本发明涉及适合作为汽车的结构构件、骨架构件、悬架等行驶构件、车架构件的、冲压成形性和低温韧性优良的拉伸强度ts为980mpa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术：
近年来，从保护地球环境的观点考虑，正加强汽车废气限制。因此，提高汽车的燃料效率成为重要的课题。于是，要求所使用的材料的进一步高强度化和薄壁化。与此相伴，逐渐积极地应用高强度热轧钢板作为汽车部件的原材。该高强度热轧钢板不仅被用于汽车的结构构件、骨架构件，还被用于行驶构件、车架构件等。
如上所述，具备预定的强度的高强度热轧钢板作为汽车部件的原材其需求逐年增高。特别是拉伸强度ts为980mpa以上的高强度热轧钢板作为可以飞跃性地提高汽车的燃料效率的原材而备受期待。
但是，伴随着钢板的高强度化，一般而言，低温韧性、冲压成形性等材料特性会劣化。特别是作为汽车的行驶构件使用的钢板，要求综合地具有胀形成形性、延伸凸缘成形性、弯曲成形性、疲劳特性、耐冲击性、耐腐蚀性等，以高水平均衡地确保这些材料特性与高强度是非常重要的。汽车的行驶构件主要通过冲压成形来成形，因此，对原材要求均衡地具有胀形成形性、延伸凸缘成形性和弯曲成形性。
另外，汽车用构件要求在冲压成形后作为构件安装于汽车上后即使受到碰撞等所产生的冲击也不易断裂。特别是，为了确保在寒冷地区的耐冲击性，还需要提高低温韧性。
需要说明的是，在此，将胀形成形性、延伸凸缘成形性、弯曲成形性综合地称为冲压成形性。胀形成形性通过依据jisz2241的拉伸试验等来测定。延伸凸缘成形性通过依据日本钢铁联盟标准jfst1001的扩孔试验等来测定。另外，弯曲成形性通过依据jisz2248的弯曲试验等来测定。另外，低温韧性通过依据jisz2242的夏比冲击试验等来测定。
如上所述，为了在不使这些材料特性劣化的情况下对钢板进行高强度化，以往进行了各种研究。例如，在专利文献1中公开了一种热轧钢板，其具有以质量％计含有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、进一步含有合计为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％以下中的一种或两种以上的组成，并具有贝氏体百分率为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))、平均粒径r和析出物百分率f满足r/f≤12000的组织。
另外，在专利文献1中公开了如下方法：对具有上述组成的钢原材进行加热，实施精轧温度为800℃以上且1050℃以下的热轧后，以20℃/s以上骤冷至同时发生贝氏体相变和析出的温度范围(500℃至600℃的范围)，在500～550℃下卷取后，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的技术中，使钢板组织为贝氏体主体组织，利用v、ti、nb等的碳化物使贝氏体析出强化，进一步适当控制析出物尺寸(适度地粗大化)，由此得到延伸凸缘成形性优良的高强度热轧钢板。
另外，例如，在专利文献2中公开了一种拉伸强度为980n/mm2以上的扩孔性和延展性优良的高强度薄钢板，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、以及ti：0.01～0.20％、nb：0.01～0.10％中的一种或两种，余量为铁和不可避免的杂质，且满足下述(1)～(7)式全部，钢组织以贝氏体相为主体。
[mg％]≥([o％]/16×0.8)×24…(1)
[s％]≤([mg％]/24-[o％]/16×0.8+0.00012)×32…(2)
[s％]≤0.0075/[mn％]…(3)
[si％]+2.2×[al％]≥0.35…(4)
0.9≤48/12×[c％]/[ti％]＜1.7…(5)
50227×[c％}-4479×[mn％]＞-9860…(6)
811×[c％]+135×[mn％]+602×[ti％]+794×[nb％]＞465…(7)
在专利文献3中公开了一种热轧钢板，其具有以质量％计含有c：0.01～0.08％、si：0.30～1.50％、mn：0.50～2.50％、p≤0.03％、s≤0.005％、以及ti：0.01～0.20％、nb：0.01～0.04％中的一种或两种的组成，并具有粒径2μm以上的铁素体的比例为80％以上的铁素体-贝氏体两相组织。专利文献3的技术中，通过形成铁素体-贝氏体两相组织并进一步使铁素体晶粒为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，可以得到强度为690n/mm2以上并且扩孔性和延展性优良的高强度热轧钢板。
在专利文献4中公开了如下内容：对钢板的织构进行控制，形成回火马氏体、马氏体和下贝氏体的合计面积率超过85％并且平均结晶粒径为12.0μm以下的显微组织，由此得到延伸凸缘成形性和低温韧性优良的高强度热轧钢板。
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：日本专利第4317419号公报
专利文献3：日本特开2002-180190号公报
专利文献4：日本专利第5621942号公报
技术实现要素：
发明所要解决的问题
但是，对于专利文献1～3中记载的技术而言，仅特别提及了冲压成形性中的胀形成形性和延伸凸缘成形性，完全没有提及低温韧性，在寒冷地区使用的情况下，担心会发生脆性断裂。
专利文献4中记载的技术中，提及了延伸凸缘成形性和低温韧性。但是，完全没有提及胀形成形性和弯曲成形性，在应用于汽车行驶构件这样的要求高冲压成形性的构件的情况下，担心会发生成形不良。
如上所述，现有技术中，尚未建立在维持拉伸强度ts为980mpa以上这样的高强度的同时、进一步具有优良的冲压成形性和低温韧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并提供在维持拉伸强度ts为980mpa以上这样的高强度的同时、进一步具有优良的冲压成形性和低温韧性的高强度热轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
为了解决上述问题，本发明人为了在维持拉伸强度ts为980mpa以上这样的高强度的同时提高热轧钢板的低温韧性和冲压成形性而进行了深入研究。结果发现，通过使主相为上贝氏体相、使第二相为包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织而得到高的胀形成形性。另外，通过对主相的粒径和第二相的面积率进行控制而得到良好的韧性。进一步通过对等效圆直径为0.5μm以上的该第二相的数密度进行控制而得到高的延伸凸缘成形性。进一步通过对热轧钢板的表面的算术平均粗糙度(ra)进行控制而得到高弯曲性，并且能够维持拉伸强度ts为980mpa以上这样的高强度。
