專利名稱：：擠壓加工性優異的高強度熱軋鋼板及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及一種例如汽車的結構構件等所使用的高強度熱軋鋼板及其制造方法，更詳細地說，是涉及一種提供擠壓加工性得以改善的高強度熱軋鋼板的技術。
背景技術：
：構成汽車等的零件，其制造是通過擠壓加工鋼板。在擠壓加工工序中，根據零件形狀而實施擴軋加工和彎曲加工。為此，對于供擠壓加工的原材鋼板就有擴孔性(也稱為延伸凸緣性)和彎曲性的要求。另外，在擠壓加工時，為了便期望的零件形狀有著更高的尺寸精度，還要求原材鋼板的形狀凍結性。特別是為了使汽車的碰撞安全性提高，對于柱等的汽車用結構零件則有進一步的高強度化要求，抗拉強度為980MPa以上的高強度薄鋼板的應用受到研究。因此在供擠壓加工的原材鋼板中，就要求使980MPa以上的抗拉強度與擴孔性、彎曲性和形狀凍結性等的擠壓加工性并立。作為使鋼板的強度化和擴孔性(延伸凸緣性)的改善并立的技術，在特開2006-161111號公報中記述，鋼板的組織為鐵素體單相，使該組織中含有Ti、Nb、V、Mo等的碳化物析出元素，通過析出強度而提高鋼板的強度。但是如同公報中所述，若通過析出強度來提高鋼板的強度，則屈強比變高，形狀凍結性變差。另一方面，在特開2005-248240號公報中提出有一種技術，該技術提供的熱軋鋼板具有超過490MPa級的強度，并且改善了沖緣加工(burring)性(延伸凸緣性)。在該公報中記述，鋼板的組織為貝氏體鐵素體主體，且通過適當控制舊奧氏體晶粒的平均粒徑而達成超過4卯MPa級的強度和沖緣加工性(延伸凸緣性)。另外在該公報中還記述，特別是為了使沖緣加工性(延伸凸緣性)提高，在由Ti等抑制粗大的碳化物的析出的系中，抑制作為晶界脆化元素的P等的局部存在即可。但是在該等開2005-248240號公報中，雖然考慮到鋼板的沖緣加工性(延伸凸緣性)，但是卻沒有考慮到彎曲性。另外，在同公報中也沒有考慮到鋼板的形狀凍結性。
發明內容本發明鑒于如此狀況而進行，其目的在于，提供一種不但具有抗拉強度為980MPa以上的高強度，而且在擠壓加工時所要求的特性也優異的熱軋鋼板，具體地說是形狀凍結性、擴孔性、彎曲性等的全部的特性均優異的熱軋鋼板。能夠解決上述課題的本發明的高強度熱軋鋼板，含有C:0.0100.05%(為化學成分時表示質量％。下同)、Si:0.52.5%、Mn:2.53.5%、Al:0.010.1%、Ti:0.30%以下、N:0.008%以下、和S:0.005%以下，所述C、Ti、N、S的含量滿足下式O)，且所述Si和Mn的含量滿足下式(2)，該鋼板的組織為，相對于觀察視野面積，貝氏體鐵素體占90面積％以上，馬氏體為5面積％以下，貝氏體為5面積％以下。[C]—咖一(48/14)X[N]—(48/32)X[S]}/4《0.01…(1)0.20《([Si]/[Mn])《0.85…(2)其中，在上式(1)和上述(2)中，[]表示各元素的含量(質量％)。所述鋼板，作為其他元素也可以再含有如下等(a)Cu:0.030.5%、Ni:0.030.50/o、Cr:0.10.8%、Mo:0.010.5o/o、Nb:0.0050.1%、V:0.005O.P/o和B:0.00050.005。/。中的至少1種元素；(b)Ca:0細50.005%以下。本發明的高強度熱軋鋼板，能夠通過如下方法制造使精軋溫度為Ar3相變點以上，對于滿足上述成分組成的110(TC以上的鋼坯進行熱軋，接著，使精軋溫度至巻取溫度的平均冷卻速度為5(TC/秒以上而進行冷卻，在60030(TC進行巻取。根據本發明，對于具有相對于觀察視野面積，貝氏體鐵素體占90面積％以上的組織的鋼板，通過適當調整鋼板中的C、Ti、N、S的含量，能夠抑制滲碳體的生成，而且也能夠降低固溶C量。