ca，则会生成延伸了的铝酸钙，因此，优选添加REM而不添加Ca、或者添加微量的Ca。通过这种处理，能够使夹杂物的轧制方向长度的总和M达到更良好的0.01mm/mm²以下，另外，能够使裂纹扩展抵抗值T.M.达到更良好的900MJ/m³以上。另外，还能够使扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量更优良。需要说明的是，从成本方面出发，优选不进行使用了脱硫材料的脱硫。

但是，在成本方面的限制小的情况下，为了进一步抑制S含量，可以进行使用了脱硫材料的脱硫。该情况下，容易成为延伸了的夹杂物的脱硫材料本身可能会残余在最终产品中，因此，优选二次精炼工序中在投入脱硫材料后使钢水进行充分的环流，以除去脱硫材料。另外，在使用脱硫材料的情况下，为了防止二次精炼工序后残余的脱硫材料经过轧制而延伸，优选采用不易通过高温下的轧制而延伸的组成。

除以上方面以外，对于热轧工序前面的炼钢工序没有特别限定。通过二次精炼对含有规定成分的钢水进行熔炼后，除利用通常的连续铸造或铸锭法进行铸造以外，还可以利用薄板坯铸造等方法进行铸造而得到钢坯。在通过连续铸造得到钢坯的情况下，可以直接将高温钢坯输送到热轧机上，也可以在冷却至室温后利用加热炉进行再加热，然后对钢坯进行热轧。另外，作为利用高炉得到铁液的替代方法，可以使用铁屑作为原料，将其在电炉中熔化后，进行各种二次精炼，从而得到含有规定成分的钢水。

接着，说明对通过连续铸造等得到的钢坯进行热轧时的制造条件。

首先，将通过续铸造等得到的钢坯在加热炉中加热。为了得到期望的抗拉强度，优选将此时的加热温度设定为1200℃以上。加热温度低于1200℃时，含有Ti或Nb的析出物在钢坯(板坯)中未充分溶解而粗大化，得不到Ti或Nb的析出物所产生的析出强化能力，从而有时得不到期望的抗拉强度。另外，加热温度低于1200℃时，MnS通过再加热也不充分溶解，不能促进S以TiS的形式析出，从而可能得不到期望的扩孔性。

接着，对由加热炉抽出的钢坯进行粗轧。粗轧中，进行超过1150℃的高温的温度区域内的累积压下率达到70%以下的轧制。这是因为，该温度区域内的累积压下率超过70%时，夹杂物的轧制方向长度的总和M和夹杂物的长径/短径比的最大值均增大，可能得不到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和裂纹扩展抵抗值T.M.。从这样的观点出发，优选超过1150℃的高温的温度区域内的累积压下率为65%以下，更优选为60%以下。

另外，粗轧中，还进行在1150℃以下的低温的温度区域内的累积压下率为10%以上且25%以下的轧制。该温度区域内的累积压下率低于10%的情况下，显微组织的平均结晶粒径增大，得不到本发明中规定的平均结晶粒径(6μm以下)。其结果是，可能得不到期望的断面形状转变温度。另一方面，该温度区域内的累积压下率超过25%的情况下，{211}面强度增大，得不到本发明中规定的{211}面强度(2.4以下)。其结果是，可能得不到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。因此，将1150℃以下的低温的温度区域内的轧制的累积压下率设定为10%以上且25%以下。需要说明的是，为了得到更良好的断面形状转变温度，优选1150℃以下的低温的温度区域内的累积压下率为13%以上，更优选为15%以上。另外，为了得到更良好的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量，优选1150℃以下的低温的温度区域内的累积压下率为20%以下，更优选为17%以下。

接着，对进行粗轧后得到的钢坯进行精轧。在该精轧工序中，将其开始温度设定为1050℃以上。这是因为，精轧的开始温度设定得越高，则越能促进轧制中的动态再结晶，能够减少在未再结晶状态下反复压下而产生的使{211}面强度增大的织构，从而能够得到本发明中规定的{211}面强度(2.4以下)。为了进一步抑制{211}面强度，优选将精轧的开始温度设定为1100℃以上。