需要说明的是，在此所述的上贝氏体相是板条状的贝氏体铁素体，是指在该贝氏体铁素体与该贝氏体铁素体之间具有fe系碳化物和/或残余奥氏体相的组织(其中，也包括在该贝氏体铁素体与该贝氏体铁素体之间不具有fe系碳化物和/或残余奥氏体相的情况)。贝氏体铁素体与多边形铁素体不同，形状为板条状，因此，两者可以使用sem(扫描电子显微镜)来区分。另外，在此所述的下贝氏体相和/或回火马氏体相是指在板条状的贝氏体铁素体内具有fe系碳化物的组织(其中，也包括在该贝氏体铁素体与该贝氏体铁素体之间也具有fe系碳化物的情况)。对于下贝氏体与回火马氏体，可以使用tem(透射电子显微镜)来区分板条内的fe系碳化物的取向、结晶结构，但在本发明中，由于具有实质上相同的特性，因此不进行区分。另外，由于具有比上贝氏体高的位错密度，因此，可以使用sem、tem(透射电子显微镜)来区分。淬火马氏体相(以下称为马氏体相)是与下贝氏体相和/或回火马氏体相相比不具有fe系碳化物的组织，并且与上贝氏体相、下贝氏体相和/或回火马氏体相、多边形铁素体相比，sem图像的衬度更亮，因此，可以使用sem来区分。
一般而言，具有相同的硬度、延展性的组织在热轧钢板中以单相存在时，屈服应力(ys)相对于拉伸强度(ts)的比即屈服比(yr)增高。在对具有高屈服比的钢板进行胀形成形的情况下，应变分散能力低，容易在应变集中的部位发生缩颈、破裂等成形不良。因此，在本发明中，使硬度、延展性不同的组织在热轧钢板中混合存在而降低屈服比，由此提高原材的胀形成形性。
另外，一般而言，以软质的铁素体相、上贝氏体相作为主相、并在主相中存在作为硬质的第二相组织的下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相时，在扩孔试验时在主相与第二相的界面产生空隙。由于产生的空隙彼此连接而在扩孔试验的早期导致贯穿板厚的破裂，因此延伸凸缘成形性降低。另外已知，第二相的面积率增大时，会使热轧钢板的低温韧性劣化。因此，本发明人进行了进一步的研究，新发现：通过增多以上贝氏体相作为主相、以含有下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织作为第二相时的该第二相的等效圆直径低于0.5μm的比例，由此，在扩孔试验时不易在主相与第二相的界面产生空隙，进一步通过对等效圆直径为0.5μm以上的第二相的数密度进行控制，由此使产生的空隙不易连接，结果，能够在延伸凸缘成形性不显著降低的情况下确保胀形成形性高、拉伸强度ts为980mpa以上的热轧钢板。另外新发现：通过对主相的面积平均粒径(平均粒径)和第二相的面积率进行控制，可以得到优良的低温韧性。进而新发现：通过在控制热轧钢板的组织的基础上对热轧钢板的表面的算术平均粗糙度(ra)进行控制，能够确保优良的弯曲成形性。
基于上述见解，本发明人进行了进一步的研究，对于用于在维持拉伸强度ts为980mpa以上这样的高强度的状态下提高冲压成形性所需的组成、上贝氏体相的面积率和平均粒径、作为包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织的第二相的面积率和等效圆直径为0.5μm以上的第二相的数密度、热轧钢板的表面的算术平均粗糙度(ra)进行了研究。
结果发现，重要的是，具有以质量％计含有c：0.04％以上且0.15％以下、si：0.4％以上且2.0％以下、mn：1.0％以上且3.0％以下、p：0.100％以下(包括0％)、s：0.0100％以下(包括0％)、al：0.01％以上且2.00％以下、n：0.010％以下(包括0％)、ti：0.03％以上且0.15％以下、b：0.0005％以上且0.0050％以下、含有选自cr：0.10％以上且2.50％以下、mo：0.05％以上且0.50％以下、nb：0.005％以上且0.060％以下、v：0.05％以上且0.50％以下中的一种或两种以上、余量由fe和不可避免的杂质构成的组成，进而使组织以按面积率计为75.0％以上且小于97.0％的上贝氏体相作为主相、并且该主相的平均粒径为12.0μm以下，以按面积率计大于3.0％且为25.0％以下的包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织作为第二相、并且等效圆直径为0.5μm以上的该第二相的数密度为150000个/mm2以下，并且钢板表面的算术平均粗糙度(ra)为2.00μm以下。
本发明是基于该见解并进一步进行研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。
[1]一种高强度热轧钢板，其中，
成分组成以质量％计含有c：0.04％以上且0.15％以下、si：0.4％以上且2.0％以下、mn：1.0％以上且3.0％以下、p：0.100％以下(包括0％)、s：0.0100％以下(包括0％)、al：0.01％以上且2.00％以下、n：0.010％以下(包括0％)、ti：0.03％以上且0.15％以下、b：0.0005％以上且0.0050％以下，含有选自cr：0.10％以上且2.50％以下、mo：0.05％以上且0.50％以下、nb：0.005％以上且0.060％以下、v：0.05％以上且0.50％以下中的一种或两种以上，余量由fe和不可避免的杂质构成，
组织以按面积率计75.0％以上且小于97.0％的上贝氏体相作为主相，并且该主相的平均粒径为12.0μm以下，
以按面积率计大于3.0％且为25.0％以下的包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织作为第二相，并且等效圆直径为0.5μm以上的该第二相的数密度为150000个/mm2以下，
钢板表面的算术平均粗糙度(ra)为2.00μm以下，
所述钢板的拉伸强度ts为980mpa以上。
[2]如[1]所述的高强度热轧钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自cu：0.01％以上且0.50％以下、ni：0.01％以上且0.50％以下中的一种或两种。
[3]如[1]或[2]所述的高强度热轧钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有sb：0.0002％以上且0.0200％以下。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自ca：0.0002％以上且0.0100％以下、mg：0.0002％以上且0.0100％以下、rem：0.0002％以上且0.0100％以下中的一种或两种以上。
[5]如[1]～[4]中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，在钢板的表面具有镀层。