其結果是，能夠防止在貝氏體鐵素體中有滲碳體析出的組織(即貝氏體)生成，因此能夠改善擠壓成形之中的擴孔性。另外，適當調整鋼板中的C、Ti、N、S的含量防止了固溶c量變得過剩，因此也能夠抑制馬氏體的生成。其結果是，擠壓加工性之中能夠改善擴孔性和彎曲性。另外，因為適當調整了鋼板中的Si和Mn的含量及其平衡，所以能夠將鋼板的抗拉強度提高到980MPa以上。另外，通過適當調整鋼板中的Si和Mn的含量及其平衡，能夠防止碳化物的析出，雖然其反應機理還尚不明確。其結果是，擠壓加工性之中能夠改善形狀凍結性。如此根據本發明，能夠提供一種980MPa以上的強度和擠壓加工性(具體來說是形狀凍結性、擴孔性、彎曲性)優異的熱軋鋼板。圖1是用學光顯微鏡觀察表2的No.2而進行拍攝的電子顯微鏡照片(附圖代用照片)。具體實施方式在近年的汽車業界，為了車體重量的輕量化，對鋼板有了進一步高強度化的要求。但是為了提高強度，例如如特開2006-161111號公報，若含有碳化物析出元素而在鋼板中生成碳化物，以促進析出強化，則可知鋼板的屈強比變高，擠壓加工性之中形狀凍結性變差。另一方面，在上述特開2005-248240號公報中，公開有提高沖緣加工性(延伸凸緣性)的技術。可是，發明者們在研究時判明，如上述特幵2005-248240號公報，即使提高了熱軋鋼板的沖緣加工性(延伸凸緣性)，但彎曲性卻并沒有被一起改善。§卩，明確了熱軋鋼板的沖緣加工性(延伸凸緣性)與加工性不存在相關關系(詳細內容參照后述實施例)。因此，本發明者們為了提供具有980MPa以上的高強度，并且擠壓加工性(具體來說包括形狀凍結性、擴孔性、彎曲性)優異的熱軋鋼板而反復銳意研究。其結果發現，如果適當控制鋼板的成分組成，則能夠使強芳和擠壓加工性并立，特別是在擠壓加工性之中，能夠使擴孔性和彎曲性并立，從而完成了本發明。以下對于本發明的熱軋鋼板進行說明。首先，對于本發明的熱軋鋼板的組織進行說明。本發明的熱軋鋼板的組織，相對于觀察視野，需要使貝氏體鐵素體所占的分率為90面積％以上(以下稱為貝氏體鐵素體主體)，并需要將馬氏體所占的分率降低到5面積％以下(含0面積％)，將貝氏體所占的分率降低到5面積％以下(含0面積％)。通過抑制馬氏體的生成，擠壓加工性之中，尤其能夠改善擴孔性和彎曲性，通過抑制貝氏體的生成，擠壓加工性之中，尤其能夠改善擴孔性。即，在本發明中，如后述通過適當調整鋼板中所含的C、Ti、N、S量，以滿足下式(1)的方式保持良好平衡地使之含有，則能夠抑制滲碳體的生成，此外還能夠降低固溶C量。其結果是，能夠抑制貝氏體的生成，能夠改善鋼板的擴孔性。另外，通過適當調整鋼板中所含的C、Ti、N、S量，以滿足下式(1)的方式保持良好平衡地使之含有，能夠防止固溶C量變得過剩。其結果是，能夠抑制馬氏體的生成，擠壓加工性之中，尤其能夠提高擴孔性和彎曲性。本發明的鋼板，要想抑制馬氏體和貝氏體的生成，就要使觀察視野之中的90面積％為貝氏體鐵素體。但是，僅僅使鋼板的組織以貝氏體鐵素體為主體，還不能實現980MPa以上的抗拉強度。因此在本發明中，如后述，要使根據鋼板中所含的Si和Mn量計算出的Z值滿足下式(2)，如此來進行成分調整。通過以Si和Mn含量滿足下式(2)的方式進行調整，鋼板的組織成為貝氏體鐵素體主體，并且能夠達成980MPa以上的高強度。因為在擠壓成形性之中，特別是不會使擴孔性和彎曲性劣化，并能夠實現高強度化。而且，如果Si和Mn含量滿足下式(2)，則Ti等的碳化物的生成受到抑制，雖然其反應機理尚不明確，在擠壓加工性之中還能夠改善形狀凍結性。