另外，该精轧工序中，将其结束温度设定为Ar3+130℃以上且Ar3+230℃以下。精轧的结束温度低于Ar3+130℃时，容易残余成为使{211}面强度增大的原因的未再结晶状态的轧制织构，从而难以得到本发明中规定的{211}面强度(2.4以下)。另一方面，精轧的结束温度超过Ar3+230℃时，晶粒过度粗大化，难以得到本发明中规定的平均结晶粒径(6μm以下)。因此，精轧的结束温度设定为Ar3+130℃以上且Ar3+230℃以下。为了进一步抑制{211}面强度，优选精轧的结束温度为Ar3+150℃以上，更优选为Ar3+160℃以上。另外，为了进一步减小显微组织的平均结晶粒径，优选精轧的结束温度为Ar3+200℃以下，更优选为Ar3+175℃以下。

需要说明的是，Ar3由下述数学式11求出。

数式7

Ar3=868-396x[C]+25x[Si]-68x[Mn]-36x[Ni]-21x[Cu]-25x[Cr]+30x[Mo]

       数学式11

([C]表示C含量(质量%)，[Si]表示Si含量(质量%)，[Mn]表示Mn含量(质量%)，[Ni]表示Ni含量(质量%)，[Cu]表示Cu含量(质量%)，[Cr]表示Cr含量(质量%)，[Mo]表示Mo含量(质量%))

另外，优选根据Nb含量和B含量而使精轧的结束温度FT满足下述数学式12。这是因为，在满足数学式12的情况下，{211}面强度和平均结晶粒径特别地得到抑制。

数式8

848+2167x[Nb]+40353x[B]≤FT≤955+1389x[Nb]   数学式12

([Nb]表示Nb含量(质量%)，[B]表示B含量(质量%))

接着，将通过精轧工序得到的钢板在输出辊道等上进行冷却。在该冷却工序中，将冷却速度设定为15℃/秒以上。这是因为，冷却速度低于15℃/秒时，会生成成为扩孔率的平均值λave等的劣化原因的珠光体，而且显微组织的平均结晶粒径增大而使断面形状转变温度劣化。其结果是，可能得不到充分的扩孔性和断裂特性。因此，冷却速度设定为15℃/秒以上，优选设定为20℃/秒以上。

另外，在该冷却工序中，为了使TiC等析出物微细化而得到抗拉强度更优良的热轧钢板，优选进行以下说明的三段冷却工序。在该三段冷却工序中，例如，首先进行冷却速度为20℃/秒以上的第一阶段冷却，接着，在550℃以上且650℃以下的温度区域内进行冷却速度为15℃/秒以下的第二阶段冷却，接着，进行冷却速度为20℃/秒以上的第三阶段冷却。

在三段冷却工序中的第一阶段冷却中将冷却速度设定为20℃/秒以上是因为，冷却速度小于该速度时，可能会生成成为扩孔值的平均值λave等的劣化原因的珠光体。

在三段冷却工序中的第二阶段冷却中将冷却速度设定为15℃/秒以下是因为，冷却速度大于该速度时，可能不能充分析出微细的析出物。另外，将进行该冷却的温度区域设定为550℃以上是因为，温度低于该温度区域时，在短时间内析出微细TiC的效果减小。另外，将进行该冷却的温度区域设定为650℃以下是因为，温度高于该温度区域时，TiC等析出物粗大地析出，可能得不到充分的抗拉强度。另外还因为，在超过650℃的温度区域内会生成珠光体，可能会使扩孔性劣化。该冷却优选设定为1秒钟以上且5秒钟以下。低于1秒钟时，不能充分析出微细的析出物。超过5秒钟时，反而使析出物粗大地析出，从而导致抗拉强度的降低。另外，该冷却超过5秒钟的情况下，会生成珠光体，可能使扩孔性劣化。

在三段冷却工序中的第三阶段冷却中将冷却速度设定为20℃/秒以上是因为，若第二阶段冷却后不迅速进行冷却，则析出物会粗大地析出从而可能导致抗拉强度降低。另外还因为，该冷却速度低于20℃/秒时，会生成珠光体，从而可能使扩孔性劣化。

需要说明的是，各冷却工序中，20℃/秒以上的冷却速度可以通过例如水冷、水雾冷却等来实现，15℃/秒以下的冷却速度可以通过例如空冷来实现。

接着，利用卷取装置等对经冷却工序或三段冷却工序冷却后的钢板进行卷取。该卷取工序中，在640℃以下的温度区域内对钢板进行卷取。这是因为，在超过640℃的温度区域内对钢板进行卷取时，会生成成为扩孔率的平均值λave等的劣化原因的珠光体。另外，由于过多地析出TiC而使固溶C减少，容易因冲裁而发生剥离。