[6]一种拉伸强度ts为980mpa以上的高强度热轧钢板的制造方法，其是[1]～[4]中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，
将钢原材加热至1150℃以上，
接着，进行如下热轧：实施粗轧后，在精轧前进行碰撞压力为3.0mpa以上的高压水脱氧化皮，实施精轧，在精轧中，将rc温度用式(1)定义时，将rc温度以上时的合计压下率设定为50％以上，接着将低于rc温度时的合计压下率设定为80％以下，将精轧结束温度设定为(rc-100℃)以上且(rc+100℃)以下，
接着，在结束精轧后2.0s以内开始冷却，
将ms温度用式(2)定义时，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至超过ms温度且600℃以下的冷却停止温度，
在上述冷却停止温度下进行卷取，
接着，将钢板以0.20℃/分钟以上的平均冷却速度冷却至(ms-100℃)。
rc(℃)＝850+100×c+100×n+10×mn+700×ti+5000×b+10×cr+50×mo+2000×nb+150×v…式(1)
ms(℃)＝561-474×c-33×mn-17×ni-21×mo…式(2)
在此，式(1)和式(2)中的各元素符号为各元素的钢中的含量(质量％)。在不含有的元素的情况下，将式中的元素符号以0进行计算。
[7]如[6]所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，进一步对钢板的表面实施镀覆处理。
需要说明的是，在本发明中，高强度热轧钢板是拉伸强度ts为980mpa以上的钢板，包括对热轧钢板实施了热镀处理、合金化热镀处理和电镀处理等表面处理的钢板。另外，也包括在热轧钢板和实施了表面处理的钢板上进一步通过化学转化处理等具有覆膜的钢板。另外，在本发明中，冲压成形性优良是指：作为胀形成形性，屈服强度yp相对于拉伸强度ts的值(yr％＝yp/ts×100)为92.0％以下，作为延伸凸缘成形性，扩孔率λ的值为50％以上，作为弯曲加工性，极限弯曲半径相对于板厚(r/t)的值为1.20以下。另外，低温韧性优良是指脆性延性断口转变温度(vtrs)为-40℃以下。另外，在本发明中，主相是指以面积率计为75.0％以上。
发明效果
根据本发明，可以得到拉伸强度ts为980mpa以上并且冲压成形性和低温韧性优良的高强度热轧钢板。另外，能够稳定地制造该高强度热轧钢板。而且，在将本发明的高强度热轧钢板应用于汽车的行驶构件、结构构件、骨架构件、车架构件等的情况下，在确保汽车的安全性的同时减轻汽车车身的重量，因此，能够有助于环境负荷的减少，在产业上发挥显著的效果。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
本发明的高强度热轧钢板具有以质量％计含有c：0.04％以上且0.15％以下、si：0.4％以上且2.0％以下、mn：1.0％以上且3.0％以下、p：0.100％以下(包括0％)、s：0.0100％以下(包括0％)、al：0.01％以上且2.00％以下、n：0.010％以下(包括0％)、ti：0.03％以上且0.15％以下、b：0.0005％以上且0.0050％以下、含有选自cr：0.10％以上且2.50％以下、mo：0.05％以上且0.50％以下、nb：0.005％以上且0.060％以下、v：0.05％以上且0.50％以下中的一种或两种以上、余量由fe和不可避免的杂质构成的成分组成。
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，只要没有特别说明，则以下的表示成分组成的％是指质量％。
c：0.04％以上且0.15％以下
c是通过使钢的强度提高、使淬透性提高而促进贝氏体的生成的元素。上贝氏体相变时，c被分配至未相变奥氏体，由此使未相变奥氏体稳定化。由此，在卷取后的冷却中，未相变奥氏体相变为下贝氏体相和/或回火马氏体相、和/或马氏体相，由此，可以得到第二相。因此，在本发明中，需要将c含量设定为0.04％以上。另一方面，c含量超过0.15％时，第二相增加，热轧钢板的低温韧性劣化。因此，c含量设定为0.04％以上且0.15％以下。优选c含量为0.04％以上且0.14％以下。更优选c含量为0.04％以上且0.13％以下。进一步优选为0.05％以上且低于0.12％。
si：0.4％以上且2.0％以下
si是有助于固溶强化的元素，并且是有助于提高钢的强度的元素。另外，si具有抑制碳化物的形成的效果，抑制上贝氏体相变时的渗碳体的析出。由此，c被分配至未相变奥氏体，在卷取后的冷却中，未相变奥氏体相变为下贝氏体相和/或回火马氏体相、和/或马氏体相，由此，可以得到第二相。为了得到这些效果，需要将si含量设定为0.4％以上。另一方面，si是热轧中在钢板表面形成次生氧化皮的元素。si含量超过2.0％时，次生氧化皮变得过厚，脱氧化皮后的钢板表面的算术平均粗糙度(ra)变得过大，热轧钢板的弯曲成形性劣化。因此，si含量设定为2.0％以下。优选si含量为0.4％以上、优选为1.8％以下。更优选si含量为0.5％以上、更优选为1.6％以下。
mn：1.0％以上且3.0％以下
mn发生固溶而有助于钢的强度增加，并且通过提高淬透性而促进贝氏体相和马氏体相的生成。为了得到这样的效果，需要将mn含量设定为1.0％以上。另一方面，mn含量超过3.0％时，马氏体相增加，热轧钢板的低温韧性劣化。因此，将mn含量设定为1.0％以上且3.0％以下。优选mn含量为1.3％以上且2.6％以下。更优选mn含量为1.5％以上、优选为2.4％以下。
p：0.100％以下(包括0％)
p是发生固溶而有助于钢的强度增加的元素。但是，p也是由于偏析于热轧时的奥氏体晶界而发生热轧时的破裂的元素。另外，即使能够避免破裂的发生，也会偏析于晶界而使低温韧性降低，并且使加工性降低。因此，优选尽可能地减少p含量，可以容许含有0.100％以下的p。因此，p含量设定为0.100％以下。优选p含量为0.05％以下，更优选p含量为0.02％以下。
s：0.0100％以下(包括0％)
s与ti、mn结合而形成粗大的硫化物，使热轧钢板的韧性降低。因此，优选尽可能地减少s含量，可以容许含有0.0100％以下的s。因此，将s含量设定为0.0100％以下。从延伸凸缘成形性的观点考虑，s含量优选设定为0.005％以下，进一步优选s含量为0.003％以下。
al：0.01％以上且2.00％以下
al是作为脱氧剂发挥作用、对提高钢的洁净度有效的元素。al低于0.01％时，其效果不一定充分，因此，al含量设定为0.01％以上。另外，al与si同样地具有抑制碳化物的形成的效果，抑制上贝氏体相变时的渗碳体的析出。由此，c被分配至未相变奥氏体，在卷取后的冷却中，未相变奥氏体相变为下贝氏体相和/或回火马氏体相、和/或马氏体相，由此，可以得到第二相。另一方面，al的过量添加会导致氧化物系夹杂物的增加，使热轧钢板的韧性降低，并且成为缺陷产生的原因。因此，将al含量设定为0.01％以上且2.00％以下。优选al含量为0.015％以上、优选为1.8％以下。更优选al含量为0.020％以上、更优选为1.6％以下。
