專利名稱：：擴孔加工性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及轎車、卡車等的機動車和工業(yè)機械等所使用的高強度熱軋鋼板及其制造方法，特別是涉及能夠很好地運用其優(yōu)異的擴孔加工性而作為上述各種用途的零件原材有效地運用的高強度熱軋鋼板，以及用于制造這種熱軋鋼板的有用的方法。
背景技術(shù)：
：近年來，從節(jié)能觀點出發(fā)的以用于機動車的燃油利用率提高的車體的輕量化和機動車的碰撞安全性的確保等為背景，更高強度(例如，抗拉強度為780MPa以上)的熱軋鋼板的需要增加。另外在這種高強度熱軋鋼板所使用的用途中，對該熱軋鋼板當然有延伸率的要求，而且還要求擴孔加工性優(yōu)異。由此，提出了各種用于改善作為原材而被使用的高強度鋼板的擴孔性的技術(shù)。作為這種加工用高強度熱軋鋼板，眾所周知的是具有殘留奧氏體和馬氏體的復合組織鋼板。例如在專利文獻1中提出，作為由鐵素體、貝氏體、殘留奧氏體和馬氏體組織構(gòu)成的復合組織鋼板，通過極低P鋼化、顯微組織及夾雜物的最大長度等的控制、顯微組織的硬度控制等，從而使擴孔性提高的方法。例如在專利文獻2中提出有一種高強度鋼板，在以鐵素體為主體的鐵素體一貝氏體組織中，使鋼中未與Ti和Nb反應的非固定碳量在時效處理時在晶界析出，控制提高強度的未析出碳量。此外在專利文獻3中提出一種改善擴孔加工性的技術(shù)，其通過成為如下這種高強度熱軋鋼板而實現(xiàn)該鋼板的顯微組織主要由鐵素體構(gòu)成，具有由貝氏體鐵素體和多邊鐵素體構(gòu)成的顯微組織。另外在此技術(shù)中還公開有為了精制上述組織，從熱軋結(jié)束后巻取工序中的冷卻條件和用于對其進行控制的方法。另外，例如在專利文獻4中提出，通過成為具有由貝氏體，鐵素體和多邊鐵素體構(gòu)成的顯微組織的高強度熱軋鋼板來改善擴孔性的技術(shù)。另外在此技術(shù)中，還公開有為了精制上述組織，從熱軋結(jié)束后巻取工序中的冷卻條件和用于對其進行控制的方法。然而，在至今為止所提出的技術(shù)中，實際情況是尚不能發(fā)揮穩(wěn)定良好的擴孔加工性。專利文獻h特表2004-536965號公報，專利要求的范圍等專利文獻2:特開2003-342684號公報，專利要求的范圍等專利文獻3:特開2004-250749號公報，專利要求的范圍等專利文獻4:特開2004-225109號公報，專利要求的范圍等
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明為了解決上述現(xiàn)有的高強度熱軋鋼板所具有的問題而進行，其目的在于，提供一種抗強強度在780MPa以上的高強度熱軋鋼板，是具有優(yōu)異的延伸率和擴孔加工性的高強度熱軋鋼板，以及用于制造這種高強度熱軋鋼板的有效的方法。能夠達成上述目的的所謂本發(fā)明的熱軋鋼板具有如下幾個要點該鋼板含有C:0.050.15%(質(zhì)量％的意思，以下同)、Sh1.50%以下(不含0%)、Mn:0.52.5%、P:0.035%以下(不含0%)、S:0.01%以下(含0%)、Al:0.0200.15%、Ti:0.050.2%，金屬組織是除了6095體積%的貝氏體以外，還含有固溶強化或析出強化的鐵素體或鐵素體和馬氏體的組織，該鋼板經(jīng)沖擊試驗得到的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs為0°C以下。在本發(fā)明的熱軋鋼板中，根據(jù)需要還含有如下等元素也是有效的(a)Ni:1.0%以下(不含0%)、(b)Cr:1.0%以下(不含0%)、(c)Mo:0.5%以下(不含0%)、(d)Nb:0.1%以下(不含0°/。)、(e)B:0.01%以下(不含0%)、(f)Ca:0.01%以下(不含0%)、(g)Cu:1.0%以下(不含0%)，根據(jù)所含有的元素的種類能夠進一步改善熱軋鋼板的特性。另一方面，當制造上述這種熱軋鋼板時，按如下方法進行制造即可，該方法包括將具有所述化學成分的鋼板坯加熱到1150130(TC的溫度范圍的工序；將加熱后的鋼板坯以Ar3相變點以上的終軋溫度進行熱軋而成為鋼板的工序；以3(TC/秒以上的平均冷卻速度將熱軋后的鋼板冷卻至40055(TC的溫度區(qū)域并巻取成巻的工序；以5040(TC/小時的平均冷卻速度將巻取后的巻冷卻至30(TC以下的溫度的工序。另外，還具有如下幾個要點該鋼板含有C:0.020.10%、Si:1.5%以下(不含0%)、Mn:0.52.0%、P:0.025%以下(不含0%)、S:0.010%以下(含0%)、Al:0.0200.15%、Ni:1%以下(不含0%)、Cr:1%以下(不含0%)、Nb:0.08%以下(不含0%)、Ti:0.050.2%，其中，金屬組織實質(zhì)上是鐵素體的單相組織，該鋼板經(jīng)沖擊試驗得到的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs為(TC以下。在本發(fā)明的熱軋鋼板中，根據(jù)需要還含有如下等元素也有效(a)Mo:0.5%以下(不含0°/。)、(b)Cu:1.0%以下(不含0%)、(C)B:0.01%以下(不含0%)、(d)Ca:0.005%以下(不含0%)，根據(jù)所含有的元素的種類能夠進一步改善熱軋鋼板的特性。其中特別是含有Mo時，優(yōu)選使其滿足下述(1)式。([Mo]/96)/([P]/31)》1.0…(1)其中，[Mo]和[P]分別表示Mo和P的含量(質(zhì)量％)。另一方面，當制造上述這樣的熱軋鋼板時，按如下方法進行制造即可，該方法包括將具有所述化學成分的鋼板坯加熱到11501300。C的溫度范圍的工序；將加熱后的鋼板坯以AT3相變點以上的終軋溫度進行熱軋而成為鋼板的工序；以30'C/秒以上的平均冷卻速度將熱軋后的鋼板冷卻至50065(TC的溫度區(qū)域并巻取成巻的工序；以5040(TC/小時的平均冷卻速度將巻取后的巻冷卻至30(TC以下的溫度的工序。根據(jù)本發(fā)明，除了控制化學成分組成和顯微組織以外，通過適度控制斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs,能夠?qū)崿F(xiàn)延伸率和擴孔加工性優(yōu)異的熱軋鋼板，這種熱軋鋼板在2mm板厚下，成為抗拉強度780MPa以上、延伸率20%以上、和擴孔率60%以上的高強度熱軋鋼板。用這種熱軋鋼板，能夠使歷來從成形性的觀點出發(fā)而無法應用的熱軋鋼板適用于機動車和工業(yè)機械等的各種構(gòu)件，不僅有助于構(gòu)件的低成本化，而且能夠降低各種零件的板厚以及提高機動車的碰撞安全性，進而有助于機動車的高性能化。圖1是表示實施例1的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率X的關(guān)系的曲線圖。圖2是表示實施例1的巻取成巻后的冷卻速度與斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs的關(guān)系的曲線圖。圖3是表示實施例2的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率人的關(guān)系的曲線圖。圖4是表示實施例2的巻取成巻后的冷卻速度與斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs的關(guān)系的曲線圖。