需要说明的是，卷取温度CT优选根据B含量和Nb含量进行调节，在B含量低于0.0002%的情况下，优选设定为540℃以下。另外，在B含量为0.0002%以上且0.002%以下的情况下，如果Nb含量为0.005%以上且0.06%以下，则优选设定为560℃以下，如果Nb含量为0.001%以上且低于0.005%，则优选设定为640℃以下。这是因为固溶B的晶界个数密度等随B含量和Nb含量而变化。另外，卷取温度CT优选满足下述数学式13。这是因为，在满足数学式13的情况下，能够得到更高的抗拉强度。

数式9

$8.12\×e\frac{4863}{\mathrm{FT}+273}\≤\mathrm{CT}$    数学式13

(FT表示精轧的结束温度(℃))

这样，能够制造第1实施方式的高强度热轧钢板。

需要说明的是，在热轧工序结束后，可以进行表皮光轧。通过进行表皮光轧，例如可以通过导入可动位错而提高韧性，或者可以矫正钢板的形状。另外，在热轧工序结束后，可以通过酸洗将附着在热轧钢板表面上的氧化皮除去。另外，热轧结束后或酸洗后，可以对所得的钢板以在线或离线方式进行表皮光轧或冷轧。

另外，可以在热轧工序结束后通过热镀敷法进行镀敷处理，以提高钢板的耐腐蚀性。另外，还可以在热镀敷的基础上进行合金化处理。

(第2实施方式)

接着，对本发明的第2实施方式进行说明。第2实施方式的高强度热轧钢板含有规定量的V而几乎不含Nb，在这一点上与第1实施方式不同。其他方面与第1实施方式同样。

V：0.001%～0.2%

V是以VC的形式微细地析出、通过析出强化有助于提高钢板的抗拉强度的元素。V含量低于0.001%时，难以得到充分的抗拉强度。另外，V具有提高作为成形性的指标之一的n值(加工硬化指数)的效果。另一方面，V含量超过0.2%时，这些效果达到饱和，经济性降低。因此，V含量设定为0.001%以上且0.2%以下。另外，为了进一步提高上述的改善抗拉强度等效果，优选V含量为0.05%以上，更优选为0.07%以上。此外，考虑到经济性，优选V含量为0.1%以下，更优选为0.09%以下。

Nb：低于0.01%(不包括0%)

如第1实施方式中说明过的那样，Nb有助于提高抗拉强度。但是，本实施方式中由于含有V，因此，若Nb含量为0.01%以上，则{211}面的X射线随机强度比过度增大，可能会使扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量劣化。因此，Nb含量设定为低于0.01%。

需要说明的是，第2实施方式的高强度热轧钢板可以通过与第1实施方式同样的方法来制造。

实施例

接着，对本发明者们进行的实验进行说明。这些实验中的条件等是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的示例，本发明并不限于这些示例。

(第1实验)

首先，得到表4所示的钢成分1A1～3C11的钢水。各钢水通过进行转炉中的熔炼和二次精炼来熔炼。二次精炼通过RH法(Ruhrstahl-Heraeus，真空循环脱气法)进行，适当添加CaO-CaF₂-MgO系脱硫材料来进行脱硫。对于一部分钢成分，为了抑制成为延伸了的夹杂物的脱硫材料的残余，不进行脱硫，使S含量保持在转炉中一次精炼后的含量而直接进行处理。经过连续铸造由各钢水得到钢坯，然后，在表5所示的制造条件下进行热轧，得到厚度为2.9mm的热轧钢板。所得热轧钢板的显微组织、织构和夹杂物的特性值示于表6中，所得热轧钢板的机械性质示于表7中。显微组织、织构和夹杂物的测定方法以及机械性质的测定方法如上所述。需要说明的是，在扩孔性的评价中，由一块测试钢制作20片试验片。表4～表7中的下划线表示在本发明的范围外或者未得到期望的特性值。

表7

钢号1-1-1～1-1-8、1-2～1-19、1-23-1～1-23-3、1-28-1、1-28-3和1-28-4满足本发明的必要条件。因此，抗拉强度为780MPa以上，扩孔率的平均值λave为80%以上，扩孔率的标准偏差σ为15%以下，n值为0.08以上，裂纹产生抵抗值Jc为0.75MJ/m²以上，裂纹扩展抵抗值T.M.为600MJ/m³以上，断面形状转变温度为-13℃以下，夏氏吸收能量为30J以上。即，得到了期望的特性值。钢号1-27也满足本发明的必要条件，因此大致得到了期望的特性值。另外，钢号1-1-1～1-1-4、1-1-7、1-1-8、1-2～1-8、1-15～1-19、1-23-1～1-23-3、1-27和1-28-3满足本发明的必要条件，并且夹杂物的长径/短径比的最大值达到3.0以下。因此，扩孔率的平均值λave为85%以上，标准偏差σ为10%以下，得到了优选的特性值。另外，钢号1-1-3、1-1-5、1-1-7、1-1-8和1-8满足本发明的必要条件，并且未添加Ca或者添加微量的Ca，而且，未进行使用了脱硫材料的脱硫。因此，夹杂物的轧制方向长度的总和M为0.01mm/mm²以下，裂纹扩展抵抗值T.M.为900MJ/m³以上，得到了优选的特性值。此外，扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量也更良好。