n：0.010％以下(包括0％)
n通过与氮化物形成元素结合而以氮化物的形式析出，有助于晶粒微细化。但是，n是在高温下容易与ti结合而形成粗大的氮化物、并且超过0.010％的含有会使热轧时的破裂发生的元素。因此，将n含量设定为0.010％以下。优选n含量为0.008％以下。更优选n含量为0.006％以下。
ti：0.03％以上且0.15％以下
ti是具有通过析出强化或固溶强化而使钢板的强度提高的作用的元素。ti在奥氏体相高温范围(奥氏体相中的高温的范围和比奥氏体相更高温的范围(铸造的阶段))内形成氮化物。由此，bn的析出得到抑制，b呈固溶状态，由此，可以得到上贝氏体相的生成所需的淬透性，有助于强度提高。为了表现出这些效果，需要将ti含量设定为0.03％以上。另外，ti通过使热轧时的奥氏体相的再结晶温度升高而使奥氏体未再结晶区域中的轧制成为可能，由此，有助于上贝氏体相的粒径微细化，使低温韧性提高。另一方面，ti含量超过0.15％时，由于粒径微细化的效果而使等效圆直径为0.5μm以上的第二相(包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织)的数密度增加，使延伸凸缘成形性劣化。因此，将ti含量设定为0.03％以上且0.15％以下。优选ti含量为0.04％以上、优选为0.14％以下。更优选ti含量为0.05％以上、更优选为0.13％以下。
b：0.0005％以上且0.0050％以下
b是通过偏析于原奥氏体晶界、抑制铁素体的生成而促进上贝氏体相的生成、从而有助于钢板的强度提高的元素。为了表现出这些效果，将b含量设定为0.0005％以上。另一方面，b含量超过0.0050％时，上述效果饱和。因此，将b含量限定为0.0005％以上且0.0050％以下的范围。优选b含量为0.0006％以上、优选为0.0040％以下。更优选b含量为0.0007％以上、更优选为0.0030％以下。
本发明含有上述成分，并进一步含有选自下述元素中的一种或两种以上。
cr：0.10％以上且2.50％以下
cr是具有通过固溶强化而使钢板的强度提高的作用的元素。另外，cr是碳化物形成元素，并且是具有如下效果的元素：在热轧钢板卷取后的上贝氏体相变时偏析于上贝氏体相与未相变奥氏体的界面，由此使贝氏体的相变驱动力降低，在残留有未相变奥氏体的状态下使上贝氏体相变停止。未相变奥氏体之后被冷却，由此相变为包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、和/或马氏体相的组织(第二相)，可以得到期望面积率的第二相。为了表现出这些效果，将cr含量设定为0.10％以上。另一方面，cr与si同样地是热轧中在钢板表面形成次生氧化皮的元素。因此，cr含量超过2.50％时，次生氧化皮变得过厚，脱氧化皮后的钢板表面的算术平均粗糙度(ra)变得过大，热轧钢板的弯曲成形性劣化。因此，在含有cr的情况下，将cr含量设定为0.10％以上且2.50％以下。优选cr含量为0.15％以上、优选为2.20％以下。更优选cr含量为0.20％以上、更优选为2.00％以下。另外，进一步优选cr含量为0.20％以上且1.60％以下。进一步优选cr含量为0.20％以上且1.00％以下。
mo：0.05％以上且0.50％以下
mo通过淬透性的提高而促进贝氏体相的形成，有助于钢板的强度提高。另外，mo与cr同样地是碳化物形成元素，并且是具有如下效果的元素：在热轧钢板卷取后的上贝氏体相变时偏析于上贝氏体相与未相变奥氏体的界面，由此使贝氏体的相变驱动力降低，在残留有未相变奥氏体的状态下使上贝氏体相变停止。未相变奥氏体之后被冷却，由此相变为包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、和/或马氏体相的组织(第二相)，可以得到期望面积率的第二相。为了得到这样的效果，优选将mo含量设定为0.05％以上。但是，mo含量超过0.50％时，马氏体相增加，热轧钢板的低温韧性劣化。因此，在含有mo的情况下，设定为0.05％以上且0.50％以下。优选mo含量为0.10％以上、优选为0.40％以下。更优选mo含量为0.15％以上、更优选为0.30％以下。
nb：0.005％以上且0.060％以下
nb是具有通过析出强化或固溶强化而使钢板的强度提高的作用的元素。另外，nb与ti同样地通过使热轧时的奥氏体相的再结晶温度升高而使奥氏体未再结晶区域中的轧制成为可能，有助于上贝氏体相的粒径微细化，使低温韧性提高。为了表现出这些效果，需要将nb含量设定为0.005％以上。另一方面，nb含量超过0.060％时，由于粒径微细化的效果而使等效圆直径为0.5μm以上的第二相的数密度增加，使延伸凸缘成形性劣化。因此，在含有nb的情况下，将nb含量设定为0.005％以上且0.060％以下。优选nb含量为0.010％以上、优选为0.050％以下。更优选nb含量为0.015％以上、更优选为0.040％以下。
v：0.05％以上且0.50％以下
v是具有通过析出强化或固溶强化而使钢板的强度提高的作用的元素。另外，v与ti同样地通过使热轧时的奥氏体相的再结晶温度升高而使奥氏体未再结晶区域中的轧制成为可能，有助于上贝氏体相的粒径微细化，使低温韧性提高。为了表现出这些效果，需要将v含量设定为0.05％以上。另一方面，v含量超过0.50％时，由于粒径微细化的效果而使等效圆直径为0.5μm以上的第二相的数密度增加，使延伸凸缘成形性劣化。因此，在含有v的情况下，将v含量设定为0.05％以上且0.50％以下。优选v含量为0.10％以上、优选为0.40％以下。更优选v含量为0.15％以上、更优选为0.30％以下。
在本发明中，上述以外的余量为fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以列举zr、co、sn、zn、w等，它们的含量以合计为0.5％以下时是可以容许的。
利用以上的必需含有元素，本发明的钢板可以得到目标特性。本发明的热轧钢板例如可以为了进一步提高高强度化、冲压成形性、低温韧性而根据需要含有下述的元素。
选自cu：0.01％以上且0.50％以下、ni：0.01％以上且0.50％以下中的一种或两种
cu：0.01％以上且0.50％以下
cu发生固溶而有助于钢的强度增加。另外，cu通过淬透性的提高而促进贝氏体相的形成，有助于强度提高。为了得到这些效果，优选将cu含量设定为0.01％以上。另一方面，其含量超过0.50％时，导致热轧钢板的表面性状的降低，使热轧钢板的弯曲成形性劣化。因此，在含有cu的情况下，将cu含量设定为0.01％以上且0.50％以下。优选cu含量为0.05％以上、优选为0.30％以下。
ni：0.01％以上且0.50％以下