圖5是表示實施例3的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率t的關(guān)系的曲線圖。圖6是表示實施例3的巻取成巻后的冷卻速度與斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs的關(guān)系的曲線圖。圖7是表示實施例4的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率X的關(guān)系的曲線圖。圖8是表示實施例4的巻取成巻后的冷卻速度與斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs的關(guān)系的曲線圖。具體實施方式實施方式l本發(fā)明者們?yōu)榱藢崿F(xiàn)擴孔加工性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板，從各種各樣的角度進行研究。其結(jié)果判明，如果在適度調(diào)整鋼的化學成分組成后，規(guī)定制造條件，使鋼板的顯微組織成為如下這樣的組織貝氏體體積率為6095%，余量含有使TiC和/或Nb和Mo的碳化物微細析出的鐵素體或鐵素體與馬氏體，則能夠?qū)崿F(xiàn)抗拉強度為780MPa以上的鋼板。另外還發(fā)現(xiàn)，在巻取成巻后，通過控制巻取成巻的冷卻條件，能夠控制通過沖擊試驗求得的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs，如果使該斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs處于適當?shù)姆秶鷥?nèi)，則能夠使熱軋鋼板的擴孔加工性良好，從而完成本發(fā)明。以下，沿著本發(fā)明完成的過程說明其作用效果。在具有780MPa以上的抗拉強度的鋼板中，為了提高延伸率和擴孔加工性(以下稱為"擴孔性")，有效的方法是盡可能低C化，使主相為貝氏體組織，并且以適當?shù)捏w積分率含有固溶強化和析出強化的鐵素體組織，由于通過低C化能夠使貝氏體的硬度降低，從而改善貝氏體的延展性，并且減小與固溶強化和析出強化了的鐵素體的硬度差，因此被認為能夠確保高的延伸率和高的擴孔性。然而，即使是在同一組成、同一條件下進行熱軋的鋼板，由于巻曲也會造成擴孔性變化。因此，本發(fā)明者們著眼于擴孔性和韌性的關(guān)系，對于通過沖擊試驗求得的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔性的關(guān)系進行調(diào)查時發(fā)現(xiàn)，它們之間存在著良好的相關(guān)關(guān)系，為了確保擴孔率(關(guān)于測定方法后述)為60%以上的良好的擴孔性，使斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs在O'C以下即可(參照后述圖1、3)。對于上述的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs高(即韌性值低)的鋼板進行更詳細地調(diào)查時判明，若低溫破壞則晶界破壞，并且，若使用俄歇分析裝置分析該晶界斷裂，則可觀察到P在晶界偏析發(fā)生。相對于此，在被認為韌性良好(g卩，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度低)的鋼板中，即使以低溫破壞，也僅僅確認到劈開破壞，而不能確認到在晶界偏析的元素的有無。如上述的在鐵素體晶界偏析的P，由于取巻成巻的冷卻為徐冷，能夠確認到在與粒內(nèi)相比呈不穩(wěn)定的晶界有P擴散、偏析。本發(fā)明者們從如果防止上述這樣的P的偏析則能夠使韌性良好的觀點出發(fā)，就其方法進一步反復研究，結(jié)果是縮短擴散時間無效，基于這一點考慮，為此關(guān)于具體的方法從各種角度加以研究。其結(jié)果判明，將鋼板巻取成巻后，以50'C/小時(以下記為"°C/hr")以上的平均冷卻速度冷卻到300'C以下的溫度范圍，由此斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs變低，韌性值能夠提高。(參照后述圖2、4)。為了使本發(fā)明的熱軋鋼板具備此基本的機械的特性(屈服強度YS、抗拉強度TS、延伸率EL等)，還需要適當調(diào)整其化學成分組成，本發(fā)明規(guī)定的化學成分組成的范圍限定理由如下。C:0.050.15%C作為強度提高元素是基本的成分，為了確保鋼板的抗拉強度在780MPa以上而需要含有0.05%以上。然而，若C含量超過0.15X，則在顯微組織中鐵素體以外的第二相(例如馬氏體等)會生成并增加，將使擴孔性劣化。還有，C含量的優(yōu)選下限為0.06。/。，優(yōu)選上限為0.10%。Si:1.5%以下(不含0%)Si促進多邊鐵素體的生成，不會使延伸率及擴孔性降低，是在確保強度方面有效的元素。這一效果隨著其含量的增加而變大，但若過量含有，則表面性狀顯著劣化，并且使熱變形阻抗增大，鋼板的制造會變得困難，因此其含量應該在1.5%以下。還有，&含量的優(yōu)選下限為0.2%，優(yōu)選上限為1.0%。Mn:0.52.5%Mn是有助于鋼固溶強化的元素，為了確保780MPa以上的抗拉強度，需要至少使之含有0.5%以上。然而，若使Mn過量地含有，則淬火性變得過高而大量生成相變生成物，將難以確保高的擴孔率，因此其應該在2.5%以下。還有，Mn含量的優(yōu)選下限為1.4%，優(yōu)選上限為2.3%。P:0.035%以下(不含0%)P是不會使延展性劣化而有助于鋼固溶強化的元素，在本發(fā)明中是特別重要的元素。若P的含量過量，則在巻取成巻后的冷卻中在晶界偏析，使韌性劣化，將使斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs上升。由此,P的含量最好在0.035%以下。還有，P的含量的優(yōu)選上限為0.025%。S:0.01%以下(含0%)s是在制造工序中會不可避免混入的元素，但是其會形成對擴孔性有不良影響的硫化物系夾雜物，因此優(yōu)選盡可能降低。從這一觀點出發(fā)，s含量最好抑制在0.01%以下。還有，S含量的優(yōu)選上限0.008%，更優(yōu)選為0.005%以下。Al:0.020.15%Al在熔煉時被作為脫氧元素添加，是有助于提高鋼的純凈度的元素。為了發(fā)揮這一效果，需要使A1含有0.02M以上，但若其含量變得過量，則氧化鋁系夾雜物大量生成而成為表面瑕疵的原因，因此有必要使之在0.15%以下。還有，Al含量的優(yōu)選下限為0.025%，優(yōu)選上限為0.06%。Ti:0.050.2%Ti使鐵素體中的C和N作為析出物進行析出強化而強化鐵素體，并且降低鐵素體中的固溶C量和滲碳體量，是在提高擴孔性方面有效的元素，在確保780MPa以上的抗拉強度上是重要的元素。為了發(fā)揮這些效果，11含量需要在0.05%以上。然而，若Ti含量變得過量，則延展性劣化，并且上述效果也飽和，因此需要其在0.2%以下。還有，Ti含量的優(yōu)選下限為0.08%，優(yōu)選上限為0.18%。在本發(fā)明的熱軋鋼板中，上述成分以外的部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)(例如V和Sn等)構(gòu)成，但根據(jù)需要含有Ni、Cr、Mo、Nb、B、Ca、Cu等也有效。