特别是，钢号1-1-3～1-1-6是几乎未添加Ca和REM而实质上仅利用Ti对硫化物的形态进行控制的示例。其中，钢号1-1-3和1-1-5是未使用脱硫材料的示例，分别得到了良好的特性值。

钢号1-1-7和1-1-8中Si含量特别少，因此也未观察到岛状马氏体。另外，由于在几乎未添加Ca的情况下对硫化物的形态进行控制、并且未使用脱硫材料，因此，未产生延伸了的形状的夹杂物，得到了特别良好的特性值。

钢号1-2中，Nb含量提高，因此{211}面强度提高。钢号1-3中，Nb含量降低，因此抗拉强度降低。钢号1-4中，Ti含量降低，因此抗拉强度降低。钢号1-5中，C含量降低，因此扩孔率的平均值λave和裂纹产生抵抗值Jc降低而断面形状转变温度升高。钢号1-6中，B含量提高，因此{211}面强度提高。另外，完全未发生剥离。

钢号1-7为本发明例，含有优选量的B，因此，完全未发生剥离。

钢号1-8为本发明例，在未添加Ca的情况下对硫化物的形态进行控制，并且未使用脱硫材料，因此，延伸了的形状的夹杂物极少，得到了特别良好的特性值。

钢号1-9～1-14为本发明例，但由于未添加REM或者添加了微量的REM，因此，([REM]/140)/([Ca]/40)的值小于0.3，夹杂物的长径/短径比的最大值稍高，扩孔率的标准偏差σ稍大。

钢号1-23-1～1-23-3中Si含量特别少，因此未观察到岛状马氏体。扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量特别良好。

钢号1-27为本发明例，但加热温度低于1200℃，因此抗拉强度稍低。

钢号1-20和1-21的参数Q小于30.0且不满足数学式2，因此，未得到本发明中规定的夹杂物的轧制方向长度的总和M和长径/短径比的最大值。因此，未得到期望的扩孔率的平均值λave、标准偏差σ、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.和夏氏吸收能量。

钢号1-22中，超过1150℃的温度区域内的粗轧的累积压下率大于本发明范围，因此，夹杂物的长径/短径的最大值大于本发明中规定的值，扩孔率的平均值λave、扩孔率的标准偏差σ、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量劣化。

钢号1-28-0中，超过1150℃的温度区域内的粗轧的累积压下率大于本发明范围，因此，夹杂物的轧制方向长度的总和M、夹杂物的长径/短径的最大值大于本发明中规定的值，扩孔率的平均值λave、扩孔率的标准偏差σ、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.和夏氏吸收能量劣化。

钢号1-28-2中，1150℃以下的温度区域内的粗轧的累积压下率大于本发明范围，因此，未得到本发明中规定的{211}面强度。因此，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

钢号1-28-5中，1150℃以下的温度区域内的粗轧的累积压下率小于本发明范围，因此，显微组织的平均结晶粒径大于本发明中规定的值。因此，断面形状转变温度高于期望的值。

钢号1-30的精轧的开始温度低于本发明范围，因此，{211}面强度高于本发明中规定的值。另外，由于{211}面强度高于本发明中规定的值，因此，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、夏氏吸收能量。

钢号1-31的精轧的结束温度低于本发明范围，因此，{211}面强度高于本发明中规定的值。另外，由于{211}面强度高于本发明中规定的值，因此，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、夏氏吸收能量。

钢号1-32的精轧的结束温度高于本发明范围且显微组织的平均结晶粒径大于本发明范围，因此，断面形状转变温度高于期望的值。

钢号1-33的冷却速度小于本发明范围，因此生成珠光体，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

钢号1-34的卷取温度高于本发明范围，因此生成珠光体，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

钢号3-1中，C含量低于本发明范围，因此，平均结晶粒径大于本发明中规定的值。其结果是，断面形状转变温度极高，发生了剥离。钢号3-2中，C含量高于本发明范围，因此，析出粒径超过2μm的粗大的晶界渗碳体。其结果是，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