ni发生固溶而有助于钢的强度增加。另外，ni通过淬透性的提高而促进贝氏体相的形成，有助于强度提高。为了得到这些效果，优选将ni含量设定为0.01％以上。但是，ni含量超过0.50％时，马氏体相增加，使热轧钢板的低温韧性劣化。因此，在含有ni的情况下，将ni含量设定为0.01％以上且0.50％以下。优选ni含量为0.05％以上、优选为0.30％以下。
sb：0.0002％以上且0.0200％以下
sb具有在钢坯加热阶段抑制钢坯表面的氮化的效果，使钢坯表层部的bn的析出得到抑制。另外，通过存在固溶b，即使在热轧钢板表层部也能够得到贝氏体的生成所需的淬透性，使热轧钢板的强度提高。为了表现出这样的效果，需要将sb含量设定为0.0002％以上。另一方面，sb含量超过0.0200％时，导致轧制载荷的增大，有时生产率降低。因此，在含有sb的情况下，将sb含量设定为0.0002％以上且0.0200％以下。优选sb含量为0.0005％以上、优选为0.0180％以下。进一步优选sb含量为0.0010％以上、进一步优选为0.0150％以下。
选自ca：0.0002％以上且0.0100％以下、mg：0.0002％以上且0.0100％以下、rem：0.0002％以上且0.0100％以下中的一种或两种以上
ca：0.0002％以上且0.0100％以下
ca控制氧化物、硫化物系夹杂物的形状，对热轧钢板的低温韧性的提高有效。为了表现出这些效果，优选将ca含量设定为0.0002％以上。但是，ca含量超过0.0100％时，有时引起热轧钢板的表面缺陷，使热轧钢板的弯曲成形性劣化。因此，在含有ca的情况下，将ca含量设定为0.0002％以上且0.0100％以下。优选ca含量为0.0004％以上且0.0050％以下。
mg：0.0002％以上且0.0100％以下
mg与ca同样，控制氧化物、硫化物系夹杂物的形状，对热轧钢板的低温韧性的提高有效。为了表现出这些效果，优选将mg含量设定为0.0002％以上。但是，mg含量超过0.0100％时，反而使钢的洁净度劣化，使低温韧性劣化。因此，在含有mg的情况下，将mg含量设定为0.0002％以上且0.0100％以下。优选mg含量为0.0004％以上、优选为0.0050％以下。
rem：0.0002％以上且0.0100％以下
rem与ca同样，控制氧化物、硫化物系夹杂物的形状，对热轧钢板的低温韧性的提高有效。为了表现出这些效果，优选将rem含量设定为0.0002％以上。但是，rem含量超过0.0100％时，反而使钢的洁净度劣化，使低温韧性劣化。因此，在含有rem的情况下，将rem含量设定为0.0002％以上且0.0100％以下。优选rem含量为0.0004％以上、优选为0.0050％以下。
接着，对本发明的高强度热轧钢板的组织等的限定理由进行说明。
对于本发明的高强度热轧钢板的组织而言，以按面积率计为75.0％以上且小于97.0％的上贝氏体相作为主相，并且该主相的平均粒径为12.0μm以下，以按面积率计大于3.0％且为25.0％以下的包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织作为第二相，并且等效圆直径为0.5μm以上的该第二相的数密度为150000个/mm2以下，并且钢板表面的算术平均粗糙度(ra)为2.00μm以下。需要说明的是，余量为残余奥氏体相、珠光体相、铁素体相，残余奥氏体相、珠光体相、铁素体相的面积率合计为0％以上且小于3.0％时，可以得到本发明的效果。
热轧钢板的组织
主相：上贝氏体相按面积率计为75.0％以上且小于97.0％，并且上贝氏体相的平均粒径为12.0μm以下
第二相：包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织(第二相)按面积率计大于3.0％且为25.0％以下，并且等效圆直径为0.5μm以上的第二相的数密度为150000个/mm2以下
余量：残余奥氏体相、珠光体相、铁素体相以各面积率的合计为0％以上且小于3.0％
本发明的高强度热轧钢板以上贝氏体相作为主相。上贝氏体相是指在板条状的贝氏体铁素体与贝氏体铁素体之间具有fe系碳化物和/或残余奥氏体相的组织(其中，也包括在板条状的贝氏体铁素体与贝氏体铁素体之间完全不具有fe系碳化物和/或残余奥氏体相的情况)。贝氏体铁素体与多边形铁素体不同，形状为板条状并且在内部具有比较高的位错密度，因此，可以容易地使用sem(扫描电子显微镜)、tem(透射电子显微镜)来区分。为了实现拉伸强度ts为980mpa以上的强度、提高低温韧性，需要以上贝氏体相作为主相。上贝氏体相的面积率为75.0％以上并且上贝氏体相的平均粒径为12.0μm以下时，能够兼具980mpa以上的拉伸强度ts和优良的低温韧性。另一方面，上贝氏体相的面积率为97.0％以上时，钢板的屈服比(yr)超过92.0％，得不到优良的胀形成形性。因此，将上贝氏体相的面积率设定为75.0％以上且小于97.0％。上贝氏体相的面积率优选为80.0％以上，更优选为85.0％以上。另外，上贝氏体相的平均粒径优选为11.0μm以下，更优选为10.0μm以下。进一步优选为9.0μm以下。
另外，在本发明中，以包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织作为第二相。该第二相的面积率大于3.0％时，可以得到优良的胀形成形性。另一方面，第二相的面积率超过25.0％时，上述主相的平均粒径无论多小都无法确保优良的低温韧性。因此，将第二相的面积率设定为大于3.0％且25.0％以下。第二相的面积率优选为3.5％以上、优选为23.0％以下。更优选为4.0％以上、更优选为20.0％以下。进一步优选为4.5％以上、进一步优选为15.0％以下。需要说明的是，下贝氏体相和/或回火马氏体相是指在板条状的贝氏体铁素体内具有fe系碳化物的组织(其中，也包括在该贝氏体铁素体与该贝氏体铁素体之间也具有fe系碳化物的情况)。尽管下贝氏体与回火马氏体可以使用tem(透射电子显微镜)来区分板条内的fe系碳化物的取向、结晶结构，但在本发明中，由于具有实质上相同的特性，因此不进行区分。另外，由于具有比上贝氏体高的位错密度，因此，可以使用sem、tem(透射电子显微镜)来区分。
另外，等效圆直径为0.5μm以上的第二相以数密度计为150000个/mm2以下时，在延伸凸缘成形时不易发生在上贝氏体相与第二相的界面处出现的空隙的连结，能够确保高延伸凸缘成形性。需要说明的是，等效圆直径为0.5μm以上的第二相的数密度越少，则延伸凸缘成形性越提高。因此，等效圆直径为0.5μm以上的第二相的数密度优选为130000个/mm2以下。更优选为115000个/mm2以下，进一步优选为100000个/mm2以下。
需要说明的是，作为主相的上贝氏体相和作为第二相的包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织以外的组织为残余奥氏体相、珠光体相、铁素体相(其中，也包括不含有各相的情况)。