含有這些元素時的范圍規(guī)定理由如下。Ni:1%以下(不含0%)Ni是在使鋼固溶強化方面有效的元素，但若其含量過量，則該效果飽和，在經(jīng)濟性上不利，因此優(yōu)選在1%以下。Ni添加帶來的上述效果隨著其含量的增大而變大，但是從以鐵素體單相組織來確保780MPa以上的抗拉強度這一觀點出發(fā)，優(yōu)選Ni至少含有O.P/。，更優(yōu)選含有0.2%以上。另外，Ni含量的優(yōu)選上限為0.8%，更優(yōu)選0.5%以下。Cr:1,0%以下(不含0%)、Cr使鋼中的C成為析出物而進行析出強化，在強化鐵素體方面是有效的元素，但是其含量要是過量，該效果也是飽和，在經(jīng)濟性上不利，因此優(yōu)選在1.0%以下。添加Cr帶來的上述效果隨著其含量的增大而變大，但為了有效地發(fā)揮上述效果，優(yōu)選使Cr至少含有O.P/。，更優(yōu)選含有0.2%以上。另夕卜，Cr含量的優(yōu)選上限為0.8。/。，更優(yōu)選0.5%以下。Mo:0.5%以下(不含0%)Mo作為碳化物在鐵素體中析出，在鐵素體析出強化上是非常有效的元素。另外在取巻成巻被冷卻時，其對防止鐵素體晶界有P偏析而使韌性值降低，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs上升也有效。這一效果隨著其含量的增加而變大，但若Mo的含量過量，則該效果飽和，因此優(yōu)選在0.5%以下。Nb:0.1%以下(不含0%)Nb使熱終了后從奧氏體生成的鐵素體微細化，是有助于提高擴孔性的元素。另外，其使鋼中的C和N作為析出物而進行析出強化，有效地使鐵素體強化。這一效果隨著其含量的增加而變大，但其含量過量該效果也是飽和，在經(jīng)濟性上不利，因此最好在O.P/。以下。為了有效地發(fā)揮Nb帶來的上述效果，優(yōu)選含有0.01%以上，更優(yōu)選含有0.02%以上。還有，Nb含量的優(yōu)選上限為0.08%，更優(yōu)選為0.07%以下。B:0.01%以下(不含0°/。)B使鋼的晶界能降低，是在抑制P的晶界偏析上有效的元素。這一效果隨著其含量的增加而變大，但其含量過量該效果也是飽和，因此優(yōu)選在0.01%以下。還有，B含量的優(yōu)選下限為0.001°/。，更優(yōu)選上限為0.005%。Ca:0.01%以下(不含0%)Ca使鋼板中的硫化物球狀化，是在使擴孔性提高方面有效的元素，但其含量過量該效果也是飽和，因此優(yōu)選在0.01%以下。為了有效地發(fā)揮Ca帶來的效果，優(yōu)選使Ca含有0.001。/。以上。還有，Ca的更優(yōu)選上限為0.005%。Cu:1,0%以下(不含0%)Cu與Ti、Nb—起添加時，會促進TiC和Nb的均一微細析出，微細析出帶來強度上升，進而擴孔性也提高，因此是有效的元素，但其含量過量該效果也是飽和，在經(jīng)濟性上不利，因此優(yōu)選在1.0%以下。Cu添加帶來的上述效果隨著其含量的增加而變大，不過為了有效地發(fā)揮上述效果，優(yōu)選使Cu至少含有0.1。/。以上，更優(yōu)選使之含有0.3%以上。另外Cu含量的優(yōu)選上限為0,8%。在本發(fā)明的熱軋鋼板中，為了在高強度下且具有高擴孔性，并使延展性優(yōu)異，金屬組織的構(gòu)成也是重要的要件。為了實現(xiàn)高強度和高擴孔性，需要以雖然為高強度但是與馬氏體相比其與鐵素體的硬度差相對小的貝氏體為主相，且為了確保延展性，需要含有鐵素體。從這一觀點出發(fā)，通過使金屬組織中的貝氏體相處在6095體積％的范圍，能夠得到高強度下加工性良好的鋼板。本發(fā)明的鋼板的金屬組織，基本上是(貝氏體+鐵素體)，但也可以使鐵素體的一部分變成馬氏體。還有，在本發(fā)明中所謂"鐵素體"包括多邊鐵素體、準多邊鐵素體，針狀鐵素體和貝氏體鐵素體等的位錯密度高的組織屬于本發(fā)明中的"貝氏體"。接著，對于本發(fā)明的制造方法進行說明。為了制造本發(fā)明的高強度鋼板，如前述至少需要適當控制巻取查那嘎巻后的冷卻速度，關(guān)于其他的條件(熱軋條件)遵循通常的條件即可，本發(fā)明的制造方法中的基本的制造條件如下。當制造本發(fā)明的高強度熱軋鋼板時，首先，使按照上述那樣控制化學成分組成的鋼板根據(jù)常規(guī)方法成為鑄片，供于熱軋，但這時的板坯加熱溫度需要在115(TC以上。這是奧氏體中TiC和Nb(C、N)固溶開始的溫度，通過加熱到該溫度以上，能夠有效地使添加的Ti和Nb在鋼中固溶。固溶的Ti和Nb在熱軋終止后的鐵素體生成時與鐵素體中的固溶C和固溶N反應，并作為化合物析出，從而對鋼板析出強化，由此能夠得到希望的抗拉強度。但是，若該加熱溫度變得過高，則將招致加熱爐的損壞和能源成本的增大，因此需要在130(TC以下。在進行熱軋時，基本上遵循通常的熱軋條件即可，沒有特別的條件的制約，但是熱軋終軋溫度需要是作為奧氏體單相溫度區(qū)域的Af3相變點以上的溫度。若熱軋溫度降低而低于Ar3相變點，則熱軋將在鐵素體一奧氏體的二相組織下結(jié)束，因此加工鐵素體(加工組織的意思)殘留，延展性和擴孔性劣化。另外，會在表層部形成粗大組織，使延伸率降低。此外，雖然在熱軋中固溶Nb和固溶Ti作為碳氮化物析出，但是該析出物對強度上升沒有幫助。其結(jié)果是，在鐵素體中析出而與鐵素體的強度上升沒有關(guān)聯(lián)，作為初衷的添加目的的析出強化量減少，從而得不到鋼材希望的強度。在熱軋終止后的冷卻中，需要以30'C/秒(以下記為'C/s)以上的平均冷卻速度冷卻至400550'C的巻取溫度范圍，不過這是為了使從奧氏體生成的貝氏體組織成為均一的整細粒組織，使延展性和擴孔性提高。即，若這時的平均冷卻速度比3(TC/s慢，則相變后的鐵素體粗大化，另外在貝氏體內(nèi)部析出的碳化物的凝集、成長加速，粗大的碳化物生成，使延展性和擴孔性劣化。之所以使巻取溫度處于40055(TC的溫度范圍，是為了使鋼的顯微組織成為以貝氏體為主體的組織。BP，若巻取溫度比400'C低，則馬氏體組織生成，擴孔性降低。另外碳氮化物的析出強化量不足，得不到希望的強度。另一方面，若巻取溫度超過55(TC而變成高溫，則滲碳體析出，珠光體組織混入，強度反而降低。另外擴孔性也降低。由此，巻取溫度需要為40055(TC的溫度范圍，優(yōu)選為40050(TC的溫度范圍。在巻取后的巻材的冷卻中，為了防止鋼中的P向鐵素體晶界偏析，需要以50°C/hr以上的平均冷卻速度從巻取溫度冷卻到300°C以下的溫度范圍。若比該平均冷卻速度慢，則冷卻中引起P向鐵素體晶界的析出，由沖擊試驗求得的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs變高，無法獲得良好的擴孔性。還有，關(guān)于如上所述確保巻取成巻后的冷卻速度的方法沒有特別限定，但可列舉例如使用鼓風機對巻取巻進行鼓風冷卻的方法；鼓風中含霧(鼓風+霧)進行冷卻的方法；使用灑水噴嘴對巻材進行水冷的方法；此外還有將巻材浸漬在水槽中的方法等。實施方式2本發(fā)明者們?yōu)榱藢崿F(xiàn)擴孔加工性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板，從各種角度進行研究。其結(jié)果判明，如果在適度調(diào)整鋼的化學成分組成后，規(guī)定制造條件，使鋼板的顯微組織為鐵素體單相組織，此外使TiC和/或Nb和Mo的碳化物在該組織中微細地析出，則能夠?qū)崿F(xiàn)抗拉強度為780MPa以上的鋼板。