不发生剥落且表面性状及扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板及其制造方法

专利名称：：不发生剥落且表面性状及扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及表面性状及扩孔弯边性(burringproperty)优异的高强度热轧钢板及其制造方法。本申请要求2007年3月27日提出的日本国专利申请第2007-82567号的优先权，将其内容援引于此。
背景技术：
：近年，为了以提高汽车的燃料费为代表的各种钢板的轻质化，逐渐进行铁合金等的钢板的高强度化或应用A1合金等轻金属。但是，与钢等重金属相比时，虽然A1合金等轻金属具有比强度高的优点，但存在显著昂贵的缺点，所以其应用限于特殊用途。因此，为了更廉价且广范围地推动各种钢板的轻质化，必须使钢板高强度化。钢板的高强度化通常伴有成形性(加工性)等的材料特性变差，因此如何在不使材料特性变差的情况下获得高强度化对于开发高强度钢板是重要的。特别是作为内板部件、结构部件、行走部件等汽车部件被使用的钢板要求放边加工性、扩孔弯边性、延展性、疲劳耐久性及耐腐蚀性等，如何高维地且平衡性良好地发挥这些材料特性与高强度性是重要的。例如，用于占车体重量约20%的结构部件和行走部件等汽车部件的钢板通过剪切和冲裁加工进行冲割和开孔后，为了实施以放边加工或扩孔弯边加工为主的压制成形，要求非常严格的扩孔性(X值)。另外，用于上述部件的钢板中，在实施剪切或冲裁加工而形成的端面上产生伤痕或微小裂缝，由于上述产生的伤痕或微小裂缝，有可能发生龟裂加剧直至疲劳破坏。因此，为了提高疲劳耐久性，必须使上述钢材的端面不产生伤痕或微小裂缝。作为在上述端面产生的伤痕或微小裂缝，如图1所示，产生与端面的板厚方向平行的裂缝。该裂缝被称为"剥落"。另外，图1中，圆筒面是板厚方向的面，与圆筒面平行发生的裂缝为"剥落"。该"剥落"特别是在540MPa级的钢板的情况下，发生约80%左右，在780MPa级的钢板的情况下发生约100。/。。另夕卜，该"剥落"的发生与扩孔率无关。例如，不管扩孔率为50%、还是100%，均发生该"剥落"。进而，作为用于座椅横档、座椅安全带插扣、轮盘等汽车部件的钢板，要求美观性、设计性及高成形性优异的高强度钢板。因此，用于汽车部件等的各种钢板根据目的除了上述材料特性之外，还要求严格的表面品质。如上所述，为了兼顾高强度性与特别是成形性之类的各种材料特性，公开了通过将钢组织设定成铁素体为90%以上、余量为贝氏体来兼顾高强度与延展性、扩孔性的钢板的制造方法(例如参见专利文献l)。但是，应用专利文献l所公开的技术而制造的钢板含有0.3Q/。以上的Si，在钢板表面生成被称为红氧化皮(Si氧化皮)的虎纹状氧化皮花纹，所以难以在用于要求严格的表面品质的汽车部件等的各种钢板中应用。进而，发明人进一步追加试验，引用文献l的组成的钢在冲裁后发生"剥落"。针对该课题，公开了通过将Si的添加量抑制在0.3。/。以下来抑制红氧化皮的产生，并且通过添加Mo将析出物微细化，从而实现高强度以及优异的放边性的高张力热轧钢板的技术(例如专利文献2、3)。但是，应用了上述专利文献2、3中公开的技术的钢板虽然Si添加量为0.3%以下的程度，但难以充分抑制红氧化皮的发生，并且由于必须添加0.07。/。以上的昂贵的合金元素Mo，所以有制造成本高的问题点。进而，发明人进一步追加试验，引用文献2或3的组成的钢在冲裁后发生"剥落"。因此，专利文献2、3所公开的技术中，完全没有公幵关于抑制在通过剪切或冲裁加工而形成的端面中的伤痕或微小裂缝的技术。专利文献l:日本特开平6-293910号公报专利文献2:日本特开2002-322540号公报专利文献3:日本特开2002-322541号公报
发明内容为此，本发明是鉴于上述问题而提出的，其目的在于提供一种高强度热轧钢板、以及能廉价稳定地制造该钢板的制造方法，该热轧钢板能应用于高强度且要求严格的加工性和扩孔性的部件，在部件表面不会因Si氧化皮等导致外观变差，表面性状优异，特别是在通过剪切或冲裁加工而形成的部件端面中对于裂缝"剥落"的耐性优异，为540MPa级以上、进而为780MPa级以上的钢板等级，且表面性状及扩孔弯边性优异。另外，本发明所说的"扩孔弯边性优异"是指，在端面不产生"剥落"，通过日本铁钢连盟规格JFST1001-1996记载的扩孔:1式验方法在540旨&级的钢板的情况下可以达到135。/。以上的扩孔率、或者在780MPa以上的钢板的情况下可以达到90%以上的扩孔率的钢。为了解决上述问题点，本发明人们发明了以下所示的表面性状及扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板。本发明的不发生剥落且表面性状及扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板以质量。/。含有C:0.010.1。/。、Si:0.010.1%、Mn:0.13%、P:0.1。/o以下、S:0.03。/。以下、Al:0.001l%、N:0.01。/。以下、Nb:0.0050.08%、Ti:0扁0.2%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，以Nb含量为[Nb]，C含量为[C]时，满足下式x[C]S4.34x10-3固溶C的晶界个数密度为l个/nn^以上且4.5个/nn^以下，在钢板中的晶界处析出的渗碳体粒径为lpm以下。本发明的热轧钢板中，也可以是C:0.010.07。/。、Mn:0.12%、Nb:0.0050.05%、Ti:0.001%0.06%，并且以Si含量为[Si]、以Ti含量为[Ti]时，满足下式3x[Si]^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])，抗拉强度可以为540MPa以上且小于780MPa。也可以是C:0.030.10/0、Si:0.01^Si^0.1、Mn:0.82.6%、Nb:0.01%0.08%、Ti:0.04%0.2%，并且以Ti含量为[Ti]时，满足下式0細5^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb]戸0.005，抗拉强度可以为780MPa以上。进而，可以以质量。/。计含有Cu:0.21.2°/。、Ni:O.l0.6%、Mo:0.051°/0、V:0.020.2%、Cr:0.01l。/。中的一种或二种以上。并且可以以质量。