钢号3-3中，Si含量低于本发明范围，因此，析出粒径超过2μm的粗大的晶界渗碳体。其结果是，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

钢号3-4中，Mn含量低于本发明范围，因此，析出粒径超过2μm的粗大的晶界渗碳体。其结果是，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

钢号3-5中，P含量高于本发明范围，因此，{211}面强度高于本发明中规定的值。另外，由于{211}面强度高于本发明中规定的值，因此，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、夏氏吸收能量。

钢号3-6中，S含量高于本发明范围，因此，夹杂物的长径/短径的最大值大于本发明中规定的值。其结果是，扩孔率的平均值λave、扩孔率的标准偏差σ、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.和夏氏吸收能量劣化。

钢号3-7中，Al含量低于本发明范围，因此，析出粒径超过2μm的粗大的晶界渗碳体。其结果是，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

钢号3-8中，N含量高于本发明范围，因此，析出粒径超过2μm的粗大的TiN。其结果是，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

钢号3-9中，Ti含量低于本发明范围，因此，未得到期望的抗拉强度。另外，析出MnS，夹杂物的轧制方向长度的总和M高于本发明中规定的值。因此，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.和夏氏吸收能量。

钢号3-10中，Nb含量低于本发明范围，因此，平均结晶粒径大于本发明中规定的值。其结果是，抗拉强度和韧性低。钢号3-11中，Nb含量高于本发明范围，因此，存在未再结晶的轧制织构，{211}面强度高于本发明中规定的值。另外，由于{211}面强度高于本发明中规定的值，因此，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、夏氏吸收能量。

(第2实验)

首先，得到表8所示的钢成分2A1～2W3的钢水。各钢水通过进行转炉中的熔炼和二次精炼来熔炼。二次精炼通过RH法进行，适当添加CaO-CaF₂-MgO系脱硫材料来进行脱硫。对于一部分钢成分，为了抑制成为延伸了的夹杂物的脱硫材料的残余，不进行脱硫，使S含量保持在转炉中一次精炼后的含量而直接进行处理。经过连续铸造由各钢水得到钢坯，然后，在表9所示的制造条件下进行热轧，得到厚度为2.9mm的热轧钢板。所得热轧钢板的显微组织、织构和夹杂物的特性值示于表10中，所得热轧钢板的机械性质示于表11中。显微组织、织构和夹杂物的测定方法以及机械性质的测定方法如上所述。需要说明的是，在扩孔性的评价中，由一块测试钢制作20片试验片。表8～表11中的下划线表示在本发明的范围外或者未得到期望的特性值。

表11

钢号2-1-1～2-1-8、2-2～2-19、2-23-1～2-23-3、2-28-1、2-28-3和2-28-4满足本发明的必要条件。因此，抗拉强度为780MPa以上，扩孔率的平均值λave为80%以上，扩孔率的标准偏差σ为15%以下，n值为0.08以上，裂纹产生抵抗值Jc为0.75MJ/m²以上，裂纹扩展抵抗值T.M.为600MJ/m3以上，断面形状转变温度为-13℃以下，夏氏吸收能量为30J以上。即，得到了期望的特性值。钢号2-27也满足本发明的必要条件，因此，大致得到了期望的特性值。另外，钢号2-1-1～2-1-4、2-1-7、2-1-8、2-2～2-8、2-15～2-19、2-23-1～2-23-3、2-27和2-28-3满足本发明的必要条件，并且夹杂物的长径/短径比的最大值达到3.0以下。因此，扩孔率的平均值λave为84%以上，标准偏差σ为8%以下，得到了优选的特性值。另外，钢号2-1-3、2-1-5、2-1-7、2-1-8和2-8满足本发明的必要条件，并且未添加Ca或者添加了微量的Ca，而且未进行使用了脱硫材料的脱硫。因此，夹杂物的轧制方向长度的总和M为0.01mm/mm²以下，裂纹扩展抵抗值T.M.为900MJ/m³以上，得到了优选的特性值。此外，扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量也更良好。

特别是，钢号2-1-3～2-1-6是几乎未添加Ca和REM而实质上仅利用Ti对硫化物的形态进行控制的示例。其中，钢号2-1-3和2-1-5是未使用脱硫材料的示例，分别得到了良好的特性值。