本發明的熱軋鋼板，在觀察鋼板的顯微組織時，只要觀察視野內被確認到的組織的面積率為最大的相是貝氏體鐵素體即可，特別是貝氏體鐵素體占觀察視野面積的90面積％以上即可。貝氏體鐵素體的面積率優選為93%以上，更優選為95%以上。還有，所謂貝氏體鐵素體就是板狀的鐵素體，意味著位錯密度高的下部組織。另一方面，如果上述馬氏體相對于觀察視野面積截止為5面積％左右則能夠被允許，但是優選盡可能少的方面。馬氏體的面積率優選為3%以下，更優選為2%以下，最優選為0%。另外，如果上述貝氏體相對于觀察視野面積截止為5面積％左右則能夠被允許，但是優選盡可能少的方面。貝氏體的面積率優選為3%以下，更優選為2%以下，最優選為0%。本發明的熱軋鋼板的組織為貝氏體鐵素體單相，或者有貝氏體鐵素體與馬氏體和/或貝氏體生成的混合組織，但是，如果相對于觀察視野面積截止為10面積％，則也可以還生成貝氏體鐵素體、馬氏體和貝氏體以外的其他組織。作為其他組織，也可以生成多邊鐵素體和珠光體。但是若相對于觀察視野面積，使多邊鐵素體和珠光體大量生成面超過10面積％，則如本發明的鋼板，不能使高強度化和擠壓加工性并立。艮P，大量生成多邊鐵素體時，為了實現980MPa以上的高強度化，必須使鋼板中析出Ti化合物等而進行析出強化。但若是析出強化，則屈強比上升，擠壓加工性之中，尤其是形狀凍結性劣化。另一方面，大量生成珠光體時，因為在鋼板中層狀的滲碳體大量生成，所以局部變形能降低，擠壓加工性之中，尤其是擴孔性和彎曲性劣化。貝氏體鐵素體和貝氏體鐵素體以外的組織，如果對熱軋鋼板的板厚方向的截面進行LePera("《，一)腐蝕，并使用光學顯微鏡進行組織觀察，則能夠加以區別，如果對觀察結果進行圖像分析，則能夠測定各組織的面積率。本發明的熱軋鋼板的組織，如上述以貝氏體鐵素體為主體，并抑制了馬氏體和貝氏體的生成，而該熱軋鋼板作為化學成分，重要的是含有C:0細0.05%、Si:0.52.5%、Mn:2.53,5%、Al:0,010.1%、Th0.30%以下、N:0.008%以下和S:0.005%以下，并且所述C、Ti、N、S的含量滿足下式(1)，且所述Si和Mn的含量滿足下式(2)。以下對于規定如此化學成分的范圍和式的理由進行說明。[C]一咖一(48/14)X[N]—(48/32)X[S]}/4《0,01…(1)0.20《([Si]/[Mn])《0.85…(2)其中，在上式(1)和上述(2)中，[]表示各元素的含量(質量％)。另外，上式(1)的左邊的值，即"[C]—{[Ti]_(48/14)X[N]—(48/32)X[S]}/4"的值以下稱為Y值。上式(2)中間的值，即"[Si]/[Mn]"的值以下稱為Z值。首行，對于上式(1)進行說明。根據上述C、Ti、N、S計算出的Y值如果滿足上式(1),則主要是熱軋鋼板的擠壓加工性被改善。Y值表示C、Ti、N、S的含量平衡，特別是Ti是容易與C(碳)結果的元素，通過滿足上式(1)的方式含有Ti，能夠降低固溶C量，從而在鋼板中抑制滲碳體的生成，能夠防止馬氏體和貝氏體的生成。通過抑制滲碳體的生成，能夠使本發明的熱軋鋼板的組織成為貝氏體鐵素體主體，在擠壓加工性之中尤其能夠改善擴孔性。此外通過抑制馬氏體的生成，不僅能夠改善擴孔性，還能夠改善彎曲性。另外，Ti會形成氮化物和硫化物，還具有固定N(氮)和S(硫)的作用，從而需要以滿足上式(1)的方式含有Ti。其結果是，擠壓加工性之中尤其能夠改善彎曲性。可是若上述Y值超過0.01，則固溶C量變多，鋼板中大量析出滲碳體，因此擠壓加工性之中，尤其是擴孔性變差。另外，由于馬氏體增加，擴孔性和彎曲性變差。因此，上述Y值為0.010以下。Y值優選為0.005以下，更優選為0以下。Y值的下限例如為一0.040左右。但是，即使Y值滿足上述范圍，若Ti量過剩，因溶Ti量仍會過剩，擠壓加工性之中，尤其是擴孔性和彎曲性劣化。