热轧钢板的表面
算术平均粗糙度(ra)为2.00μm以下
钢板表面的算术平均粗糙度(ra)大时，在弯曲成形时在弯曲顶点部产生局部的应力集中，有时发生破裂。因此，为了在高强度热轧钢板中确保良好的弯曲加工性，将钢板表面的算术平均粗糙度(ra)设定为2.00μm以下。钢板表面的算术平均粗糙度(ra)越小，则弯曲加工性越提高，因此，钢板表面的算术平均粗糙度(ra)优选为1.90μm以下。更优选为1.80μm以下，进一步优选为1.60μm以下。
钢板的表面处理(优选条件)
可以出于提高耐腐蚀性等目的而制成在具有上述组织等的钢板的表面具有镀层的表面处理钢板。镀层可以为热镀层，也可以为电镀层。作为热镀层，可以列举镀锌层，可以列举例如热镀锌层、合金化热镀锌层等。作为电镀层，可以列举例如电镀锌层等。镀层附着量没有特别限制，可以与以往相同。
需要说明的是，上述的上贝氏体相、下贝氏体相和/或回火马氏体相(第二相)、马氏体相(第二相)、残余奥氏体相、珠光体相、铁素体相的各面积率、上贝氏体相的平均粒径、等效圆直径为0.5μm以上的第二相的数密度、钢板表面的算术平均粗糙度(ra)可以通过后述的实施例中记载的方法来测定。
接着，对本发明的高强度热轧钢板的制造方法进行说明。需要说明的是，说明中关于温度的“℃”表述是表示钢板表面或钢原材的表面的温度。
本发明为一种高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将上述组成的钢原材加热至1150℃以上，接着，进行如下热轧：实施粗轧后，在精轧前进行碰撞压力为3.0mpa以上的高压水脱氧化皮，实施精轧，在精轧中，将rc温度用式(1)定义时，将rc温度以上时的合计压下率设定为50％以上、接着将低于rc温度时的合计压下率设定为80％以下，将精轧结束温度设定为(rc-100℃)以上且(rc+100℃)以下，接着，在结束精轧后2.0s以内开始冷却，将ms温度用式(2)定义时，以30℃/s以上的平均冷却速度冷却至超过ms温度且600℃以下的冷却停止温度，在冷却停止温度下进行卷取，接着，将钢板以0.20℃/分钟以上的平均冷却速度冷却至(ms-100℃)。进而，在实施卷取后的冷却后，可以对钢板的表面实施镀覆处理。
以下，详细进行说明。
在本发明中，钢原材的制造方法无需特别限定，将具有上述组成的钢水利用转炉等公知的方法熔炼、利用连续铸造等铸造方法制成钢坯等钢原材的、常用的方法均可以应用。需要说明的是，可以使用铸锭-开坯轧制方法等公知铸造方法。另外，作为原料，可以使用废铁。
铸造后钢坯：将铸造后的钢坯进行直送轧制、或者将成为温片或冷片的钢坯(钢原材)加热至1150℃以上
冷却至低温后的钢坯等钢原材中，ti等碳氮化物形成元素几乎都以粗大的碳氮化物的形式存在。该粗大且不均匀的析出物的存在导致热轧钢板的各特性(例如强度、低温韧性等)的劣化。因此，将热轧前的钢原材以铸造后高温的状态供于直接热轧(直送轧制)，或者对热轧前的钢原材进行加热而使粗大的析出物固溶。在对钢坯进行加热的情况下，为了使粗大的析出物在热轧前充分固溶，需要将钢原材的加热温度设定为1150℃以上。另一方面，钢原材的加热温度变得过高时，导致钢坯缺陷的产生、氧化皮剥落所引起的成品率降低。因此，钢原材的加热温度优选设定为1350℃以下。钢原材的加热温度更优选为1180℃以上、优选为1300℃以下。进一步优选为1200℃以上、进一步优选为1280℃以下。
需要说明的是，将钢原材加热至1150℃以上的加热温度并保持预定时间，但保持时间超过9000秒时，氧化皮产生量增大。其结果是，在接下来的热轧工序中容易发生氧化皮咬入等，热轧钢板的表面粗糙度劣化，具有弯曲成形性劣化的倾向。因此，1150℃以上的温度范围内的钢原材的保持时间优选设定为9000秒以下。更优选1150℃以上的温度范围内的钢原材的保持时间为7200秒以下。保持时间的下限没有特别限定，从钢坯加热的均匀性的观点考虑，1150℃以上的温度范围内的钢原材的保持时间优选为1800秒以上。
热轧：粗轧后，在精轧前进行碰撞压力为3.0mpa以上的高压水脱氧化皮，将精轧中的rc温度用式(1)定义时，将rc温度以上时的合计压下率设定为50％以上，接着将低于rc温度时的合计压下率设定为80％以下，将精轧结束温度设定为(rc-100℃)以上且(rc+100℃)以下
在本发明中，在钢原材的加热之后进行由粗轧和精轧构成的热轧。在粗轧中，只要能够确保期望的薄板坯尺寸即可，其条件无需特别限定。粗轧后，在精轧前，在精轧机的入口侧进行使用高压水的脱氧化皮。
高压水脱氧化皮的碰撞压力：3.0mpa以上
为了将至精轧前为止产生的一次氧化皮除去，实施利用高压水喷射的脱氧化皮处理。为了将高强度热轧钢板的表面的算术平均粗糙度(ra)控制为2.00μm以下，需要将高压水脱氧化皮的碰撞压力设定为3.0mpa以上。上限没有特别规定，优选相当于碰撞压力为3.0mpa以上、优选为12.0mpa以下的脱氧化皮。需要说明的是，在精轧的机架间的轧制中途，也可以进行脱氧化皮。另外，可以根据需要在机架间对钢板进行冷却。
需要说明的是，上述说明中，碰撞压力是指高压水碰撞钢材表面的每单位面积的力。
精轧中的、将rc温度用式(1)定义时rc温度以上时的合计压下率：50％以上
发明人通过实验，根据经验发现，通过在rc温度以上对热轧钢板进行轧制，显著发生各钢的奥氏体区域中的再结晶。粗大的奥氏体晶粒中，相变后的上贝氏体相的粒径变得粗大，难以得到本发明中作为目标的良好的低温韧性。为了确保良好的低温韧性，需要使奥氏体晶粒在精轧中充分地再结晶而微细化，需要将rc温度以上时的精轧合计压下率设定为50％以上。优选rc温度以上的精轧合计压下率为55％以上。更优选为60％以上。进一步优选为70％以上。
rc(℃)＝850+100×c+100×n+10×mn+700×ti+5000×b+10×cr+50×mo+2000×nb+150×v…式(1)
在此，式(1)中的各元素符号为各元素的钢中的含量(质量％)。在不含有的元素的情况下，将式中的元素符号以0进行计算。
精轧中的、低于rc温度时的合计压下率：80％以下
通过在低于rc温度下进行压下，奥氏体晶粒不发生再结晶而蓄积应变，从而引入变形区。通过在奥氏体晶粒中产生应变、变形区，相变的核增加，相变后的上贝氏体相的粒径变得微细，热轧钢板的低温韧性提高。但是，低于rc温度时的合计压下率超过80％时，等效圆直径为0.5μm以上的、包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织即第二相的数密度过度增加，使热轧钢板的延伸凸缘成形性劣化。因此，将低于rc温度时的精轧合计压下率设定为80％以下。从延伸凸缘成形性的观点考虑，低于rc温度时的精轧合计压下率优选为70％以下。更优选为60％以下，进一步优选为50％以下。下限没有特别规定，从热轧钢板的低温韧性的观点考虑，低于rc温度时的精轧合计压下率优选设定为10％以上。