钢号2-1-7和2-1-8中Si含量特别少，因此未观察到岛状马氏体。另外，由于在几乎未添加Ca的情况下对硫化物的形态进行控制、并且未使用脱硫材料，因此，未产生延伸了的形状的夹杂物，得到了特别良好的特性值。

钢号2-2中，Nb含量提高，因此{211}面强度提高。钢号2-5中，C含量降低，因此，扩孔率的平均值λave和裂纹产生抵抗值Jc降低而断面形状转变温度升高。钢号2-6中，B含量提高，因此，{211}面强度提高。另外，完全未发生剥离。

钢号2-7为本发明例，含有优选量的B，因此，完全未发生剥离。

钢号2-8为本发明例，在未添加Ca的情况下对硫化物的形态进行控制，并且未使用脱硫材料，因此，延伸了的形状的夹杂物极少，得到了特别良好的特性值。

钢号2-9～2-14为本发明例，但由于未添加REM或者添加了微量的REM，因此，([REM]/140)/([Ca]/40)的值小于0.3，夹杂物的长径/短径比的最大值稍高，扩孔率的标准偏差σ稍大。

钢号2-23-1～2-23-3中Si含量特别少，因此未观察到岛状马氏体。扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量特别良好。

钢号2-27为本发明例，但加热温度低于1200℃，因此抗拉强度稍低。

钢号2-20和2-21的参数Q小于30.0且不满足数学式2，因此，未得到本发明中规定的夹杂物的轧制方向长度的总和M和长径/短径比的最大值。因此，未得到期望的扩孔率的平均值λave、标准偏差σ、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.和夏氏吸收能量。

钢号2-22中，超过1150℃的温度区域内的粗轧的累积压下率大于本发明范围，因此，夹杂物的长径/短径的最大值大于本发明中规定的值，扩孔率的平均值λave、扩孔率的标准偏差σ、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量劣化。

钢号2-28-0中，超过1150℃的温度区域内的粗轧的累积压下率大于本发明范围，因此，夹杂物的轧制方向长度的总和M、夹杂物的长径/短径的最大值大于本发明中规定的值，扩孔率的平均值λave、扩孔率的标准偏差σ、裂纹产生抵抗值Jc、裂纹扩展抵抗值T.M.和夏氏吸收能量劣化。

钢号2-28-2中，1150℃以下的温度区域内的粗轧的累积压下率大于本发明范围，因此，未得到本发明中规定的{211}面强度。因此，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

钢号2-28-5中，1150℃以下的温度区域内的粗轧的累积压下率小于本发明范围，因此，显微组织的平均结晶粒径大于本发明中规定的值。因此，断面形状转变温度高于期望的值。

钢号2-30的精轧的开始温度低于本发明范围，因此，{211}面强度高于本发明中规定的值。另外，由于{211}面强度高于本发明中规定的值，因此未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、夏氏吸收能量。

钢号2-31的精轧的结束温度低于本发明范围，因此，{211}面强度高于本发明中规定的值。另外，由于{211}面强度高于本发明中规定的值，因此未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc、夏氏吸收能量。

钢号2-32的精轧的结束温度高于本发明范围且显微组织的平均结晶粒径大于本发明范围，因此，断面形状转变温度高于期望的值。

钢号2-33的冷却速度小于本发明范围，因此生成珠光体，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

钢号2-34的卷取温度高于本发明范围，因此生成珠光体，未得到期望的扩孔率的平均值λave、裂纹产生抵抗值Jc和夏氏吸收能量。

(第3实验)

首先，得到表12所示的钢成分Z1～Z4的钢水。各钢水通过进行转炉中的熔炼和二次精炼来熔炼。二次精炼通过RH法进行。需要说明的是，为了抑制成为延伸了的夹杂物的脱硫材料的残余，不进行脱硫，使S含量保持在转炉中一次精炼后的含量而直接进行处理。经过连续铸造由各钢水得到钢坯，然后，在表13所示的制造条件下进行热轧，得到厚度为2.9mm的热轧钢板。所得的热轧钢板的显微组织、织构和夹杂物的特性值示于表14中，所得的热轧钢板的机械性质示于表15中。显微组织、织构和夹杂物的测定方法以及机械性质的测定方法如上所述。需要说明的是，在扩孔性的评价中，由一块测试钢制备20片试验片。表12～表15中的下划线表示在本发明的范围外或者未得到期望的特性值。