/o计含有Ca:0.00050.005。/o、REM:0.00050.02。/o中任一种或二种。还可以以质量。/。计含有B:0.00020.002。/。，固溶C和/或固溶B的晶界个数密度为1个/nm2以上4.5个/nm2以下。可以实施镀锌。本发明的没有发生剥落且表面性状及扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板的制造方法是将具有本发明热轧钢板的成分的钢坯加热到满足下式的温度SRTmin(。C)以上且1170。C以下，SRTmin=6670/{2.26-log(,x[C])}-273进而在结束温度为1080'C以上且115(TC以下的条件下进行粗轧，然后，在30秒以上、150秒以内于100(TC以上且小于108(TC下开始精轧，以使最终道次的压下率为3y。以上且15。/。以下的方式在Ar3相变点温度以上且95(TC以下的温度区域中结束精轧，以超过15X:/sec的冷却速度从冷却开始冷却至45(TC以上且55(TC以下的温度区域，并进行巻取。本发明的不发生剥落且表面性状及扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板的制造方法中，可以将巻取后得到的钢板进行酸洗，然后浸渍在镀锌浴中，将钢板表面镀锌。可以对镀锌后得到的钢板进行合金化处理。本发明涉及表面性状及扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板及其制造方法，通过使用上述钢板，容易在要求严格的加工性及扩孔性的部件中应用，上述钢板在部件表面没有因Si氧化皮等导致的外观变差，表面性状优异，特别是在经剪切或冲裁加工而形成的部件端面对于裂缝("剥落")的耐性优异。并且可以廉价且稳定地制造为540MPa级以上、进而为780MPa级以上的钢板等级的、表面性状及扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板。因此，可以说本发明是工业价值高的发明。图l是从斜上方观察冲裁部的照片。[图2]图2是表示在固溶C、B的晶界偏析密度(晶界个数密度)与巻取温度的关系中有无断裂面裂缝的图。图3是表示扩孔值与晶界渗碳体粒径的关系的图。[图4]图4是表示晶界渗碳体粒径与巻取温度的关系的图。[图5]图5是表示在Si含量与加热温度的关系中有无Si氧化皮的图。[图6]图6是表示钢板的抗拉强度与加热温度的关系的图。具体实施例方式以下，作为实施本发明的最佳方式，详细说明表面性状及扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板(以下简单称为热轧钢板)。另外，以下，组成的质量%只记载为％。首先，对完成本发明的基础研究结果进行说明。本发明人为了调査热轧钢板的材质、成分或显微组织等冶金因素对于在通过剪切或冲裁加工而形成的部件端面所产生的微小裂缝(以下将上述伤痕和微小裂缝总称为"剥落"(断裂面裂缝))和Si氧化皮的产生的影响而进行了实验。所得的结果如以下所示。在出现"剥落"的高强度钢中，用硝酸乙醇腐食液来观察金相组织时，未检测到晶界。在没有"剥落"的高强度钢中，用硝酸乙醇腐食液来观察金相组织时，检测到或未检测到晶界。但是，在极低碳钢(IF钢)中，未发生"剥落"，但该钢在用硝酸乙醇腐食液来观察金相组织时，未检测到晶界，扩孔率也高。由以上可知，"剥落"不存在唯一的与用硝酸乙醇腐食液进行的晶界的检出的相关关系。为此，进一步进行实验，详细探讨"剥落"的关系。其结果是，详细调査晶体晶界的实验与结果如下详细所述，如图2所示，可知存在于晶体晶界的固溶C的个数密度与"剥落"的发生相关。进而，为了研究详细情况，进行了以下的实验。首先，准备下述热轧钢板将表1所示的钢成分的铸片熔炼，在热轧钢板的制造工艺中，改变巻取温度而制造的厚度为2mm的热轧钢板。本发明人对所得的热轧钢板调查在巻取温度与固溶C和/或固溶B的晶界个数密度的关系中的有无断裂面裂缝、析出于晶界的晶界渗碳体粒径与扩孔值的关系以及巻取温度与晶界渗碳体粒径的关系。另外，本说明书中，表中的广表示[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])的值，2*表示3x[Si]-{[C]-(12/48[Ti〗+12/93[Nb]》的值。式中的[C]表示C含量，[Ti]表示Ti含量，[Nb]表示Nb含量，[Si]表示Si含量。10表1<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>此处，在本调查中，扩孔值、断裂面裂缝、晶界渗碳体粒径及晶界偏析密度根据以下所示的方法进行评价。根据日本铁钢连盟规格JFST1001-1996记载的扩孔试验方法评价扩孔值。另外，有无断裂面裂缝按照如下所述来确认用与日本铁钢连盟规格JFST1001-1996记载的扩孔试验方法相同的方法以20%的间隙进行冲裁，用肉眼观察该冲裁面。析出于晶界的晶界渗碳体粒径按照如下所述来测定从供试钢的钢板板宽的l/4W或3/4W位置切出的试样的l/4厚度处，采集透射型电子显微镜样品，用搭载有200kV的加速电压的电场放射型电子枪(FieldEmissionGun:FEG)的透射型电子显微镜进行观察。通过解析衍射图案确认在晶界观察到的析出物为渗碳体。另外，在本调査中，晶界渗碳体粒径定义为测定在一个视野中观察到的全部晶界渗碳体的粒径，由测定值算出的平均值。另外，为了测定存在于晶界及晶内的固溶C，使用三维原子探针法。1988年牛津大学的A.Cerezo等开发的位置灵敏型原子探针(positionsensitiveatomprobe，PoSAP)是在原子探针的检测器中导入位置灵敏型检测器(positionsensitivedetector),分析时可以不使用光圈地对到达检测器的原子的飞行时间与位置进行同时测定的装置。如果使用该装置，则不仅可以将存在于试样表面的合金中的全部构成元素用原子水平的空间分辨率表示为二维图，而且可以通过使用电场蒸发现象，使试样表面按每一原子层蒸发，并通过将二维图向深度方向扩张，从而可以以三维图进行显示、分析。晶界观察中，为了制作含有晶界部的AP用针状试样，使用FIB(聚焦离子束)装置/日立制作所制FB2000A，为了将切出的试样通过电解研磨形成针状而用任意形状扫描束使晶界部成为针前端部。对在SIM(扫描离子显微镜)的隧道现象中在取向不同的晶粒中产生差异的情况进行活用，边观察该试样边确定晶界，并用离子束切断。用作三维原子探针的装置是CAMECA公司制OTAP，测定条件为试样位置温度约70K、探针总电压1015kV、脉冲比25%。