另外還發(fā)現(xiàn)，在巻取成巻后，通過控制巻取成巻的冷卻條件，能夠控制通過沖擊試驗求得的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs，如果使該斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs處于適當?shù)姆秶鷥?nèi)，則能夠使熱軋鋼板的擴孔加工性良好，從而完成本發(fā)明。以下，沿著本發(fā)明完成的過程說明其作用效果。在具有780MPa以上的抗拉強度的鋼板中，為了提高延伸率和擴孔加工性(以下稱為"擴孔性")，有效的方法是盡可能低C化，使主相為鐵素體組織，作為固溶強化和析出強化的組織，由此得到的鋼板內(nèi)的組織和硬度均一，因此被認為能夠確保高延伸率和高擴孔性。然而，即使是在同一組成、同一條件下進行熱軋的鋼板，巻曲也會造成擴孔性變化。因此，本發(fā)明者們著眼于擴孔性和韌性的關(guān)系，對于通過沖擊試驗求得的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔性的關(guān)系進行調(diào)查時發(fā)現(xiàn)，它們之間存在著良好的相關(guān)關(guān)系，為了確保擴孔率(關(guān)于測定方法后述)為60%以上的良好的擴孔性，使斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs在0°C以下即可(參照后述圖5、7)。對于上述的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs高(即韌性值低)的鋼板進行更詳細地調(diào)査時判明，若使其低溫破壞則晶界破壞，并且，若使用俄歇分析裝置分析該晶界斷裂，則可觀察到P的晶界偏析發(fā)生。相對于此，在被認為韌性良好的鋼板中，即使以低溫使之破壞，也僅僅確認到劈開破壞，關(guān)于在晶界偏析的元素的有無則不能確認。如上述的在鐵素體晶界偏析的P，由于巻取成巻的冷卻為徐冷，從而能夠確認到在相比粒內(nèi)為不穩(wěn)定的晶界有P擴散、偏析。本發(fā)明者們從如果防止上述這樣的P的偏析則能夠使韌性良好的觀點出發(fā)，就其方法進一步反復研究，結(jié)果是縮短擴散時間無效，基于這一點考慮，為此關(guān)于具體的方法從各種角度加以研究。其結(jié)果判明，將鋼板巻取成巻后，通過以50。C/小時以上的平均冷卻速度冷卻到300。C以下的溫度范圍，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs變低，韌性值能夠提高。(參照后述圖6、8)。在本發(fā)明的熱軋鋼板中，為了使之具備此基本的機械的特性(屈服強度YS、抗拉強度TS、延伸率EL等)，還需要適當調(diào)整其化學成分組成，本發(fā)明規(guī)定的化學成分組成的范圍限定理由如下。C:0.020.10%c作為強度提高元素是基本的成分，為了確保鋼板的抗拉強度在780MPa以上而需要含有0.02。/。以上。然而，若C含量超過0.10，則在顯微組織中鐵素體以外的第二相(例如珠光體，貝氏體、馬氏體等)會生成并增加，使擴孔性劣化。還有，C含量的優(yōu)選下限為0.03。/。，優(yōu)選上限為0.06%。Si:1.5%以下(不含0%)Si促進多邊鐵素體的生成，不會使延伸率及擴孔性降低，是在確保強度方面有效的元素。這一效果隨著其含量的增加而變大，但若過量含有，則表面性狀顯著劣化，并且使熱變形阻抗增大，鋼板的制造會變得困難，因此其含量應該在1.5%以下。還有，Si含量的優(yōu)選下限為0.2%，優(yōu)選上限為1.0%。Mn:0.52.0%Mn在使鋼固溶強化上是有用的元素，為了確保780MPa以上的抗拉強度，需要至少含有0.5%以上。然而，若使Mn過量地含有，則淬火性變得過高而大量生成相變生成物，將難以確保高的擴孔率，因此其應該在2.0%以下。還有，Mn含量的優(yōu)選下限為0.7%，優(yōu)選上限為1.9%。P:0.025%以下(不含0%)P是不會使延展性劣化而有助于使鋼固溶強化的元素，在本發(fā)明中是特別重要的元素。若P的含量過量，則在巻取后的冷卻中在晶界偏析，使韌性劣化，將使斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs上升。由此，P的含量優(yōu)選在0.025%以下。還有，P的含量的優(yōu)選上限為0.015%。S:0.01%以下(含0%)s是在制造工序中會不可避免混入的元素，但是其會形成對擴孔性有不良影響的硫化物系夾雜物，因此優(yōu)選盡可能降低。從這一觀點出發(fā)，s含量最好抑制在0.01%以下。還有，S含量的優(yōu)選上限為0.005%，更優(yōu)選為0.003%以下。Al:0.020.15o/oAl在熔煉時被作為脫氧元素添加，是在提高鋼的純凈度方面有效的元素。為了發(fā)揮這一效果，需要使Al含有0.02。/。以上，但若其含量過量，則氧化鋁系夾雜物大量生成而成為表面瑕疵的原因，因此需要在0.15%以下。還有，Al含量的優(yōu)選下限為0.03。/。，優(yōu)選上限為0.06%。Ni:1%以下(不含0%)Ni是在使鋼固溶強化方面有效的元素，但若其含量過量，則該效果飽和，在經(jīng)濟性上不利，因此優(yōu)選在1%以下。Ni添加帶來的上述效果隨著其含量的增大而變大，但是從以鐵素體單相組織來確保780MPa以上的抗拉強度這一觀點出發(fā)，優(yōu)選使Ni至少含有0.1。/。，更優(yōu)選含有0.3%以上。另夕卜，Ni含量的優(yōu)選上限為0.8。/。，更優(yōu)選0.6%以下。Cr:1%以下(不含0%)、Cr使鋼中的C成為析出物而進行析出強化，在強化鐵素體方面是有效的元素，但是其含量要是過量，該效果也是飽和，在經(jīng)濟性上不利，因此優(yōu)選在1%以下。添加Cr帶來的上述效果隨著其含量的增大而變大，但為了有效地發(fā)揮上述效果，優(yōu)選使(>至少含有0.1%，更優(yōu)選含有0.3%以上。另外，Cr含量的優(yōu)選上限為0.8。/。，更優(yōu)選0.5%以下。Nb:0.08%以下(不含0%)Nb使從熱軋結(jié)束后的奧氏體生成的鐵素體微細化，是有助于提高擴孔性的元素。另外，其使鋼中的C和N成為析出物而進行析出強化，有效地使鐵素體強化。這一效果隨著其含量的增加而變大，但其含量過量該效果也是飽和，在經(jīng)濟性上不利，因此優(yōu)選在0.08%以下。為了有效地發(fā)揮Nb帶來的上述效果，優(yōu)選含有0.01%以上。還有，Nb含量的優(yōu)選上限為0.06%，更優(yōu)選為0.05%以下。Ti:0.050.2%Ti使鐵素體中的C和N作為析出物進行析出強化而強化鐵素體，并且降低鐵素體中的固溶C量和滲碳體量，在提高擴孔性方面是有效的元素，在確保780MPa以上的抗拉強度上是重要的元素。為了發(fā)揮這些效果，Ti含量需要在0.05。/。以上。然而，若Ti含量變得過量，則延展性劣化，并且上述效果也飽和，因此需要其在0.2%以下。還有，Ti含量的優(yōu)選下限為0.08%，優(yōu)選上限為0.15%。在本發(fā)明的熱軋鋼板中，上述成分以外的部分由Fe和不可避免的雜質(zhì)(例如V和Sn等)構(gòu)成，但根據(jù)需要而含有Mo、Cu、B、Ca等也有效。