钢号35～38满足本发明的必要条件。因此，抗拉强度为780MPa以上，扩孔率的平均值λave为80%以上，扩孔率的标准偏差σ为15%以下，n值为0.08以上，裂纹产生抵抗值Jc为0.75MJ/m²以上，裂纹扩展抵抗值T.M.为600MJ/m³以上，断面形状转变温度为-40℃以下，夏氏吸收能量为30J以上。即，得到了期望的特性值。另外，固溶C和固溶B的晶界个数密度为4.5个/nm²以上且位于晶界处的渗碳体的粒径为2μm以下的钢号36未发生剥离。

产业上的可利用性

本发明可以用于例如与要求高强度、高成形性和高断裂特性的钢板相关的产业中。

Claims (15)

1.一种高强度热轧钢板，其特征在于， 

以质量%计含有 

C：0.02%～0.1%、 

Si：0.001%～3.0%、 

Mn：0.5%～3.0%、 

P：0.1%以下、 

S：0.01%以下、 

Al：0.001%～0.041%、 

N：0.02%以下、 

Ti：0.03%～0.3%和 

Nb：0.001%～0.06%， 

还含有选自由 

Cu：0.001～1.0%、 

Cr：0.001～1.0%、 

Mo：0.001～1.0%、 

Ni：0.001～1.0%和 

V：0.01～0.2% 

组成的组中的至少一种， 

残余部分由铁和不可避免的杂质构成， 

由下述数学式1表示的参数Q为30.0以上， 

显微组织由铁素体组织、贝氏体组织或它们的混合组织构成， 

所述显微组织中包含的晶粒的平均粒径为6μm以下， 

轧制面中{211}面的X射线随机强度比为2.4以下， 

在以板宽方向作为法线的剖面中， 

就长径为3.0μm以上的夹杂物而言，以夹杂物的长径/夹杂物的短径表示的长径/短径比的最大值为8.0以下， 

由长径为3.0μm以上的多个夹杂物构成的规定的夹杂物群和轧制方向的长度为30μm以上的规定的延伸夹杂物相对于1mm²剖面的轧制方向长度 的总和为0.25mm以下， 

构成所述规定的夹杂物群的所述多个夹杂物在轧制方向和与轧制方向正交的方向这两个方向上均以相互之间为50μm以下的间隔集合， 

所述规定的延伸夹杂物至少在轧制方向或与轧制方向正交的方向中的任意一个方向上与长径为3.0μm以上的所有夹杂物隔开超过50μm的间隔， 

   数学式1 

数学式1中，[Ti]表示Ti含量，[S]表示S含量，其中，含量的单位为质量%。 

2.一种高强度热轧钢板，其特征在于， 

以质量%计含有 

C：0.02%～0.1%、 

Si：0.001%～3.0%、 

Mn：0.5%～3.0%、 

P：0.1%以下、 

S：0.01%以下、 

Al：0.001%～0.041%、 

N：0.02%以下、 

Ti：0.03%～0.3%、 

Nb：0.001%～0.06%、 

REM：0.0001%～0.02%和 

Ca：0.0001%～0.02%， 

还含有选自由 

Cu：0.001～1.0%、 

Cr：0.001～1.0%、 

Mo：0.001～1.0%、 

Ni：0.001～1.0%和 

V：0.01～0.2% 

组成的组中的至少一种， 

残余部分由铁和不可避免的杂质构成， 

由下述数学式1’表示的参数Q’为30.0以上， 

显微组织由铁素体组织、贝氏体组织或它们的混合组织构成， 

所述显微组织中包含的晶粒的平均粒径为6μm以下， 

轧制面中{211}面的X射线随机强度比为2.4以下， 

在以板宽方向作为法线的剖面中， 

就长径为3.0μm以上的夹杂物而言，以夹杂物的长径/夹杂物的短径表示的长径/短径比的最大值为8.0以下， 

由长径为3.0μm以上的多个夹杂物构成的规定的夹杂物群和轧制方向的长度为30μm以上的规定的延伸夹杂物相对于1mm²剖面的轧制方向长度的总和为0.25mm以下， 

构成所述规定的夹杂物群的所述多个夹杂物在轧制方向和与轧制方向正交的方向这两个方向上均以相互之间为50μm以下的间隔集合， 

所述规定的延伸夹杂物至少在轧制方向或与轧制方向正交的方向中的任意一个方向上与长径为3.0μm以上的所有夹杂物隔开超过50μm的间隔， 

   数学式1' 