对各试样的晶界、晶内分别测定三次，以其平均值作为代表值。将从测定值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(晶界偏析密度)(个/nm2)。因此，可以说存在于晶界的固溶C应当是存在于晶界的C原子。所谓本发明的固溶C晶界个数密度，定义为存在于晶界的固溶C的每晶界单位面积的个数(密度)。由于用原子图可知三维的原子分布，所以可以确认c原子个数在晶界位置较多。另外，如果是析出物，则能用原子数、其他原子的位置关系(Ti等)进行确定。进而，在上述表l的成分的钢中，确认基本没有以固溶C的形式存在，而是以Ti、Nb的析出物的形式存在。图2表示在固溶C、B的晶界个数密度与巻取温度的关系中有无"剥落"(断裂面裂缝)。由图2确认，巻取温度与固溶C、B的晶界个数密度具有非常强的相关关系。新认识到不添加B的钢A在巻取温度为550"C以下的情况下，以及添加B的钢B在巻取温度为65(TC以下的情况下，固溶C、B的晶界个数密度为l个/nn^以上，可以避免"剥落"(断裂面裂缝)。钢种A中，巻取温度超过550'C时，偏析于晶界的固溶C主要在巻取后作为TiC析出于晶内，固溶C的晶界个数密度小于l个/nm2。其结果是，晶界的强度与晶内相比，相对降低，从而推测在冲裁及剪切加工时发生晶界裂缝，产生断裂面裂缝。另外，虽然已知B偏析于晶界，但只有在图2中可见，通过添加B，固溶B的晶界个数密度增加l个/ni^左右。存在B时，除固溶C以外，也必须数出晶界的固溶B作为晶界个数密度。图3表示扩孔值与存在于晶体晶界的渗碳体粒径的关系。根据图3可确认，扩孔值与存在于晶界的渗碳体粒径具有非常强的相关关系。进而，新认识到存在于晶体晶界的渗碳体粒径为lpm以下时，扩孔值提高。钢A与钢B如图2所示，固溶C也存在于晶界。为此，研究了晶界个数密度与存在于晶体晶界的渗碳体粒径的关系。图4表示晶界渗碳体粒径与巻取温度的关系。由图4可确认，巻取温度与析出于晶界的晶界渗碳体粒径具有非常强的相关关系。新认识到巻取温度为45(TC以上时，晶界渗碳体粒径为liam以下。艮口，可知晶界个数密度为4.5个/ni^以下时，渗碳体的粒为l,以下。由此可知，晶界个数密度应为l个/ni^以上且4.5个/nmS以下是为了不发生"剥落"、提高扩孔率而更为优选的条件。存在于晶体晶界的渗碳体的粒径为lpm以下时，认为扩孔率进一步提高的原因在于以下的原因。首先，认为扩孔值所代表的放边加工、扩孔弯边加工性受到冲裁或剪切加工时所产生的成为裂缝起点的空隙的影响。认为析出于母相晶界的渗碳体相相对于母相粒在一定程度上较大时，该空隙因母相粒的界面附近的母相粒受到过剩的应力而产生。但是，晶界渗碳体粒径为^m以下的尺寸时，相对于母相粒，渗碳体粒相对较小，在力学上应力不集中，难以产生空隙，所以扩孔值提高。然后，本发明人以不发生"剥落"、提高扩孔率为前提，将表2所示的改变了Si添加量的钢成分的铸片熔炼，在热轧钢板的制造工艺中，改变轧制前进行的板坯加热工序的加热温度，制造厚度为2mm的热轧钢板。本发明人基于所得的热轧钢板，调查在加热温度与Si含量的关系中有无Si氧化皮、及加热温度与抗拉强度的关系。<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>另外，在酸洗后通过肉眼观察来确认有无Si氧化皮。另外，抗拉强度使用下述值从各个钢板切出JISZ2201记载的5号试验片，根据JISZ2241的方法进行拉伸试验而测定得到的值。图5表示Si含量与加热温度的关系中的有无Si氧化皮。由图5可确认，如果钢板含有超过0.in/。的Si，则与加热温度没有关系，产生Si氧化皮。另外，由图5确认了，钢板在Si含量为0.P/。以下的情况下和在加热温度超过1170。C的情况下，与Si含量超过0.in/。的情况相同，产生Si氧化皮。另外确认了在117(TC以下的情况下，与Si含量超过0.1。/。的情况不同，在Si含量为0.1Q/。以下的情况下不产生Si氧化皮。Si氧化皮在热轧后的钢板表面呈现为红褐色的岛状图案，显著损害钢板的外观品质。另外，Si氧化皮由于在钢板表面形成凹凸，所以酸洗后也残留有岛状图案，基于该原因而使外观等表面性状显著变差。认为Si的氧化物与铁的氧化物反应而作为化合物生成的铁橄榄石Fe2Si02是在该Si添加钢表面产生凹凸的原因。另外，Si含量较少时产生的在后续的除氧化皮中难以剥离的Si氧化皮(红氧化皮)是由在作为铁橄榄石与维氏体FeO的共晶点的1170。C以上的高温时生成的液相氧化物引起的。图6表示钢板的抗拉强度与加热温度的关系。图6的钢板成分为表2的CF。由图6可确认，在加热温度与钢板的抗拉强度之间具有非常强的相关关系。S卩，可知作为本发明的板坯加热工序中的加热温度的板坯再加热温度SRT(SrabReheatingTemperature)中，在1170'C以下的温度范围中也存在能呈现规定的抗拉强度的最小温度SRTmir^l070'C。还知道，该最小板坯再加热温度(SRTmin)通过下述数学式(A)算出，为最小板坯再加热温度(SRTmin)以上时，显著提高抗拉强度。另夕卜，下述数学式中，以Nb含量(。/。)为[Nb]，以C含量(。/。)为[C]，SRTmin是由Nb与C的积求出TiNbCN的复合析出物的熔体化温度而得到的值。SRTmin=6670/{2.26-log([Nb]x[C])}-273(A)用于得到TiNbCN的复合析出物的条件取决于Ti量。gp，Ti较少时，不单独析出TiN。例如，Ti为0.001o/o以上且小于0.060。/。的钢满足下式。0.0005[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb]戸0媚Ti为0.040。/。以上且0.2%以下的钢满足下式。0扁5^[C]誦(12/48[Ti]+12/93[Nb])芸0.0050通过在上述范围中调整成分，可以稳定地生成TiNbCN的复合析出物。在满足上述数学式(A)的温度SRTmin以上的情况下，钢板的抗拉强度显著提高的原因如下。艮口，为了得到目标抗拉强度，必须有效活用Nb、Ti的析出强化。上述Nb、Ti在加热前的板坯片中，作为TiN、NbC、TiC、NbTi(CN)等粗大的碳氮化物析出。TiC也在Nb的熔体化温度下基本熔解。这是由于作为TiNbCN的复合析出物存在于板坯内，与为单独的Ti的情况相比，熔体化温度变得非常低，可以抑制铁橄榄石生成的同时实现熔体化。另外，基于现有的认识，单独为Ti时，熔体化温度变得非常高，难以兼顾铁橄榄石的生成。