使這些元素含有時的范圍規(guī)定理由如下。Mo:0.5%以下(不含0%)Mo作為碳化物在鐵素體中析出，在鐵素體析出強化上是非常有效的元素。另外在巻取成巻被冷卻時，其對防止鐵素體晶界有P偏析而使韌性值降低，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs上升也有效。為了發(fā)揮這一效果的需要的Mo量根據(jù)P含量的變化也會發(fā)生變化，但優(yōu)選以Mo和P的原子比計含有1.0以上的量[即滿足下式(1)的量]。但是若Mo的含量過量，則其效果飽和，因此Mo含量優(yōu)選為0.5%以下。([Mo]/96)/.([P]/31)禮0…(1)其中，[Mo]和[P]分別表示Mo和P的含量(質(zhì)量％)。Cu:1.0%以下(不含0%)Cu有提高鋼的機械性的強度，改善材質(zhì)的效果。這一效果隨著Cu含量的增加而變大，但若使之過量地含有則反而使加工性劣化，因此優(yōu)選為1.0%以下。還有，用于發(fā)揮上述效果的Cu含量的優(yōu)選下限為0.05%，更優(yōu)選上限為0.5%。B:0.01%以下(不含0%)B使鋼的晶界能降低，是在抑制P的晶界偏析上有效的元素。這一效果隨著其含量的增加而變大，但其含量過量該效果也是飽和，因此優(yōu)選為0.01%以下。還有，B含量的優(yōu)選下限為0.001%，更優(yōu)選上限為0.005%。Ca:0.005%以下(不含0%)Ca使鋼板中的硫化物球狀化，是在使擴孔性提高方面有效的元素，但右其含量過量則該效果飽和，因此優(yōu)選在0.005%以下。為了有效地發(fā)揮Ca添加帶來的效果，優(yōu)選使Ca含有0.001。/。以上。還有，Ca的更優(yōu)選上限為0.004%。在本發(fā)明的熱軋鋼板中，該顯微組織實質(zhì)上由鐵素體單相組織構(gòu)成。這里所謂"實質(zhì)上的鐵素體單相組織"，意思是鐵素體相至少為90面積％以上。因此，在本發(fā)明的鋼板中，其組織中基本上不含珠光體、貝氏體、馬氏體、殘留奧氏體等的各組織(10面積％以下)。另外在本發(fā)明中所謂"鐵素體"包括多邊鐵素體、準多邊鐵素體，但針狀鐵素體和貝氏體鐵素體等因為位錯密度高，所以不利于獲得高延展性，從這一觀點出發(fā)，不包括在本發(fā)明的"鐵素體"中。接著，對于本發(fā)明的制造方法進行說明。為了制造本發(fā)明的高強度鋼板，如前述至少需要適當控制巻取后的冷卻速度，關(guān)于其他的條件(熱軋條件)遵循通常的條件即可，本發(fā)明的制造方法中的基本的制造條件如下。當制造本發(fā)明的高強度熱軋鋼板時，首先，使按照上述那樣控制化學成分組成的鋼板根據(jù)常規(guī)方法成為鑄片，供于熱軋，但這時的板坯加熱溫度需要在115(TC以上。這是奧氏體中TiC和Nb(C、N)固溶開始的溫度，通過加熱到該溫度以上，能夠有效地使添加的Ti和Nb在鋼中固溶。固溶的Ti和Nb在熱軋終止后的鐵素體生成時使鐵素體中的固溶C和固溶N析出，從而對鋼板析出強化，由此能夠得到希望的抗拉強度。但是，若該加熱溫度變得過高，則將招致加熱爐的損壞和能源成本的增大，因此需要在130(TC以下。在進行熱軋時，基本發(fā)遵循通常的熱軋條件即可，沒有特別的條件的制約，但是熱軋終軋溫度需要為奧氏體單相溫度區(qū)域的Af3相變點以上的溫度。若熱軋溫度降低而低于Ai3相變點，則熱軋將在鐵素體—奧氏體的二相組織下結(jié)束，因此加工鐵素體(加工組織的意思)殘留，延展性和擴孔性劣化。另外，會在表層部形成粗大組織，使延伸率降低。此外，雖然在熱軋中固溶Nb和固溶Ti作為碳氮化物析出，但是該析出物對強度上升沒有幫助。其結(jié)果是，在鐵素體中析出而與鐵素體的強度上升沒有關(guān)聯(lián)，作為初衷的添加目的的析出強化量減少，從而得不到鋼材希望的強度。在熱軋終止后的冷卻中，需要以3(TC/秒(以下記為"C/s)以上的平均冷卻速度冷卻至50065(TC的巻取溫度范圍，不過這是為了使從奧氏體生成的鐵素體組織成為均一的整細粒組織。g卩，若這時的平均冷卻速度比30。C/s慢，則相變后的鐵素體粗大化，擴孔性劣化。之所以使巻取溫度處于50065(TC的溫度范圍，是為了使鋼的顯微組織成為以鐵素體單相組織。即，若巻取溫度比50(TC低，則貝氏體組織混入，延伸率降低。另外碳氮化物的析出強化量不足，得不到理想的強度。為了確保更優(yōu)異的延伸率，優(yōu)選巻取溫度為55(TC以上。另一方面，若巻取溫度超過650'C而變成高溫，則有助于析出強化的碳/氮化物(碳化物、氮化物和碳氮化物)的析出尺寸粗大化，強度反而降低。由此，巻取溫度需要為50065(TC的溫度范圍，優(yōu)選為550650""C的溫度范圍。在巻取后的巻材的冷卻中，為了防止鋼中的P向鐵素體晶界偏析，需要以50°C/hr以上的平均冷卻速度從巻取溫度冷卻到30(TC以下的溫度范圍。若比該平均冷卻速度慢，則冷卻中引起P向鐵素體晶界的析出，由沖擊試驗求得的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs變高，無法獲得良好的擴孔性。還有，關(guān)于如上所述確保巻取成巻后的冷卻速度的方法沒有特別限定，但可列舉例如使用鼓風機對巻取巻進行鼓風冷卻的方法；鼓風中含霧(鼓風+霧)進行冷卻的方法；使用灑水噴嘴對巻取巻進行水冷的方法;此外還有將巻取巻浸漬在水槽中的方法等。以下，通過實施例更詳細地說明本發(fā)明，但下述實施例并沒有限定本發(fā)明的性質(zhì)，只要符合前、后述的宗旨進行設(shè)計變更均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍。還有，實施例l、2屬于上述的實施的方式1，實施例3、4屬于上述的實施的方式2。實施例實施例1將具有下述表1所示化學成分的各種鋼板坯，以125(TC的板坯加熱溫度保持30分鐘后，通過通常的熱軋工序，使終軋溫度為900°C，得到厚4皿的熱軋鋼板。其后，以3(TC/s的平均冷卻速度進行冷卻，以使用電加熱爐的60(TC的巻取溫度進行30分鐘的巻取處理后，為了改變之后的冷卻速度，進行控制冷卻速度的爐冷卻，從爐中取出后通過放冷、鼓風(鼓風+霧)冷卻、噴水冷卻、在水槽浸漬等進行冷卻，得到各種熱軋鋼板。[表l]<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>對于如此得到的熱軋鋼板，利用JIS5號試驗片在軋制方向上進行直角方向(C方向)的沖擊試驗，測定機械的特性(屈服強度YS、抗拉強度TS、延伸率EL等)，并且根據(jù)由下述的方法測定的擴孔率人評價擴孔性，并且根據(jù)下述的方法測定斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs。另外，對各鋼板的顯微組織進行硝酸乙醇腐蝕后，用掃描型電子顯微鏡鑒定其鐵素體、貝氏體、馬氏體，圖像分析裝置測定貝氏體面積率。還有，沖擊試驗片是將得到的熱軋鋼板的兩面進行研磨，以尺寸為厚2.5mm的試驗片進行試驗。[擴孔率X測定法]用60。圓錐沖頭從沖孔側(cè)對初期孔直徑為10mm(d())的穿孔進行擴孔，測定有裂紋在板厚方向上貫通的時間點的孔徑d(mm)，根據(jù)下式測定擴孔率入。