因此Ti為0.30。/。以下。Ti量優選為0.25°/。以下，更優選為0.20%以下(不含0°/。)。規定上述C、Ti、N、S的含量的范圍的理由如下。C在鋼板中生成貝氏體鐵素體，是用于確保強度所需要的元素。因此C含量至少需要0.010°/。，優選為0.020°/。以上，更優選為0.030%以上。但是若含有(超過0.05%，則鋼板中大量生成馬氏體和貝氏體，擠壓加工性尤其是擴孔性和彎曲性劣化。另外，焊接性也變差。因此C量為0.05。/。以下。C量優選為0.048%以下，更優選為0.045%以下。N在鋼坯制造階段形成結晶型的粗大的夾雜物(TiN等)，在擠壓加工性之中，尤其是使擴孔性和彎曲性劣化的元素。因此N量為0.008。/。以下。N量優選為0.005%以下，更優選為0.004%以下。N量優選盡可能地降低。S在鋼坯制造階段形成結晶型的粗大的夾雜物(MnS等)，在擠壓加工性之中，尤其是使擴孔性和彎曲性劣化的元素。因此S量為0.005%以下。S量優選為0.004M以下，更優選為0.003%以下。S量優選盡可能地降低。其次，對于上式(2)進行說明。根據上述Si和Mn的含量計算出的Z值如果滿足上式(2)，則主要能夠實現熱軋鋼板的高強度化，而且盡管反應機理尚不明確，但是Ti等的碳化物的生成受到抑制，能夠改善形狀凍結性。上式(2)表示Si和Mn的含有平衡，如后述意味著將Mn量設定得比現有鋼多時，含有由該Mn量而定的量的Si。即，Mn是抑制多邊鐵素體生成的元素，但是Si是促進多邊鐵素體生成的元素，若相對于Mn量而大量含有Si，則多邊鐵素體的生成過度地被促進，而不能成為貝氏體鐵素體主體的組織。另外，若Si變多，則不能抑制Ti等的碳化物的生成，雖然其應反機理尚不明確，鋼板的屈強比變高，擠壓加工性之中尤其是形狀凍結性變差。因此上述Z值為0.85以下，優選為0.80以下，更優選為0.70以下。但是若Z值低于0.20，則相對于Si量Mn變得過多，因此作為硬質相的第二相，馬氏體大量生成，擠壓加工性之中尤其使擴孔性和彎曲性劣化。因此Z值為0.20以上，優選為0.25以上，更優選為0.30以上。規定上述Si和Mn的含量的范圍的理由如下。Si作為固溶強化元素發揮作用，是有助于提高鋼板的強度的元素。另外Si抑制滲碳體的生成，是對于使組織成為貝氏體鐵素體主體而發揮作用的元素。因此Si需要含有0.5y。以上。Si量優選為0.7%以上，更優選為1.0%以上。但是，即使含有Si超過2.5%,不但其效果飽和，而且會促進顯微組織中多余的多邊鐵素體的生成，強度和擠壓加工性(尤其是擴孔性和彎曲性)劣化。因此，Si量為2.5。/o以下，優選為2.3%以下，更優選為2.0%以下。Mn與Si—樣，也作為固溶強化元素發揮作用，是有助于提高鋼板的強度的元素。另外，Mn還具有提高淬火性的作用，有助于使組織成為貝氏體鐵素體主體。但是在本發明的熱軋鋼板中，主要是為了提高鋼板的強度，需要含有的Mn比歷來已知的貝氏體鐵素體鋼所含的Mn要多。這是由于含有比現有鋼多的Mn，盡管是貝氏體鐵素體主體的組織，但要使之析出強化，即使沒有使硬質的第二相生成，仍能夠得到期望的特性。艮P，在本發明的熱軋鋼板中，因為沒有使析出物和硬質的第二相生成，所以即使提高了鋼板的強度(具體來說是抗拉強度為980MPa以上)，仍可成為擠壓加工性(即，擴孔性、彎曲性、形狀凍結性)優異的鋼板。Mn需要含有2.5。/。以上。Mn量優選為2.6%以上，更優選為2.7%以上。但是若Mn變得過剩，則Mn的偏析發生，從而不能制造特性均一的鋼板，因此Mn量為3.5%以下。Mn量優選為3.2%以下，更優選為3.0%以下。作為上述Y值的調整方法，只要在熔煉階段，適當控制Si和Mn的添加量即可。