为了有效地得到Nb、Ti的析出强化，必须使上述粗大的碳氮化物在板坯加热工序中充分量固溶于母材中。大部分Nb、Ti的碳氮化物在Nb的熔体化温度下熔解。因此明确了在板坯加热工序中，为了得到目标抗拉强度，必须将板坯加热至Nb的熔体化温度^SRTmin)。通常溶解度积的文献值对应于TiN、TiC、NbN、NbC各不相同，由于在高温下发生TiN析出，所以如本申请发明所述，在低温加热下难以熔解。但是，如上所述，本发明人发现仅通过NbC的熔体化，大部分的TiC实质上也发生熔解。如果用透射型电子显微镜的复制观察来观察被认为是TiNb(CN)复合析出物的析出物，则在高温下析出的中心部与被认为是在较低温下析出的外壳部中，Ti、Nb、C、N的浓度比例变化。即，在中心部，Ti、N的浓度比例高，相对于此，在外壳部，Nb、C高。这是因为TiNb(CN)是NaCl结构的MC型析出物，如果是NbC，则Nb配位于M位点，C配位于C位点，但根据温度，Nb被取代为Ti,或者C被取代为N。对于TiN也相同。Nb即使在NbC完全熔解的温度下，在TiN中也以1030Q/。的位点分数含有，所以严格地说，Nb在TiN完全熔解的温度以上完全固溶。但是，在Ti的添加量较少的成分体系中，可以以该熔体化温度作为实质的Nb析出物的熔解下限温度。另外，对于TiC也相同，Ti配位于M位点，但在低温下，以一定比例被置换为Nb。因此，TiNbCN的复合析出物的熔体化温度可以作为实质的TiC熔体化温度。基于上述实验研究得到的认识，本发明人首先进行了钢板的化学成分条件的研究，完成了本发明。然后，说明本发明化学成分的限定原因。(1)C:0.010.1o/oC存在于晶体晶界，是下述元素具有抑制在通过剪切或冲裁加工而形成的端面的"剥落"(断裂面裂缝)的效果，同时与Nb、Ti等结合，在钢板中形成析出物，通过析出强化而利于强度提高。C含量小于0.01Q/。时，无法得到该效果，另外，超过0.1%时，成为扩孔弯边裂缝起点的碳化物增加，扩孔值变差。因此，C含量限定为0.01。/。以上且0.P/。以下的范围。另外，如果考虑到提高强度的同时提高延展性，则(:含量优选小于0.07%，更优选为0.035%以上且0.05%以下。另外，抗拉强度为540MPa以上的钢板中的优选的成分范围为C:0.010.07%，抗拉强度为780MPa以上的钢板中的优选的成分范围为C:0.030.1%。(2)Si:0.010.1%Si是具有抑制被称为鳞、纺锤氧化皮的氧化皮系缺陷的发生的效果的元素。Si含量在添加O.OP/。以上时发挥上述效果。但是，添加超过0.1%时，不仅上述效果饱和，而且在钢板表面发生虎纹状Si氧化皮，表面性状受损。因此，Si含量限定为0.01。/。以上且0.1。/。以下的范围。Si含量优选为0.031。/。以上且0.089%以下。另外，Si具有随着其含量增加而抑制材料组织中的渗碳体等铁系碳化物的析出、利于提高延展性的效果，但从抑制Si氧化皮的观点来看，添加量有上限。因此，为了抑制碳化物析出，必须添加下述Nb、Ti和限定制造工艺。另外，抗拉强度为540MPa以上且小于780MPa的钢板中的优选的成分范围为[Si]SO.l，并且满足下式。3x[Si]^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])如上所述，Si为了抑制渗碳体等铁系碳化物的析出、并利于提高延展性，未作为Ti、Nb等析出物被固定的C的化学计量组成必须满足上式的关系，满足上式关系时，作为渗碳体的析出被抑制，从而可以抑制延展性的降低。但是，如果进一步增加Si，则存在于晶界的C的个数密度容易变得小于1个/nm2，所以将上限设定为0.1%。在抗拉强度540MPa以上且小于780MPa的钢板中，由于Ti、Nb等合金元素量较少，所以容易生成渗碳体等，与Si相关的上式的限定是有效的。特别是Si较少，不满足上式范围时，渗碳体析出，扩孔弯边特性变差。另一方面，Ti和Nb较多、抗拉强度为780MPa以上的钢板的优选的成分范围为Si:0.01^Si^0.1。如果S赠加，则存在于晶界的C的个数密度容易变得小于l个/nm2，所以将上限设定为0.1%。(3)Mn:0.13%Mn是利用固溶强化及淬火强化而有助于提高强度的元素。Mn含量小于0.1%时，无法得到该效果，即使添加超过3n/。的Mn，该效果也饱和。因此，Mn含量限定为0.P/。以上且3Q/。以下的范围。另外，为了抑制S导致的热裂缝的发生，不充分添加Mn以外的元素时，优选添加Mn含量([Mn])与S含量([S])以质量n/。计为[Mn]/[S]^20的Mn量。进而，Mn是下述元素随着其含量，使奥氏体区域温度扩大到低温侧，提高淬火性，容易形成扩孔弯边性优异的连续冷却相变组织。Mn含量小于0.5。/。时难以发挥该效果，所以Mn优选添加0.5%以上，更优选为0.56%以上且2.43%以下。另外，抗拉强度为540MPa以上的钢板中的优选的成分范围为Mn:(U2%，抗拉强度为780MPa以上的钢板中的优选的成分范围为Mn:0.82.6。/。。因此，抗拉强度为540MPa以上的钢板中的优选的成分范围为C:0.010.07%、Si:SO.l、Mn:0.12%、3x[Si]〇[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])。抗拉强度为780MPa以上的钢板中的优选的成分范围为C:0.030.P/。、Si:0.01笙Si芸0.10/()、Mn:0.82.6%。(4)P:0.1。/o以下P是在钢的精炼时不可避免混入的杂质，是偏析于晶界、随着含量增加而使靭性降低的元素。因此，P含量越低越优选，含有超过0.1%时，给加工性和悍接性带来不良影响，所以为0.1%以下。特别是考虑扩孔性和焊接性时，P含量优选为0.02。/。以下，更优选为0.008%以上且0.012%以下。(5)S:0.03。/。以下S是在钢的精炼时不可避免混入的杂质，是下述元素含量过多时，不仅热轧时引起裂缝，还产生使扩孔性变差的A系夹杂物。因此，S含量应尽量降低，但如果为0.03%以下，则是可以允许的范围，所以设为0.03%以下。但是，需要一定程度的扩孔性时的S含量优选为0.01。/。以下，更优选为0.002%以上且0.008°/0以下，最优选为0.003%以下。(6)A1:0.0011%为了钢板的制钢工序中的钢水脱氧，Al含量必须添加0.001。/。以上，但由于导致成本升高，所以其上限设为1%。另外，过量添加A1时，使非金属夹杂物增大，导致延展性及靭性变差，所以优选A1含量为0.06M以下，更优选为0.016%以上且0.04%以下。(7)N:0.0P/。