精轧结束温度：(rc-100℃)以上且(rc+100℃)以下
精轧结束温度低于(rc-100℃)时，轧制有时在铁素体+奥氏体的两相区温度下进行，因此，得不到期望的上贝氏体相的面积率，无法确保拉伸强度ts为980mpa以上。另外，未达到铁素体+奥氏体的两相区时，粒径变得过于微细，等效圆直径为0.5μm以上的第二相的数密度增加，使延伸凸缘成形性劣化。另外，精轧结束温度超过(rc+100℃)时，再结晶后的奥氏体晶粒的晶粒生长显著发生，奥氏体晶粒粗大化，上贝氏体相的平均粒径变大，无法确保本发明的作为目标的优良的低温韧性。因此，将精轧结束温度设定为(rc-100℃)以上且(rc+100℃)以下。优选设定为(rc-90℃)以上、优选为(rc+90℃)以下。更优选为(rc-70℃)以上、更优选为(rc+70℃)以下。进一步优选为(rc-50℃)以上、进一步优选为(rc+50℃)以下。需要说明的是，此处的精轧结束温度表示钢板的表面温度。
冷却开始时间：精轧结束后2.0s以内
在精轧结束后2.0s以内开始强制冷却，在冷却停止温度(卷取温度)下停止冷却，卷取成卷材状。从精轧结束至开始强制冷却的时间超过2.0s而延长时，在rc温度以上的精轧结束温度的情况下，发生奥氏体晶粒的晶粒生长，上贝氏体相的粒径变大，得不到本发明的作为目标的良好的低温韧性。需要说明的是，在低于rc温度的精轧结束温度的情况下，强制冷却开始时间的上限可以没有特别规定，但引入至奥氏体晶粒中的应变恢复，因此，从低温韧性的观点考虑，强制冷却开始时间优选为2.0s以内。因此，将强制冷却开始时间设定为精轧结束后2.0s以内。优选强制冷却开始时间为精轧结束后1.5s以内。更优选强制冷却开始时间为精轧结束后1.0s以内。
从精轧结束温度至冷却停止温度(卷取温度)的平均冷却速度：30℃/s以上
在强制冷却中，从精轧结束温度至卷取温度的平均冷却速度小于30℃/s时，在上贝氏体相变之前发生铁素体相变，得不到期望的面积率的上贝氏体相。因此，将平均冷却速度设定为30℃/s以上。平均冷却速度优选为35℃/s以上，进一步优选为40℃/s以上。需要说明的是，此处的平均冷却速度的上限没有特别规定，但平均冷却速度变得过大时，冷却停止温度的管理变得困难，有时难以得到期望的显微组织。因此，优选将平均冷却速度设定为300℃/s以下。需要说明的是，平均冷却速度基于钢板的表面的平均冷却速度来进行规定。
冷却停止温度(卷取温度)：超过ms温度且600℃以下
将ms温度用下述式(2)定义时，在冷却停止温度(卷取温度)超过ms温度时停止冷却，由此，产生贝氏体相变停留现象，上贝氏体相变中断，以上贝氏体相与未相变奥氏体相的两相的状态被保持。然后，在热轧钢板被冷却的过程中，未相变奥氏体相变为下贝氏体相和/或回火马氏体相、和/或马氏体相，可以得到期望的面积率的上贝氏体相、以及作为包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织的第二相。但是，卷取温度达到ms温度以下时，不产生贝氏体相变停留现象，无法确保期望的第二相的面积率，胀形成形性劣化。另外，卷取温度超过600℃时，生成铁素体相、珠光体相，无法确保期望的拉伸强度ts：980mpa以上。即，卷取温度越变得低温，上贝氏体相变的驱动力越增大，至产生贝氏体相变停留现象为止的上贝氏体相变率增高，热轧钢板的第二相的面积率有降低的倾向。另外，卷取温度越变得高温，上贝氏体相变的驱动力越减小，至产生贝氏体相变停留现象为止的上贝氏体相变率变低，热轧钢板的第二相的面积率有增高的倾向。因此，卷取温度设定为超过ms温度且600℃以下。卷取温度优选为(ms+10℃)以上、优选为580℃以下。更优选为(ms+20℃)以上、更优选为560℃以下。
ms(℃)＝561-474×c-33×mn-17×ni-21×mo…式(2)
在此，式(2)中的各元素符号为各元素的钢中的含量(质量％)。在不含有的元素的情况下，将式中的元素符号以0进行计算。
卷取后，将热轧钢板0.20℃/分钟以上的平均冷却速度冷却至(ms-100℃)
卷取后至(ms-100℃)为止的平均冷却速度：0.20℃/分钟以上
卷取后的热轧钢板的平均冷却速度对未相变奥氏体相的相变行为产生影响。关于卷取后的热轧钢板的冷却，只要可以得到期望的平均冷却速度，则可以为任何的冷却方法。作为冷却方法的例子，可以列举自然空冷、强制空冷、气体冷却、喷雾冷却、水冷却、油冷却等。卷取后的热轧钢板的至(ms-100℃)为止的平均冷却速度小于0.20℃/分钟时，未相变奥氏体相分解而成为上贝氏体相或珠光体相，无法确保期望的作为包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织的第二相的面积率。因此，为了使未相变奥氏体相相变为第二相而得到期望的第二相的面积率，需要将卷取后的热轧钢板的至(ms-100℃)为止的平均冷却速度设定为0.20℃/分钟以上。优选为0.25℃/分钟以上，更优选为0.30℃/分钟以上。进一步优选为0.50℃/分钟以上。需要说明的是，此处的平均冷却速度的上限没有特别规定，但平均冷却速度变得过大时，不产生贝氏体相变停留现象，有时难以得到期望的作为包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织的第二相的面积率。因此，优选将平均冷却速度设定为小于1800℃/分钟。更优选为600℃/分钟以下，进一步优选为60℃/分钟以下。
另外，超过(ms-100℃)时，未相变奥氏体相的相变不会完成，有时生成(残留)残余奥氏体，有时得不到期望的显微组织。因此，在卷取后的冷却中，特别需要对至(ms-100℃)为止的平均冷却速度进行控制。优选为(ms-150℃)，进一步优选为(ms-200℃)。
通过以上方法，制造本发明的高强度热轧钢板。
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，可以应用电磁搅拌(ems)、轻压下铸造(ibsr)等。通过进行电磁搅拌处理，能够在板厚中心部形成等轴晶、使偏析减少。另外，在实施轻压下铸造的情况下，通过防止连续铸造钢坯的未凝固部的钢水的流动，能够减少板厚中心部的偏析。通过应用这些减少偏析处理中的至少一个处理，能够使后述的冲压成形性、低温韧性达到更优良的水平。
卷取后，可以根据常规方法实施平整轧制，另外，也可以实施酸洗而将形成在表面的氧化皮除去。另外，在酸洗处理后或平整轧制后，可以进一步利用常用的热镀锌生产线来实施镀覆处理、化学转化处理。例如，作为镀覆处理，可以设定为使钢板从热镀锌浴通过、在钢板的表面形成镀锌层的处理。进而，可以进行实施该镀锌层的合金化处理的合金化处理而制成合金化热镀锌钢板。例如，在镀覆处理后，在合金化处理温度为460～600℃、保持时间为1s以上的条件下进行合金化处理。需要说明的是，不仅是热镀锌钢板，也可以使用所得到的热轧钢板进行电镀处理而制成电镀锌钢板等镀覆钢板。
实施例