本發明的熱軋鋼板，C、Ti、N、S的含量滿足上式(1)，Si和Mn的含量滿足上式(2)，但還需要含有A1。Al是對鋼水進行脫氧的元素，至少要使之含有0.01%。Al量優選為0.02%以上，更優選為0.03%以上。但是若使之過剩地含有，則鋼板中大量生成非金屬夾雜物，使延伸劣化。另外若大量使之含有，則成本升高。因此Al量為0.1。/。以下。Al量優選為0.06%以下，更優選為0.04%以下。本發明的熱軋鋼板的基本成分如上所述，余量是鐵和不可避免的雜質。本發明的熱軋鋼板，作為其他元素還可以再含有如下等(a)Cu:0.030.5%、Ni:0.030.5%、Cr:0.10.8%、Mo:0.010.5%、Nb:0.0050.1%、V:0.0050.1%和B:0.00050.005%之中的至少1種元素；(b)Ca:0.00050.005%。規定如此范圍的理由如下。(a)Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、B均是提高淬火性的元素，但是如果這些元素的含量被控制在上述范圍內，則易于得到貝氏體鐵素體主體的組織。但是若過剩地含有這些元素，則鋼板中會生成碳化物和氮化物或碳氮化物，生成硬質的第二相，導致擠壓加工性(尤其是形狀凍結性)變差。另外對于B來說，即使過剩地含有效果也是飽和。Cu量優選為0.5%以下，更優選為0.3%以下，進一步優選為0.1%以下。有效地發揮上述效果的Cu量的下限例如為0.03%。Ni量優選為0.5%以下，更優選為0.3%以下，進一步優選為0.2°/。以下。有效地發揮上述效果的Ni量的下限例如為0.03%。0量優選為0.8%以下，更優選為0.6%以下。有效地發揮上述效果的Cr量的下限例如為0.P/。。Mo量優選為0.5%以下，更優選為0.3%以下，進一步優選為0.1%以下。有效地發揮上述效果的Mo量的下限例如為0.01%。Nb量優選為0.1%以下，更優選為0.05%以下。有效地發揮上述效果的Nb量的下限例如為0.005%。V量優選為0.1%，更優選為0.05%以下。有效地發揮上述效果的V量的下限例如為0.005%。B量優選為0.005%以下，更優選為0.003%以下。有效地發揮上述效果的B量的下限例如為0.0005%。上述Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、B可以單獨含有，或者也可以組合含有任意選擇的2種以上。(b)Ca使鋼板不不可避免地生成的硫化物系夾雜物(例如MnS等)的形態微細化，是改善擠壓加工性(尤其是擴孔性)的元素。但是即使過剩地含有其效果也是飽和，并造成高成本。因此Ca量優選為0.005%以下，更優選為0.003%以下。有效地發揮上述效果的量的下限例如為0.0005%。也可以合計含有0.01^以下的Mg、Sn、Zn、Zr、W、As、Pb、Bi、Cs、Rb、Co、La、Ti、Nd、Y、In、Be、Hf禾nTc，無損于本發明的效果，根據其量，也有時能夠改善耐蝕性、耐延遲破壞性等。其次，對于制造本發明的熱軋鋼板的方法進行說明。本發明的熱軋鋼板，能夠通過使精軋溫度為Ar3相變點以上，對于滿足上述成分組成的1100。C以上的鋼坯進行熱軋來制造。將UO(TC以上的鋼坯置于到熱軋工序，從而使鋼坯中的Ti再固溶，能夠使鋼坯的組織成為貝氏體鐵素體主體。為了確實地使Ti固溶，鋼坯的溫度以盡可能高為宜，優選為120(TC以上。但是，若過度升高鋼坯的溫度，則在鋼坯的表面會生成很厚的氧化皮，氧化皮剝落量變多，成品率降低。因此鋼坯的溫度的上限優選為140(TC左右。滿足上述成分組成的鋼坯，可以是將冷卻至低于IIO(TC的鋼坯再加熱至nO(TC以上，也可以將緊接鑄造后的IIO(TC以上的鋼坯直接提供到熱軋工序中。