以下N是在钢的精炼时不可避免混入的杂质，是与Ti、Nb等化合而形成氮化物的元素。N含量超过0.01M时，由于该氮化物在较高温度下析出，所以容易粗大化，粗大化的晶粒有可能成为扩孔弯边裂缝的起点。另外，如下所述，为了有效活用Nb、Ti，优选该氮化物较少。因此，N含量上限为0.0"/。。另外，在时效变差成为问题的部件中应用本发明时，如果N含量超过0.006M，则时效变差变剧烈，所以优选为0.006%以下。进而，制造后在室温下放置二周以上后，在对以用于加工为前提的部件应用本发明时，从时效劣化对策的观点考虑，优选N含量添加0.005。/。以下，更优选为0.0028%以上且0.004％以下。另外，考虑在夏季的高温环境下放置或在伴随用船舶等向越过赤道的地域进行输出的环境下使用时，N含量优选小于0.003W。(8)Nb:0.0050.08%Nb是本发明中最重要的元素之一。Nb在轧制结束后的冷却中或巻取后以碳化物的形式微细析出，利用析出强化来提高强度。进而，Nb以碳化物的形式固定C，抑制对扩孔弯边性有害的渗碳体的生成。为了得到上述效果，必须添加至少0.005。/。以上的Nb，更优选的添加量为超过0.01%。另一方面，即使添加超过0.08%，上述效果也饱和。因此，Nb含量限定于0.005。/。以上且0.08%以下。Nb的含量更优选为0.015。/o以上且0.047。/。以下。另外，抗拉强度为540MPa以上且小于780MPa的钢板的优选的Nb范围为0.005%0.05%，该范围可以稳定确保TS与扩孔弯边性。另外，抗拉强度为780MPa以上的钢板的优选的Nb范围为0.01。/。0.08%，在该范围的情况下，能更稳定地确保TS与扩孔弯边性。(9)Ti:0.0010.2o/oTi也是本发明中最重要的元素之一。与Nb相同，在轧制结束后的冷却中或巻取后以碳化物的形式微细析出，利用析出强化来提高强度。进而，Ti以碳化物的形式固定C，抑制对于扩孔弯边性有害的渗碳体的生成。为了得到上述效果，必须添加至少0.001。/。以上的Ti，更优选的添加量为0.005%以上。另一方面，即使添加超过0.2%，上述效果也饱和。因此，Ti含量限定于0.001%以上且0.2%以下。Ti含量更优选为0.036。/。以上且0.156。/。以下。另外，抗拉强度为540MPa以上且小于780MPa的钢板的优选的Ti范围为0.001%0.06%，在该范围的情况下，能稳定确保TS与扩fl/弯边性。另外，抗拉强度为780MPa以上的钢板的优选的Ti范围为0.04。/。0.2。/。，在该范围的情况下，能稳定确保TS与扩孔弯边性。(10)罔x[C]S4.34xl(T3(B)另外，为了得到Nb的充分的析出强化，在热轧钢板的制造工艺的板坯加热工序中，必须使足够量的Nb在板坯中处于固溶状态。因此，在板坯加热工序中，必须将板坯加热到通过上述数学式(A)算出的最小板坯再加热温度^SRTmin)以上，但即使熔体化温度超过作为铁橄榄石Fe2Si02与维氏体FeO的共晶点117(TC，表面性状也变差。通过数学式(A)计算的SRTmin在Nb含量([Nb])与C含量([C])的积超过4.34xl(^的情况下，超过1170。C，所以Nb含量([Nb])与C含量([C])的积必须满足上述数学式(B)。Nb含量([Nb])与C含量([C])的积优选为0.00053以上且0.0024以下。TiNb(CN)是NaCl结构的MC型析出物，如果为NbC，则Nb配位于M位点(site)，C配位于C位点，但根据温度，Nb被置换为Ti，或者C被置换为N。对于TiN也相同。Nb即使在NbC完全熔解的温度下，在TiN中也以1030。/。的位点分数(sitefraction)含有，所以严格地说Nb在TiN完全熔解的温度以上完全固溶。但是，在Ti添加量比较少的成分体系中，可以以该熔体化温度作为实质的Nb析出物的熔解下限温度。另外，对于TiC也相同，Ti配位于M位点，但在低温下，以一定比例被置换为Nb。因此，TiNbCN的复合析出物的熔体化温度可以作为实质的TiC的熔体化温度。在抗拉强度为540MPa级(540MPa以上且小于780MPa)的钢板中，如上所述，为了抑制渗碳体等铁系碳化物析出，有助于提高延展性，如果Si相对于未以Ti、Nb等析出物的形式固定的C的化学计量组成满足上式的关系，则可以抑制作为渗碳体的析出，并可以抑制延展性的降低。进而，在晶内抑制作为渗碳体的析出的C过饱和地滞留于晶内，但存在晶格紊乱，在低温下，扩散到C能更稳定地存在的晶界中，可以将在晶界中的量控制在本发明所希望的个数密度。特别是在C未被排出于晶界，在晶内含有固溶C的状态下进行相变的连续相变组织时发挥该效果。另一方面，在抗拉强度为780MPa级(780MPa以上)的钢板中，为了得到该强度，Ti、Nb等的添加量必然增加。因此，如果上式小于0.005%，则不会在晶内作为渗碳体析出，但是如果不为0.0005%以上，则在晶界中，固溶C的个数密度脱离本发明规定的范围，所以设定为上述范围。艮P，通过按照以下所述地调整成分，可以将晶界的个数密度控制在14.5个/nm2。Ti为0.001。/o0.06。/o、Nb为0.005。/o0.05。/o的抗拉强度为540MPa级的钢满足下式。0扁5^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])S0.04011为0.04%0.2%、Nb为0.0P/。0.08。/。的抗拉强度为780MPa级的钢满足下式。0細5芸[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])^0.0050以上是本发明的基本成分的限定原因，但本发明中，可以根据需要含有Cu、Ni、Mo、V、Cr、Ca、REM(稀土类元素)、B。以下，说明各元素的成分限定原因。Cu、Ni、Mo、V、Cr是具有利用析出强化或固溶强化来提高热轧钢板强度的效果的元素，可以添加上述元素的一种或二种以上。但是，Cu含量小于0.2。/。、Ni含量小于0.1。/。、Mo含量小于0.05。/。、V含量小于0.02%、0含量小于0.01%时，无法充分得到上述效果。另外，即使Cu含量超过1.2。/。、Ni含量超过0.6。/。、Mo含量超过l。/。、V含量超过0.2。/。、0含量超过1%进行添加，上述效果也饱和，经济性降低。因此，根据需要含有Cu、Ni、Mo、V、Cr时，优选Cu含量为0.2。/。以上且1.2。/。以下，Ni含量为0.1%以上且0.6%以下，Mo含量为0.05。/。以上且l。/。以下，V含量为0.02。/。以上且0.2%以下，0含量为0.01%以上且1%以下。