人={(d_d0)/d0}X100(%)[d0=10mm][斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs的測定方法]采用通過機械加工制作的JIS4號沖擊試驗片，依據(jù)JISZ2242的試驗方法進行沖擊試驗，通過依據(jù)JIS的方法求得脆性斷裂率(或延展性斷裂率)，由(試驗溫度vs脆性斷裂率)的曲線求得脆性斷裂率為50°/。以上的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs。更詳細地說，是使試驗溫度以IO'C或2(TC的間隔變化。這時，對于試驗溫度(試驗片溫度)的管理遵循JISZ2242規(guī)定的條件。然后進行沖擊試驗，其后觀察試驗片斷面，區(qū)別顯示脆性斷裂的區(qū)域和顯示延展性斷裂的區(qū)域，遵循同一JIS的規(guī)定，采用下式計算脆性斷裂率。B=C/AX100(%)在此，B:脆性斷裂率(％)，C:脆性斷裂的面積，A:斷裂的整個面積接著繪制試驗溫度與脆性斷裂率并求得近似曲線，將該近似曲線顯示出脆性斷裂率50%的試驗溫度作為斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs。這些結(jié)果與制造條件一起顯示在下述表2中。另外，基于這些結(jié)果，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率X的關(guān)系顯示在圖1中，巻取后的冷卻速度與斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs的關(guān)系顯示在圖2中。[表2]<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>如圖1表明的可知，在斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率X之間能夠確認到良好的相關(guān)關(guān)系，為了確保作為目標的良好的擴孔率人a=60%)，使斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs在O'C以下即可。還有，作為擴孔性是否優(yōu)良的標準雖然是"擴孔率人60%以上"，但這是應用高強度熱軋鋼板加工成各種構(gòu)件時所要求的特性水平。另一方面，如圖2表明的可知，根據(jù)模擬取巻的冷卻的冷卻速度，影響擴孔率人的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs變化。這時為了將斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs確保在作為目標的0°C以下，需要以50°C/hr以上的冷卻速度冷卻。對于這時的沖擊試驗片的斷面進行SEM觀察時，在斷裂面轉(zhuǎn)變溫度VTrs高的試驗片的脆性斷面上觀察到晶界斷面。相對于此，在斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs低的試驗片的脆性斷面上只觀察到劈開斷裂。因此，使用俄歇電子能譜分析儀測定該晶界斷裂部的結(jié)果為，在晶界檢測出高濃度的P。因此，在該鐵素體晶界偏析的P使母材的韌性值降低，不能抑制擴孔試驗時的龜裂傳播，可以認為是低特性。即，可知通過控制巻的巻取后的冷卻速度，在鐵素體晶界偏析的P的擴散受到抑制，將能夠得到擴孔率X值高的特性。實施例2將具有下述表3所示化學成分的各種鋼板坯，以125(TC的板坯加熱溫度保持30分鐘后，通過通常的熱軋工序，在終軋溫度為90093(TC下得到厚4腿的熱軋鋼板。其后，以30°C/s的平均冷卻速度進行冷卻，使用電加熱爐以450650°C的巻取溫度進行30分鐘的巻取處理后，為了改變之后的冷卻速度而進行控制冷卻速度的爐冷卻，從爐中取出后進行放冷、鼓風(鼓風+霧)冷卻、噴水冷卻、在水槽浸漬等的冷卻，得到各種熱軋鋼板。[表3]<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>對于如此得到的熱軋鋼板，利用JIS5號試驗片在軋制方向上進行直角方向的拉伸試驗，測定機械的特性(屈服強度YS、抗拉強度TS、延伸率EL等)，并且根據(jù)與實施例1同樣的方法測定的擴孔率X和斷裂面轉(zhuǎn)變溫度。其結(jié)果與制造條件(終軋溫度、巻取溫度、巻取后的冷卻速度)一起顯示在下述表4中。另外，基于這些結(jié)果，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率入的關(guān)系顯示在圖3中，巻取后的冷卻速度與斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs的關(guān)系顯示在圖4中。[表4]<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>如圖3表明的可知，與實施例1一樣，在斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率X之間能夠確認到良好的相關(guān)關(guān)系，為了確保作為目標的良好的擴孔率入a=60%)，使斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs在0"以下即可。另外如圖4表明的可知，根據(jù)模擬巻取巻的冷卻的冷卻速度，影響擴孔率t的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs變化。這時為了將斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs確保在作為目標的0。C以下，需要以5(TC/hr以上的冷卻速度進冷卻。還有，圖4由虛線圍起的部分是化學成分組成脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍的部分，因此斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs上升。另外由這些結(jié)果能夠進行如下考察。試驗No.l—312、1一17、l一18、1—2025、1—27、1—28、1—30、1—31滿足本發(fā)明規(guī)定的全部要件，機械的特性及擴孔率均良好，可知能夠?qū)崿F(xiàn)高強度且加工性良好的熱軋鋼板。相對于此，試驗No.1—16、1—19、1一26、1一29、1一3239缺少本發(fā)明規(guī)定的某個要件，機械的特性和擴孔性的至少一種特性劣化。首先，試驗No.l—16、1一19、1一26、1—29其巻巻取后的平均冷卻速度小，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs高，得不到良好的擴孔性。另外，試驗No.1_32、l一33是Si含量過量的鋼板(表3的鋼種1一J)，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度VTrs高，得不到良好的擴孔性。試驗No.l—34、No.1—35是Mn含量過量的鋼板(表3的鋼種l一K)，延展性(延伸率)降低，并且斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs高，得不到良好的擴孔性。試驗No.1—36是P含量過量的鋼板(表3的鋼種1一L)，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs高，得不到良好的擴孔性。