熱軋根據常規方法進行即可，進行粗軋后進行粗軋，但是精軋需要在Ar3相變點以上的溫度域結束。若精軋結束溫度低于Af3相變點，則多邊鐵素體生成，不能使鋼板的組織成為貝氏體鐵素體主體。精軋結束溫度的上限沒有特別限定，但是若過度提高溫度，則存在氧化皮缺陷發生的可能性，因此優選為95(TC以下。結束精軋后，從精軋結束溫度至巻取的溫度的平均冷卻速度為50°C/秒以上而進行冷卻，在600300'C巻取即可。結束精軋后，冷卻至后述的巻取溫度，但是從精軋結束溫度至巻取的溫度的平均冷卻速度需要為5(TC/秒以上。平均冷卻速度低于5(TC/秒時，組織無法成為貝氏體鐵素體主體。平均冷卻速度優選為70tV秒以上。平均冷卻速度的上限沒有特別限定，但是在實際操作中大致為12(TC/秒左右。若巻取溫度超過60(TC，則多邊鐵素體和珠光體等的組織生成，組織無法成為貝氏體鐵素體主體。因此巻取溫度為60(TC以下，優選為500°C以下。但是若巻取溫度過低，則顯微組織中的位錯密度變得過高，延伸變差。因此巻取溫度為300'C以上，優選為400。C以上。本發明的熱軋鋼板，既能達到一般認為今后需求很高的抗拉強度為980MPa級以上的高強度，同是擠壓加工性之中，尤其是擴孔性(延伸凸緣性)和彎曲性這樣的局部變形加工性以及形狀凍結性也優異。因此本發明的熱軋鋼板，能夠適合用作例如汽車用的構件、保險杠和柱等的補強用原材。本發明的熱軋鋼板，熱軋狀態自不必說，即使是對表面實施了表面處理(例如鍍鋅等)也具有同樣的效果，因此實施過這種表面處理的鋼板也包含在本發明的范圍內。實施例以下通過實施例更詳細地說明本發明，但下述實施例并沒有限定本發明的性質，在能夠符合前，后述宗旨的范圍內也可以適當變更實施，這些均包含在本發明的技術范圍內。通過真空熔解法熔煉并鑄造含有下述表1所示的化學成分的鋼(余量為鐵和不可避免的雜質)，得到鑄片。接下來，將鑄造得到的鋼坯加熱到下述表2所示的鋼坯加熱溫度(SRT)后進行熱軋，以下述表2所示的巻取溫度(CT)進行巻取，得到熱軋鋼板(板厚3mm)。熱軋時的精軋溫度(FDT)和從精軋溫度(FDT)至巻取溫度(CT)的平均冷卻速度(CR)顯示在下述表2中。按以下步驟觀察得到的熱軋鋼板的金屬組織。(金屬組織)對熱軋鋼板的板厚方向截面進行LePera(^《，一)腐蝕，使貝氏體鐵素體與其他組織(特別是馬氏體和貝氏體)能夠得到區別。其次，使用光學顯微鏡進行觀察。觀察倍率為1000倍。接著，釆用NIRECO公司制的圖像分析裝置"LUZEX-F(裝置名)"分別計算貝氏體鐵素體與其他相(馬氏體相和貝氏體相)的面積率。各組織的面積率顯示在下述表2中。貝氏體鐵素體(BF)和馬氏體(M)和貝氏體(B)以外的余量組織為多邊鐵素體或珠光體。圖1是顯示了用光學顯微鏡觀察下述表2的No.2(本發明例)并拍攝的顯微鏡照片(附圖代用照片)。圖1中，灰色的部分為貝氏體鐵素體，白色的部分為馬氏體組織。還有，圖1中沒有生成貝氏體組織。接下來，作為得到的熱軋鋼板的機械的特性，按下述步驟分別測定抗拉強度、屈服強度、延伸率、屈強比、擴孔率、最小彎曲半徑。還有，在機械的特性的測定中，為了除去上述熱軋鋼板的表層所形成的氧化皮，采用的是對熱軋鋼板的正面與背面進行了機械研磨而使板厚成為2mm的鋼板。(抗拉強度、屈服強度、延伸率、屈強比)從機械研磨后的熱軋鋼板(板厚2mm)上切割下JIS5號拉伸試驗片，使用島津社制的拉伸試驗機"AG-100(裝置名)"進行拉伸試驗。在拉伸試驗中，分別測定抗拉強度(TS)、屈服強度(YS)、延伸率(El)。測定結果顯示在下述表3中。在本發明中，TS為980MPa以上為合格。