Ca及REM(稀土类元素)是对成为破坏的起点、导致加工性变差的非金属夹杂物的形态进行控制、使加工性提高的元素。Ca及REM的含量小于0.0005%地添加，不发挥上述效果。另外，Ca含量超过0.005。/。、REM含量超过0.02%地添加，上述效果也饱和，经济性降低。因此，优选添加Ca含量为0.0005%以上且0.005%以下、REM含量为0.0005。/。以上且0.02。/。以下的量。B偏析于晶界，与固溶C同时存在时，具有提高晶界强度的效果。为此，根据需要添加。但是，B含量小于0.0002n/。时，对于得到上述效果是不充分的，添加超过0.002%时，引起板坯裂缝。因此，B含量优选为0.0002。/。以上且0.002。/。以下。另外，B随着添加量增加，具有使淬火性提高、容易形成对于扩孔弯边性来说优选的显微组织即连续冷却相变组织的效果，所以优选添加0.0005%以上，更优选为0.001°/。以上且0.002°/。以下。但是，在仅固溶B存在于晶界，固溶C不存在于晶界中的情况下，由于没有固溶C的晶界强化效果，所以容易引起"剥落"。另外，不添加B时，直至巻取温度为65(TC以下，作为晶界偏析元素的B的一部分置换为固溶C，有助于提高晶界的强度，但巻取温度超过65(TC时，固溶C及固溶B的晶界个数密度仍然小于l个/nm2，所以推测会产生断裂面裂缝。另外，在以它们为主成分的热轧钢板中，可以含有合计为P/c以下的Zr、Sn、Co、Zn、W、Mg。但是，由于有可能在热轧时产生伤痕，所以优选Sn为0.05%以下。然后，详细说明应用了本发明的热轧钢板中的显微组织等冶金因素。为了抑制冲裁或剪切加工时发生的断裂面裂缝，必须提高晶界强度，所以如上所述对有助于提高晶界强度的晶界附近的固溶C、B的量进行限定。固溶C、B的晶界个数密度小于l个/nii^时，不能充分发挥上述效果，另一方面，超过4.5个/nr^时，析出lpm以上的渗碳体。因此，将固溶C(及固溶B)的晶界个数密度设为l个/nn^以上且4.5个/nn^以下。另外，所谓本发明的固溶C、B的晶界个数密度是指固溶C、B的各自的晶界个数密度的总和。该l个/nn^以上且4.5个/nii^以下的值如果换算为ppm，则约为0.(^ppm4,3ppm左右。以扩孔值为代表的放边加工性及扩孔弯边加工性受到在冲裁或剪切加工时产生的成为裂缝起点的空隙的影响。在析出于母相晶界的渗碳体相相对于母相粒在一定程度上较大的情况下，母相粒的界面附近的母相粒受到过剩的应力集中而产生空隙。但是，渗碳体粒径为lpm以下的尺寸时，相对于母相粒，渗碳体粒相对较小，在力学上应力不集中，难以发生空隙，所以扩孔性提高。因此，晶界渗碳体粒径限定为lpm以下。另外，应用了本发明的热轧钢板的母相的显微组织没有特别限定，但是为了得到更优异的放边加工、扩孔弯边加工性，优选为连续冷却相变组织(Zw)。另外，为了兼顾上述加工性与一样以延伸为代表的延展性，应用了本发明的热轧钢板的母相的显微组织可以含有以体积率计为20%以下的多边形铁素体(PF)。另外，所谓显微组织的体积率是指测定视野中的面积分率。连续冷却相变组织的情况下，晶体晶内的固溶C滞留于晶内，同时进行相变。因此，固溶C存在于晶界的概率低。但是，如本申请发明所示，对于防止剥落的目的，必须将晶界个数密度控制在l4.5个/nn^的范围。另一方面，抗拉强度为540MPa级的钢板成分与780MPa级的钢板成分相比，C、Mn、Si、Ti、Nb设定为较低，所以容易出现多边形铁素体。因此，为了抑制多边形铁素体的生成来形成连续冷却相变组织，必须较大设定冷却速度。冷却速度较快者，残留于晶内的固溶C量增加。因此，在抗拉强度为540MPa以上且小于650MPa的钢的情况下，如果0.0005^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])^0.0400，则可以将存在于晶界的个数密度调整为l4.5个/nm2。进而，在合金成分增加、抗拉强度为650MPa以上且小于780MPa(650MPa级)的钢的情况下，由于为较难以产生多边形铁素体的成分组成，所以即使冷却速度较低，也能调整为连续冷却相变组织，因此通过调整在0.0005^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])^0.0100的范围，可以稳定地将个数密度调整为l4.5个/nm2。进而，在合金成分增加、抗拉强度为780MPa级(780MPa以上)的钢的情况下，由于为更难以产生多边形铁素体的成分组成，所以即使进一步降低冷却速度，也能调整为连续冷却相变组织，因此通过调整为0.0005^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])^0.0050的范围，可以将个数密度稳定地调整为l4.5个/nm2。此处，所谓本发明的连续冷却相变组织(Zw)如日本铁钢协会基础研究会贝氏体调查研究部会/编、关于低碳钢的贝氏体组织与相变行为的最新研究-贝氏体调査研究部会最终报告书-(1994年日本铁钢协会)所记载，是如下的显微组织，该显微组织被定义为处于含有由扩散原理生成的多边形铁素体或珠光体的显微组织与根据无扩散剪切原理产生的马氏体的中间阶段的相变组织。S卩，所谓连续冷却相变组织(Zw)定义为下述显微组织作为光学显微镜观察组织，如上述参考文献125127页所述，主要由贝氏体铁素体(a。b)(照片集内为a。b)、粒状贝氏体铁素体((xb)、准多边形铁素体(og构成，并且含有少量残留奥氏体(Yr)、马氏体-奥氏体(MA)。另外，所谓aq与多边形铁素体(PF)同样地不会因蚀刻而露出内部结构，但形状为针状，与PF明显不同。此处，如果以作为对象的晶粒的周围长度为lq、以其当量圆直径为dq，则它们的比(lq/dq)满足lq/dq^3.5的粒子为(Xq。所谓本发明的连续冷却相变组织(Zw)被定义为其中含有a。b、aB、aq、Y。MA中的一种或二种以上的显微组织。另外，少量的i、MA的合计量设定为3。/。以下。该连续冷却相变组织(Zw)难以通过使用了硝酸乙醇溶液(nital)试剂的蚀刻利用光学显微镜观察来判别。为此，使用EBSP-OIMTM来判别。在EBSP-OIMTM(ElectronBackScatterDiffractionPattern-OrientationImageMicrosc叩y，电子背散射衍^f图案-取向成像显微)法中，在扫描型电子显微镜(ScaninngElectronMicroscope)内对高倾斜的试样照射电子线，用高灵敏度相机拍摄后方散射形成的菊池图案，进行计算机图像处理，由此在短时间测定照射点的晶体取向。