数学式1’中，[Ti]表示Ti含量，[S]表示S含量，[Ca]表示Ca含量，[REM]表示REM含量，其中，含量的单位为质量%。 

3.如权利要求2所述的高强度热轧钢板，其特征在于，满足下述数学式2，并且所述长径/短径比的最大值为3.0以下， 

0.3≤([REM]/140)/([Ca]/40)          数学式2。 

4.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量%计还含有B：0.0001%～0.005%。 

5.如权利要求2所述的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量%计还含有B：0.0001%～0.005%。 

6.如权利要求3所述的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量%计还含有B：0.0001%～0.005%。 

7.如权利要求4所述的高强度热轧钢板，其特征在于， 

固溶C和固溶B的总计晶界个数密度超过4.5个/nm²且为12个/nm²以下， 

晶界上析出的渗碳体的粒径为2μm以下。 

8.如权利要求5所述的高强度热轧钢板，其特征在于， 

固溶C和固溶B的总计晶界个数密度超过4.5个/nm²且为12个/nm²以下， 

晶界上析出的渗碳体的粒径为2μm以下。 

9.如权利要求6所述的高强度热轧钢板，其特征在于， 

固溶C和固溶B的总计晶界个数密度超过4.5个/nm²且为12个/nm²以下， 

晶界上析出的渗碳体的粒径为2μm以下。 

10.一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于， 

包括以下工序： 

对钢坯进行加热后进行超过1150℃的温度区域内的累积压下率达到70%以下、1150℃以下的温度区域内的累积压下率达到10%以上且25%以下的粗轧的工序； 

继而将精轧的开始温度设定为1050℃以上、将精轧的结束温度设定为Ar3+130℃以上且Ar3+230℃以下来进行精轧的工序； 

继而将冷却速度设定为15℃/秒以上来进行冷却的工序；以及 

继而在640℃以下的温度区域内进行卷取的工序， 

所述钢坯以质量%计含有 

C：0.02%～0.1%、 

Si：0.001%～3.0%、 

Mn：0.5%～3.0%、 

P：0.1%以下、 

S：0.01%以下、 

Al：0.001%～0.041%、 

N：0.02%以下、 

Ti：0.03%～0.3%和 

Nb：0.001%～0.06%， 

还含有选自由 

Cu：0.001～1.0%、 

Cr：0.001～1.0%、 

Mo：0.001～1.0%、 

Ni：0.001～1.0%和 

V：0.01～0.2% 

组成的组中的至少一种， 

残余部分由铁和不可避免的杂质构成， 

由下述数学式1表示的参数Q为30.0以上， 

   数学式1 

数学式1中，[Ti]表示Ti含量，[S]表示S含量，其中，含量的单位为质量%。 

11.一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于， 

包括以下工序： 

对钢坯进行加热后进行超过1150℃的温度区域内的累积压下率达到70%以下、1150℃以下的温度区域内的累积压下率达到10%以上且25%以下的粗轧的工序； 

继而将精轧的开始温度设定为1050℃以上、将精轧的结束温度设定为Ar3+130℃以上且Ar3+230℃以下来进行精轧的工序； 

继而将冷却速度设定为15℃/秒以上来进行冷却的工序；以及 

继而在640℃以下的温度区域内进行卷取的工序， 

所述钢坯以质量%计含有 

C：0.02%～0.1%、 

Si：0.001%～3.0%、 

Mn：0.5%～3.0%、 

P：0.1%以下、 

S：0.01%以下、 

Al：0.001%～0.041%、 

N：0.02%以下、 

Ti：0.03%～0.3%、 

Nb：0.001%～0.06%、 

REM：0.0001%～0.02%和 

Ca：0.0001%～0.02%， 

还含有选自由 

Cu：0.001～1.0%、 

Cr：0.001～1.0%、 

Mo：0.001～1.0%、 

Ni：0.001～1.0%和 

V：0.01～0.2% 

组成的组中的至少一种， 

残余部分由铁和不可避免的杂质构成， 

由下述数学式1’表示的参数Q’为30.0以上， 

   数学式1' 

数学式1’中，[Ti]表示Ti含量，[S]表示S含量，[Ca]表示Ca含量，[REM]表示REM含量，其中，含量的单位为质量%。 

12.如权利要求11所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯满足下述数学式2， 

0.3≤([REM]/140)/([Ca]/40)          数学式2。

13.如权利要求10所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯以质量%计还含有B：0.0001%～0.005%。 

14.如权利要求11所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯以质量%计还含有B：0.0001%～0.005%。 

15.如权利要求12所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢坯以质量%计还含有B：0.0001%～0.005%。 

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