另夕卜，擠壓加工性之中，為了評價形狀凍結性，要根據TS和YS計算出屈強比(YR=YS/TS)的比例[YR-(YS/TS)X100]。計算結果顯示在下述表3中。在本發明中，YR為80c/。以下為合格。(擴孔率)擠壓加工性之中，為了評價擴孔性，按下述步驟計算擴孔率a:單位為％)。在機械研磨后的熱軋鋼板上，作為初期孔徑(d,)開直徑10mm的沖孔，使用頂角60°的圓錐沖頭擴張該沖孔。測定沖孔部分產生的裂紋貫通板厚時的孔徑(d2)，由下式(3)計算出擴孔率。計算結果顯示在下述表3中。在本發明中，X為70。/。以上為合格。擴孔率a)=[(d一d2)/d,]X100...(3)(最小彎曲半徑)擠壓加工性之中，為了評價彎曲性，按下述步驟測定最小彎曲半徑(單位為mm)。從機械研磨后的熱軋鋼板上以與軋制方向垂直的方向為長方向切割下寬20mm的狹條狀的試驗片，采用在前端部具有規定的曲率的V字截面(角度60。)的沖頭和沖模折彎狹條狀的試驗片。目視觀察折彎時的有無裂紋發生，測定沒有發生裂紋的彎曲半徑的最小值。測定結果顯示在下述表3中。在本發明中最小彎曲半徑為2.0mm以下為合格。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>w0.0341.142.840.0090.00210.0380.1540扁1Ca:0.0022-0.0010.40X0.0071.222.850.0100.00130.031，0.0800.0031Cu:0.11,Ni:0.04-0.0100.43y0.0391.342.910.0090.00190.0270.1570.0031Ni:0.06,Mo:0.030.0030.46z0.0372.683.480.0090.00130.0310.1580.0031Cr:0.7,B:0.00090.0010.77a0.0380.272.520.0080.00130.0340.1550.0031Cr:0.2,Mo:0.080.0020.11j80.0411.223.740.0090.00140.0310.1720.0031Nb:0.032V:0.040.0010.330.0361.312.790.0090.00130.0380.1550.0031B:0.0015'Ca:0.002200.470.0481.292.880.0080.00120.0290.3400.0031B:0.0015，Ca:0.0023-0.0340.4表2<table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>12509457030087940SRT:鋼坯加熱溫度、FDT:精軋溫度、CR:平均冷卻速度、CT:巻曲溫度BF:貝氏體鐵素體、M:馬氏體、已貝氏體表3<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>由表3能夠進行如下考察。No.l、2、13、14、1627、29、33是制造條件、鋼板的成分組成和組織滿足本發明的要件的例子，能夠使抗拉強度為980MPa以上的高強度化和良好的擠壓加工性并立。No.35因為巻取溫度脫離本發明規定的范圍，所以組織沒有成為貝氏體鐵素體主體。因此得不到期望的機械的特性。No.69因為C量超出本發明規定的范圍，Y值也超出本發明規定的范圍，所以馬氏體和貝氏體生成，鋼板的組織沒有成為貝氏體鐵素體主體。因此No.69最小彎曲半徑均大，彎曲性差。No.12因是只有C量超出本發明規定的范圍的例子,馬氏體大量生成，鋼板的組織沒有成為貝氏體鐵素體主體。因此X變小，擴孔性差。另外最小彎曲半徑也大，彎曲性差。No.l0和No.ll因為Mn量低于本發明規定的范圍，所以多邊鐵素體大量生成，組織沒有成為貝氏體鐵素體主體。