EBSP法中，能进行大块试样表面的微细结构以及晶体取向的定量解析，分析区域虽然也取决于SEM的分辨率，但25如果在能用SEM观察的区域内，则能以最小20nm的分辨率进行分析。用EBSP-OIMTM法进行的解析，历经数小时，将欲分析的区域以等间隔的网格状绘制数万点来进行。多结晶材料中，可以看到试样内的晶体取向分布和晶粒的大小。本发明中，可以将能由以该各板条束的取向差为15°进行绘制而得到的图像来判别的组织方便地定义为连续冷却相变组织(Zw)。然后，对应用了本发明的热轧钢板的制造方法的限定原因进行详细说明。本发明中，在热轧工序之前进行的具有上述成分的钢坯的制造方法没有特别限定。gP，作为具有上述成分的钢坯的制造方法，在用高炉、转炉或电炉等进行溶制工序之后，用各种的2次精炼工序进行成分调整，以达到目标成分含量，然后除用通常的连续铸造、或钢锭法进行的铸造之外，也可以用薄板坯铸造等方法进行铸造工序。另外，原料可以使用废料。另外，通过连续铸造得到板坯时，可以将高温铸片直接输送到热轧机中，也可以冷却到室温后用加热炉再加热后进行热轧。由上述制造方法得到的板坯在热轧工序前在板坯加热工序中，在加热炉内加热至基于上述数学式(A)算出的最小板坯再加热温度^SRTmin)以上。小于该温度时，Nb、Ti的碳氮化物不充分熔解于母材中。此时，得不到通过在轧制结束后的冷却中或巻取后Nb、Ti以碳化物的形式微细析出而利用析出强化来提高强度的效果、和以碳化物的形式将C固定来抑制对于扩孔弯边性有害的渗碳体的生成的效果。因此，将板坯加热工序的加热温度设为用上式算出的最小板坯再加热温度(-SRTmin)以上。另外，板坯加热工序的加热温度如果超过117(TC，则超过铁橄榄石Fe2Si02与维氏体FeO的共晶点，生成液相氧化物，产生Si氧化皮，使表面性状变差，所以将加热温度设为117CTC以下。因此，该板坯加热工序中的加热温度限定为基于上述数学式算出的最小板坯再加热温度以上且1170'C以下。另外，在小于100(TC的加热温度中，由于显著损害流程上的作业效率，所以优选加热温度为100(TC以上。另外，关于板坯加热工序的加热时间，没有特别限定，但为了使Nb的碳氮化物的熔解充分进行，优选达到上述加热温度后保持30分钟以上。但是，将铸造后的铸片在高温的状态下进行直接输送来进行轧制时没有该限定。板坯加热工序后，不特别地进行等待，开始进行对从加热炉取出的板坯进行粗轧的粗轧工序，得到粗板。根据以下说明的理由，该粗轧工序在1080。C以上且115(TC以下的温度下进行后结束。即，粗轧结束温度小于108(TC时，粗轧中的热变形阻力增加，有可能给粗轧作业带来障碍，超过115(TC时，在粗轧中生成的二次氧化皮过度成长，有可能难以用随后实施的除氧化皮或精轧来除去氧化皮。另外，对于粗轧工序结束后得到的粗板，可以进行在粗轧工序与精轧工序之间接合各粗板、连续进行精轧工序那样的环状轧制。此时，可以将粗板暂时巻成巻状，根据需要收纳在具有保温功能的罩中，再次开巻后进行接合。另外，进行热轧工序时，有时优选将粗板的轧制方向、板宽方向、板厚方向的温度不均控制成较小。此时，根据需要在粗轧工序的粗轧机与精轧工序的精轧机之间或精轧工序中的各机架间，用能控制粗板的轧制方向、板宽方向、板厚方向的温度不均的加热装置对粗板进行加热。作为加热装置的方式，可以考虑气体加热、通电加热、感应加热等各种加热手段，只要能控制粗板的轧制方向、板宽方向、板厚方向的温度不均，可以使用任意公知的手段。另外，作为加热装置的方式，优选工业上温度的控制应答性良好的感应加热方式，感应加热方式中，如果在板宽方向设置可移动的多个横向型感应加热装置，则可以根据板宽任意控制板宽方向的温度分布，所以较优选。进而，作为加热装置的方式，最优选由横向型感应加热装置与板宽整体加热优异的螺线管型感应加热装置的组合构成的装置。使用上述加热装置控制温度时，有时加热装置的加热量的控制是必须的。此时，由于无法实测粗板内部的温度，所以优选使用装入板坯温度、板坯在炉时间、加热炉气氛温度、加热炉取出温度以及辊道的传输时间等预先测定的实际数据，推测粗板到达加热装置时的轧制方向、板宽方向、板厚方向的温度分布，控制上述加热装置的加热量。另外，感应加热装置的加热量的控制例如按以下所述地控制。作为感应加热装置(横向型感应加热装置)的特性，在线圈中通入交流电流时，在其内侧产生磁场。并且，在放置于其中的导电体中，通过电磁感应作用在与磁通成直角的圆周方向产生流向与线圈电流相反的涡电流，导电体被其焦耳热加热。涡电流在线圈内侧的表面最强地产生，朝向内侧成指数函数地降低(该现象称为表皮效果)。因此，频率越小，电流渗透深度越大，能得到厚度方向均匀的加热模式，相反，频率越大，电流渗透深度越小，能得到在厚度方向上表层为峰值的过度加热的小的加热模式。因此，通过横向型感应加热装置，可以与现有相同地进行粗板的轧制方向、板宽方向的加热。另外，板厚方向的加热可以通过改变横向型感应加热装置的频率，使渗透深度可变化，对板厚方向的加热温度模式进行操作，由此可以进行其温度分布的均匀化。另外，此时，优选使用频率可变型感应加热装置，但也可以调整电容器来改变频率。另外，感应加热装置的加热量的控制可以配置多个频率不同的感应器，改变各个感应器的加热量的分配来得到所需的厚度方向加热模式。进而，对于感应加热装置的加热量的控制，如果改变与被加热材料的空气间隙，则频率变化，因此可以改变空气间隙来得到所希望的频率及加热模式。另外，为了根据需要除去由以红氧化皮为代表的氧化皮引起的缺陷，可以在粗轧工序与精轧工序之间对所得的粗板进行使用高压水的除氧化皮工序。此时，粗板表面的高压水的冲击压P(MPa)与流量L(升/cm"优选满足以下条件。Px;L^0.0025此处，P如下所述。(参见"铁与钢"1991vol.77No.9pl450)P=5.64xP0xV/H2其中，Po(MPa):液压V(升/min):喷嘴流液量H(cm):钢板表面与喷嘴间的距离另外，流量L如下所述。L=V/(Wxv)其中，V(升/min):喷嘴流液量W(cm):每个喷嘴的喷射液冲击到钢板表面的宽度v(cm/min):通板速度28另外，为了得到本发明效果，冲击压Px流量L的上限无需特别限定，但增加喷嘴流液量时，产生喷嘴的磨损变剧烈等不良情况，所以优选为0.02以下。另夕卜，精轧后的钢板表面的最大高度Ry优选为15^im(15pmRy，12.5mm，lnl2.5mm)以下。例如根据金属材料疲劳设计便览、日本材料学会编、84页所记载，在热轧或酸洗后的状态下的钢板的疲劳强度与钢板表面的最大高度Ry有相关关系。