将表1所示的组成的钢水利用转炉进行熔炼，通过连续铸造法制造钢坯(钢原材)。接着，将这些钢原材在表2所示的制造条件下进行加热，实施粗轧，在表2所示的条件下实施钢板表面的脱氧化皮，在表2所示的条件下实施精轧。精轧结束后，以表2所示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(从精轧结束温度至卷取温度的平均冷却速度)进行冷却，在表2所示条件的卷取温度(冷却停止温度)下卷取，在表2所示的条件下对卷取后的钢板进行冷却，制成表2所示的板厚的热轧钢板。对这样得到的热轧钢板进行表皮光轧，然后进行酸洗(盐酸浓度：以质量％计为10％、温度85℃)，对于一部分钢板，实施热镀锌处理、进一步实施合金化处理。
从如上得到的热轧钢板上裁取试验片，实施热轧钢板表面的算术平均粗糙度(ra)的测定、组织观察、拉伸试验、扩孔试验、弯曲试验、夏比冲击试验。组织观察方法和各种试验方法如下所述。需要说明的是，在镀覆钢板的情况下，利用镀覆后的钢板进行试验、评价。
(i)热轧钢板表面的算术平均粗糙度(ra)的测定
从所得到的热轧钢板上裁取钢板表面的算术平均粗糙度测定用试验片(大小：t(板厚)×50mm(宽度)×50mm(长度))，依据jisb0601进行算术平均粗糙度(ra)的测定。另外，算术平均粗糙度(ra)的测定在与轧制方向成直角的方向上进行3次，算出其平均值来进行评价。需要说明的是，对于镀覆板，求出镀覆后的钢板的ra，对于热轧钢板，求出酸洗而除去氧化皮后的钢板的ra。
(ii)组织观察
各组织的面积率、第二相(包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织)的数密度和第二相的等效圆直径、上贝氏体的平均粒径
从所得到的热轧钢板上裁取扫描电子显微镜(sem)用试验片，对与轧制方向平行的板厚断面进行研磨后，利用腐蚀液(3质量％硝酸乙醇溶液)使组织显现，在板厚1/4位置处，使用扫描电子显微镜(sem)以3000倍的倍率拍摄10个视野，通过图像处理对各相(上贝氏体相、下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相、珠光体相、铁素体相)的面积率进行定量化。另外，测定视野内的第二相(包含下贝氏体相和/或回火马氏体相、马氏体相中的一种或两种的组织)的等效圆直径。然后，对每1mm2的第二相的个数进行考察，求出等效圆直径为0.5μm以上的第二相的个数密度。
关于上贝氏体相的平均粒径，从热轧钢板上裁取基于使用sem的电子背散射衍射(electronbackscatterdiffractionpatterns：ebsd)法的上贝氏体相的粒径测定用试验片，以与轧制方向平行的面作为观察面，使用胶态二氧化硅溶液进行精研磨。然后，利用ebsd测定装置，在电子射线的加速电压20kev、测定间隔0.1μm步长的条件下，在板厚1/4位置处测定10处100μm×100μm的面积，定义通常被认为是晶界的大倾角晶界的阈值即15°，使结晶取向差为15°以上的晶界可见化，算出上贝氏体相的平均粒径。上贝氏体相的面积平均(areafractionaverage)的粒径使用tsl公司制造的oim分析软件来计算。此时，作为晶粒的定义，使晶粒公差角度(graintoleranceangle)为15°，由此可以求出面积平均粒径(称为平均粒径)。另外，将通过ebsd法鉴定为奥氏体的相定义为残余奥氏体相，求出残余奥氏体的面积率。
(iii)拉伸试验
从所得到的热轧钢板上以使拉伸方向为与轧制方向成直角的方向的方式裁取jis5号试验片(gl：50mm)，依据jisz2241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)。试验进行两次，将各自的平均值作为该钢板的机械特性值。另外，算出由下式定义的屈服比(yr)。
yr(％)＝yp/ts×100
在本发明中，在拉伸试验中得到的yr为92.0％以下的情况下，评价为胀形成形性良好。
(iv)扩孔试验
从所得到的热轧钢板上裁取扩孔试验用试验片(大小：t(板厚)×100mm(宽度)×100mm(长度))，依据日本钢铁联盟标准jfst1001，在试验片中央，利用10mmφ冲头以12％±1％的间隙率冲裁出冲孔，然后，将60°圆锥冲头以从冲裁方向按压的方式插入到该冲孔中，求出裂纹贯穿板厚的时刻的孔径dmm，算出由下式定义的扩孔率λ(％)。
λ(％)＝{(d-10)/10}×100
需要说明的是，间隙率为相对于板厚的比例(％)。在本发明中，将扩孔试验中得到的λ为50％以上的情况评价为延伸凸缘成形性良好。
(v)弯曲试验
对所得到的热轧钢板实施剪切加工，以使试验片的长度方向与轧制方向成直角的方式裁取35mm(宽度)×100mm(长度)的弯曲试验片。使用具有剪切端面的这些试验片，依据jisz2248中规定的挤压弯曲法，进行v型块90°弯曲试验。此时，对于各钢板，使用3个试验片进行试验，将任一试验片中都未发生破裂的最小的弯曲半径作为极限弯曲半径r(mm)，求出用r除以热轧钢板的板厚t(mm)的r/t值，对热轧钢板的弯曲加工性进行评价。需要说明的是，在本发明中，将r/t的值为1.20以下的情况评价为弯曲加工性优良。
(vi)夏比冲击试验
从所得到的热轧钢板上，以使试验片的长度方向与轧制方向成直角的方式裁取厚度2.5mm的小尺寸试验片(v形缺口)，依据jisz2242的规定进行夏比冲击试验，测定脆性延性断口转变温度(vtrs)，对韧性进行评价。在此，对于板厚大于2.5mm的热轧钢板，通过两面磨削而使板厚为2.5mm，制作试验片，对于板厚为2.5mm以下的热轧钢板，以原厚度制作试验片，供于夏比冲击试验。在本发明中，将所测定的vtrs为-40℃以下的情况评价为低温韧性良好。
将通过以上得到的结果示于表3中。
[表2]
(*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(冷却停止温度)的平均冷却速度。
(*3)从卷取温度(冷却停止温度)至(ms-100℃)的平均冷却速度。
(*4)镀覆处理的有无。○：有、-：无。
(*5)镀覆处理后的合金化的有无。○：有、-：无。
(*6)rc(℃)＝850+100×c+100×n+10×mn+700×t+5000×b+10×cr+50×mo+2000×nb+150×v…式(1)
式(1)中的各元素符号为各元素的钢中的含量(质量％)。在不含有的情况下以0进行计算。
(*7)ms(℃)-561-474×c-33×mn-17×n-21×mc…式(2)
式(2)中的各元素符号为各元素的钢中的含量(质量％)。在不含有的情况下以0进行计算。
注：下划线为本发明范围外。
由表3可知，本发明例中，得到了冲压成形性、低温韧性优良的拉伸强度ts为980mpa以上的高强度热轧钢板。另一方面，偏离本发明范围的比较例中，强度、冲压成形性、低温韧性中的某一项以上无法满足上述的目标性能。