試驗No.1—37、No.1—38是Ti含量和C含量分別過量的鋼板(表3的鋼種1一M、1一N)，延展性(延伸率)降低。試驗No.1—39其C含量不足(表3的鋼種1—0)，抗拉強度降低。實施例3將具有下述表5所示化學成分的各種鋼板坯，以125(TC的板坯加熱溫度保持30分鐘后，通過通常的熱軋工序，使終軋溫度為900'C，得到厚4mm的熱軋鋼板。其后，以30°C/S的平均冷卻速度進行冷卻，以使用電加熱爐的600'C的巻取溫度進行30分鐘的巻取處理后，為了改變之后的冷卻速度，進行控制冷卻速度的爐冷卻，從爐中取出后通過放冷、鼓風(鼓風+霧)冷卻、噴水冷卻、在水槽浸漬等進行冷卻，得到各種熱軋鋼板。[表5]<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>對于如此得到的熱軋鋼板，利用JIS5號試驗片在軋制方向上進行直角方向(C方向)的沖擊試驗，測定機械的特性(屈服強度YS、抗拉強度TS、延伸率EL等)，并且根據(jù)由下述的方法測定的擴孔率人評價擴孔性，并根據(jù)下述的方法測定斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs。另外，用光學顯微鏡各鋼板的顯微組織。還有，沖擊試驗片是將得到的熱軋鋼板的兩面進行研磨，用尺寸為厚2.5mm的試驗片進行試驗。[擴孔率X測定法]用60。圓錐沖頭從沖孔側(cè)對初期孔直徑為10mm(d())的穿孔進行擴孔，測定有裂紋在板厚方向上貫通的時間點的孔徑d(mm)，根據(jù)下式測定擴孔率X。i={(d—do)/do)X100(%)[do=10mm][斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs的測定方法]采用通過機械加工制作的JIS4號沖擊試驗片，依據(jù)JISZ2242的試驗方法進行沖擊試驗，通過依據(jù)JIS的方法求得脆性斷裂率(或"延展性斷裂率")，由(試驗溫度vs脆性斷裂率)的曲線求得脆性斷裂率為50%以上的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs。詳細內(nèi)容如實施例1中說明的。這些結(jié)果與制造條件一起顯示在下述表6中。另外，基于這些結(jié)果，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率X的關(guān)系顯示在圖5中，巻取后的冷卻速度與斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs的關(guān)系顯示在圖6中。[表6]試驗No.鋼種熱軋結(jié)束溫度'TO巻曲甚度《t)巻曲后的乎均冷卻速度CG4r》TSELA陶<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>如圖5表明的可知，在斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率X之間能夠確認到良好的相關(guān)關(guān)系，為了確保作為目標的良好的擴孔率Xa=60%)，使斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs在0。C以下即可。還有，作為判定擴孔性是否優(yōu)良的標準雖然是"擴孔率h60%以上"，但這是應用高強度熱軋鋼板加工成各種構(gòu)件時所要求的特性水平。另一方面，如圖6表明的可知，根據(jù)模擬取巻的冷卻的冷卻速度，影響擴孔率X的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs變化。這時為了將斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs確保在作為目標的0'C以下，需要以50°C/hr以上的冷卻速度冷卻。對于這時的沖擊試驗片的斷面進行SEM觀察時，在斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs高的試驗片的脆性斷面上可觀察到晶界斷面。相對于此，在斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs低的試驗片的脆性斷面上只觀察到劈開斷裂。因此，使用俄歇電子能譜分析儀測定該晶界斷裂部的結(jié)果為，在晶界檢測出高濃度的P。因此，在該鐵素體晶界偏析的P使母材的韌性值降低，不能抑制擴孔試驗時的龜裂傳播，可以認為是低特性。即，可知通過控制巻取后的冷卻速度，在鐵素體晶界偏析的P的擴散受到抑制，將能夠得到擴孔率^值高的特性。實施例4將具有下述表7所示化學成分的各種鋼板坯，以125(TC的板坯加熱溫度保持30分鐘后，通過通常的熱軋工序，在終軋溫度為90093(TC下得到厚4mm的熱軋鋼板。其后，以30'C/s的平均冷卻速度進行冷卻，使用電加熱爐以45065(TC的巻取溫度進行30分鐘的巻取處理后，為了改變之后的冷卻速度而進行控制冷卻速度的爐冷卻，從爐中取出后進行放冷、鼓風(鼓風+霧)冷卻、噴水冷卻、在水槽浸漬等的冷卻，得到各種熱軋鋼板。[表7]<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>對于如此得到的熱軋鋼板，利用JIS5號試驗片在軋制方向上進行直角方向的拉伸試驗，測定機械的特性(屈服強度YS、抗拉強度TS、延伸率EL等)，并且根據(jù)與實施例3同樣的方法測定的擴孔率i和斷裂面轉(zhuǎn)變溫度。其結(jié)果與制造條件(終軋溫度、巻取溫度、巻取后的冷卻速度)一起顯示在下述表8中。另外，基于這些結(jié)果，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率入的關(guān)系顯示在圖7中，巻巻取后的冷卻速度與斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs的關(guān)系顯示在圖8中。<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>如圖7表明的可知，與實施例3—樣，在斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs與擴孔率X之間能夠確認到良好的相關(guān)關(guān)系，為了確保作為目標的良好的擴孔率入a=60%)，使斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs在0'C以下即可。另外如圖8表明的可知，根據(jù)模擬巻取巻的冷卻的冷卻速度，影響擴孔率人的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs變化。這時為了將斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs確保在作為目標的0°C以下，需要以50°C/hr以上的冷卻速度進冷卻。還有，圖8由虛線圍起的部分是化學成分組成脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍的部分，因此斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs上升。另外由這些結(jié)果能夠進行如下考察。