其結果是TS不足。特別是No.ll其Z值超出本發明規定的范圍，這也成為TS降低的原因。No.l5和No.31是Z值低于本發明規定的范圍的例子。其中No.15因為Si和Mn的含有平衡差，馬氏體大量生成，所以X變小，最小彎曲半徑也變大。因此擠壓加工性之中，尤其是擴孔民生和彎曲性差。另一方面，No.31因為Si量少，所以TS不足。No.28因為C量低于本發明規定的范圍，所以多邊鐵素體生成，從而不能充分地生成貝氏體鐵素體，TS變低。No.30因為Si超出本發明規定的范圍，所以馬氏體和多邊鐵素體大量生成，不能充分地得到貝氏體鐵素體。因此，X變小，擴孔性差。另外，最小彎曲半徑變大，彎曲性也差。No.31因為Si量低于本發明規定的范圍，所以Si帶來的固溶強化不足，TS變低。另外，本發明的(2)式所規定的Si和Mn的平衡差，馬氏體大量生成。因此X變小，擴孔性差。另外，最小彎曲半徑變大，彎曲性也差。No,34因為Ti量超出本發明規定的范圍，所以固溶Ti量過剩，另外馬氏體大量生成，人變小，最小彎曲半徑變大。因此擠壓加工性之中，擴孔性和彎曲性差。權利要求1.一種熱軋鋼板，其特征在于，以質量％計含有C0.010～0.05％、Si0.5～2.5％、Mn2.5～3.5％、Al0.01～0.1％、Ti0.30％以下、N0.008％以下、以及S0.005％以下，并且，所述C、Ti、N、S的含量滿足下式(1)，且所述Si和Mn的含量滿足下式(2)，在該鋼板的組織中相對于觀察視野面積，貝氏體鐵素體占90面積％以上，馬氏體為5面積％以下，貝氏體為5面積％以下，[C]-{[Ti]-(48/14)×[N]-(48/32)×[S]}/4≤0.01…(1)0.20≤([Si]/[Mn])≤0.85…(2)其中，在上式(1)和上式(2)中，[]表示各元素的質量百分比含量。2.根據權利要求l所述的熱軋鋼板，其特征在于，所述鋼板以質量％計還含有從Cu:0,030.5%、Ni:0.030.5%、Cn0.10.8%、Mo:0.010.5%、Nb:0.0050,1%、V:0.0050.1%、和B:0.00050.005%所構成組中選擇的至少一種。3.根據權利要求1所述的熱軋鋼板，其特征在于，所述鋼板以質量％計還含有Ca:0.00050.005%。4.一種制造權利要求1所述的熱軋鋼板的方法，其特征在于，包括如下工序在精軋溫度設定在Ar3相變點以上的條件下對110(TC以上的鋼坯進行熱軋的工序；在所述熱軋工序之后，從精軋溫度起至巻取溫度為止，以50。C/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻的工序；以及將在所述冷卻工序中被冷卻的鋼板在60030(TC進行巻取的工序。全文摘要本發明的熱軋鋼板，含有C、Si、Mn、Al、Ti、N和S，所述C、Ti、N、S的含量滿足下式(1)，且所述Si和Mn的含量滿足下式(2)，該鋼板的組織為相對于觀察視野面積，貝氏體鐵素體占90面積％以上，馬氏體為5面積％以下，貝氏體為5面積％以下。其中，在下式中，[]表示各元素的含量(質量％)。[C]-{[Ti]-(48/14)×[N]-(48/32)×[S]}/4≤0.01…(1)，0.20≤([Si]/[Mn])≤0.85…(2)。通過成為這樣的鋼板，不但具有抗拉強度為980MPa以上的高強度，而且在擠壓加工時所要求的特性也優異，具體來說是形狀凍結性、擴孔性、彎曲加工性全部優異。文檔編號B21B1/22GK101265553SQ200810081448公開日2008年9月17日申請日期2008年2月22日優先權日2007年3月15日發明者君島一也申請人:株式會社神戶制鋼所