試驗No.2—1215、2—17、2_18、2—2025、2—27、2—28、2—30、2—31滿足本發(fā)明規(guī)定的全部要件，機械的特性及擴孔率均良好，可知能夠?qū)崿F(xiàn)高強度且加工性良好的熱軋鋼板。相對于此，試驗No.2—16、2—19、2—26、2—29、2—3239缺少本發(fā)明規(guī)定的某個要件，機械的特性和擴孔性的至少一種特性劣化。首先，試驗No.2—16、2_19、2—26、2—29其巻取后的平均冷卻速度小，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs高，得不到良好的擴孔性。另夕卜，試驗No.2一32、2—33是Si含量過量的鋼板(表7的鋼種2—J)，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs高，得不到良好的擴孔性。試驗No.2—34、No.2—35是Mn含量過量的鋼板(表7的鋼種2—K)，延展性(延伸率)降低，并且斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs高，得不到良好的擴孔性。試驗No.2—36是P含量過量的鋼板(表7的鋼種2—L)，斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs高，得不到良好的擴孔性。試驗No.2—37、No.2—38是Ti含量和C含量分別過量的鋼板(表7的鋼種2—M、2—N)延展性(延伸率)降低。試驗No.2—39其C含量不足(表7的鋼種2—0)，抗拉強度降低。權(quán)利要求1.一種熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C0.05～0.15％、Si1.50％以下但不含0％、Mn0.5～2.5％、P0.035％以下但不含0％、S0.01％以下且含0％、Al0.02～0.15％、Ti0.05～0.2％，該鋼板的金屬組織是除了60～95體積％的貝氏體以外，還含有固溶強化或析出強化的鐵素體或鐵素體和馬氏體的組織，該鋼板經(jīng)沖擊試驗得到的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs為0℃以下。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板有Ni:1.0%以下但不含0%。3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板有Cr:1.0%以下但不含0%。4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板有Mo:0.5%以下但不含0%。5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板有Nb:0.1%以下但不含0%。6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板有B:0.01%以下但不含0%。7.根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板有Ca:0.01%以下但不含0%。8.根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板有Cu:1.0%以下但不含0%。9.一種熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在制造權(quán)利要求1所述的熱軋鋼板時，包括如下工序?qū)⒕哂兴龌瘜W成分的鋼板坯加熱到1150130(TC的溫度范圍的工序；將加熱后的鋼板坯以Ar3相變點以上的終軋溫度進行熱軋而成為鋼板的工序；以平均冷卻速度為30°C/秒以上的冷卻速度將熱軋后的鋼板冷卻至40055(TC的溫度區(qū)域并巻取成巻的工序；以平均冷卻速度為5040(TC/小時的冷卻速度將巻取后的巻材冷卻至3(KTC以下的溫度的工序。，其特征在于，，其特征在于，，其特征在于，，其特征在于，，其特征在于，，其特征在于，，其特征在于，以質(zhì)量％計還含以質(zhì)量％計還含以質(zhì)量％計還含以質(zhì)量Q/^計還含以質(zhì)量％計還含以質(zhì)量％計還含以質(zhì)量％計還含10.—種熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有C:0.020.10%、Si:1.50%以下但不含0°/0、Mn:0.52.0%、P:0.025%以下但不含0°/0、S:0.01%以下且含0%、Al:0.020.15%、Ni:1%以下但不含0%、Cr:1%以下但不含0%、Nb:0.08%以下但不含0%、Ti:0.050.2%，該鋼板的金屬組織實質(zhì)上是鐵素體的單相組織，該鋼板經(jīng)沖擊試驗得到的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度VTrs為O'C以下。11.根據(jù)權(quán)利要求10所述的熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計還含有Mo:0.5%以下但不含0%，并且滿足下式(1)，([Mo]/96)/([P]/31)》1.0…(1)其中，[Mo]和[P]分別表示Mo和P的質(zhì)量X的含量。12.根據(jù)權(quán)利要求10所述的熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計還含有Cu:1.0%以下但不含0%。13.根據(jù)權(quán)利要求10所述的熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計還含有B:0.01%以下但不含0%。14.根據(jù)權(quán)利要求10所述的熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計還含有Ca:0.005%以下但不含0%。15.—種熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，在制造權(quán)利要求10所述的熱軋鋼板時，包括如下工序?qū)⒕哂兴龌瘜W成分的鋼板坯加熱到11501300。C的溫度范圍的工序；將加熱后的鋼板坯以Ar3相變點以上的終軋溫度進行熱軋而成為鋼板的工序；以平均冷卻速度為30°C/秒以上的冷卻速度將熱軋后的鋼板冷卻至50065(TC的溫度區(qū)域并巻取成巻的工序；以平均冷卻速度為5040(TC/小時的冷卻速度將巻取后的巻材冷卻至300。C以下的溫度的工序。全文摘要一種鋼板，含有C0.05～0.15％(質(zhì)量％的意思，以下同)、Si1.50％以下(不含0％)、Mn0.5～2.5％、P0.035％以下(不含0％)、S0.01％以下(含0％)、Al0.020～0.15％、Ti0.05～0.2％，金屬組織是除了60～95體積％的貝氏體以外，還含有固溶強化或析出強化了的鐵素體或鐵素體和馬氏體的組織，該鋼板經(jīng)沖擊試驗得到的斷裂面轉(zhuǎn)變溫度vTrs為0℃以下。文檔編號C22C38/14GK101120113SQ20068000468公開日2008年2月6日申請日期2006年3月22日優(yōu)先權(quán)日2005年3月28日發(fā)明者佐藤始夫,十代田哲夫申請人:株式會社神戶制鋼所