为了得到该表面粗糙度，在除氧化皮中，优选满足钢板表面的高压水冲击压Px流量L^0.003的条件。另外，为了防止除氧化皮后再次生成氧化皮，优选在5秒以内进行随后的精轧。粗轧工序结束后，开始精轧工序。此处，从粗轧工序结束到精轧工序开始的时间优选为30秒以上且150秒以下。如果小于30秒，则只要不使用特別的冷却装置，精轧开始温度就不低于108(TC，在精轧前及道次间在钢板基体的表面氧化皮间产生成为鳞、纺锤氧化皮缺陷的起点的泡，所以有可能容易产生这些氧化皮缺陷。如果超过150秒，在粗板内的奥氏体中，Ti及Nb作为粗大的TiC、NbC的碳化物析出。因此，通过析出粗大的TiC、NbC，在作为热轧钢板的最终制品的一种形态的热巻中，固溶C的绝对量不足，所以固溶C的晶界个数密度小于1个/nm2，容易发生"剥落"。进而，Ti及Nb在后续冷却中或巻取后在铁素体中微细析出，是利用析出强化而有利于强度的元素，所以在该阶段，如果使其作为碳化物析出来减少固溶Ti、Nb，则提高热轧钢板的强度不理想。因此，从粗轧工序结束到精轧工序开始为止的时间为30秒以上且150秒以下，更优选为90秒以下。精轧工序中，如果精轧开始温度为108(TC以上，则在精轧前及道次间在钢板基体的表面氧化皮间产生成为鳞、纺锤氧化皮缺陷的起点的泡，所以有可能容易产生这些氧化皮缺陷。另一方面，精轧开始温度小于100(TC时，在各精轧道次中，有向作为轧制对象的粗板施加的轧制温度低温化的倾向。在该温度区域中，随着Nb、Ti的固溶限的降低，在精轧中容易在奥氏中析出粗大的TiC、NbC。由于析出粗大的TiC、NbC，在作为热轧钢板的最终制品的一个方式的热巻中，固溶C的绝对量不足，所以固溶C的晶界个数密度小于l个/nm2，容易发生"剥落"。如上所述在精轧工序中，固溶Nb、Ti减少时，基于上述原因，钢板强度提高不理想，容易发生"剥落"。因此，在精轧工序中，精轧开始温度为100(TC以上且小于108CrC。另外，精轧工序中，最终道次的压下率小于3%时，通板形状变差，有可能给形成热巻时的巻的巻曲形状或制品板厚精度带来不良影响。另一方面，最终道次的压下率超过15%时，因过度导入变形而导致热轧钢板内部的位错密度增加至必要以上。精轧工序结束后，位错密度高的区域由于变形能量高，所以容易相变为铁素体组织。通过上述相变形成的铁素体基本不固溶碳地析出，所以母层中所含的碳容易集中于奥氏体与铁素体的界面，晶界的固溶C的晶界个数密度增加，而且，粗大的Nb、Ti碳化物容易析出于界面。如上所述，在精轧工序中，固溶N、Ti减少时，基于上述原因，钢板的强度提高不理想，容易发生"剥落"。因此，精轧工序中的最终道次的压下率限定为3%以上且15%以下。进而，精轧结束温度小于Af3相变点温度时，轧制前或轧制中析出铁素体。析出的铁素体即使在轧制后也以被轧制而成为加工组织的状态残留，所以轧制后得到的钢板的延展性降低，并且加工性变差。另一方面，精轧结束温度超过950'C时，轧制结束后直至冷却开始，y粒成长粗大化，晶界的固溶C的晶界个数密度增加，而且，为了得到延展性，能析出铁素体的区域减少，结果有可能使得延展性变差。因此，精轧工序的精轧结束温度为Ar3相变点温度以上且95(TC以下的温度区域。另外，基于相同的原因，为了防止晶界的固溶C的晶界个数密度增加，优选从精轧结束至冷却开始的时间为10秒以内。另外，在本发明中对轧制速度没有特别限定，但精加工最终机架侧的轧制速度小于400mpm时，y粒成长粗大化，晶界的固溶C的晶界个数密度增加，而且，为了得到延展性的可析出铁素体的区域减少，延展性有可能变差。另外，对于上限即使没有特别限定也能发挥本发明的效果，但从设备限制上考虑1800mpm以下是现实的。因此，在精轧工序中，轧制速度根据需要优选为400mpm以上且1800mpm以下。精轧工序结束后，从精轧结束温度至后述的巻取工序的巻取开始温度为止，由于以下所示的原因进行以超过15。C/sec的冷却速度将所得的钢板冷却的冷却工序。即，从精轧工序结束后至巻取工序的冷却中，渗碳体与TiC、NbC等的析出核的生成发生竞争，该冷却速度为15TVsec以下时，渗碳体析出核的生成优先，在随后的巻取工序中，在晶界处成长为超过l^im的渗碳体，扩孔性变差。另外，由于渗碳体成长，TiC、NbC等碳化物的微细析出被抑制，有可能降低强度。进而，如下所述，即使巻取温度为65(TC以下或55(rC以下，如果冷却速度为15'C/sec以下，则有助于成长为渗碳体，固溶C和/或B的晶界个数密度小于l个/nm2，有可能发生断裂面裂缝。因此，冷却速度的下限设定为超过15'C/sec。另夕卜，冷却工序的冷却速度的上限即使没有特别限定，也可以得到本发明效果，但考虑到热变形导致的板翘曲时，优选为300'C/sec以下。另外，在冷却工序中，为了获得更优异的放边加工、扩孔弯边加工性，优选显微组织为连续冷却相变组织(Zw)，但是用于得到该显微组织的冷却速度超过15"C/sec就足够。艮P，超过15。C/s且50。C/s以下左右是能稳定制造的区域，并且，如实施例所示，2(TC/s以下的区域是能更稳定地制造的区域。另外，抗拉强度为540MPa级的钢板中，为了得到连续冷却相变组织，必须稍微增加冷却速度。540MPa级的钢板中，冷却速度的下限更优选为30°C/s。显微组织为连续冷却相变组织(Zw)时，为了在不使扩孔弯边性变差的情况下提高延展性，可以根据需要含有以体积率计为20%以下的多边形铁素体。此时，从精轧工序结束后到开始巻取工序的冷却工序中，可以在从AT3相变点温度至An相变点温度的温度区域(铁素体与奥氏体的二相域)中滞留120秒钟。此处的滞留是为了在二相域中促进铁素体相变而进行的，但小于1秒时，二相域中的铁素体相变不充分，所以得不到充分的延展性，超过20秒时，含有Ti和/或Nb的析出物的尺寸粗大化，有可能不利于由析出强化带来的强度。由此，在冷却工序中为了使连续冷却相变组织中含有多边形铁素体而进行的滞留时间根据需要优选为1秒以上且20秒以下。另外，为了容易促进铁素体相变，进行l20秒钟滞留的温度区域优选为Ar,相变点温度以上且86(TC以下。并且，为了不使生产率极度降低，优选滞留时间为1IO秒间。另外，为了满足上述条件，必须在精轧结束后以20'C/sec以上的冷却速度，迅速达到该温度区域。冷却速度的上限没有特别限定，但从冷却设备的能力方面考虑，3(XTC/sec以下是恰当的冷却速度。进而，该冷却速度过快时，有可能无法控制冷却结束温度，超出上述温度区域，过度冷却至An相变点温度以下，失去改善延展性的效果，所以此处的冷却速度优选为150'C/sec以下。另外，抗拉强度为540MPa级的钢板的钢板成分的情况下，为了得到连续冷却相变组织，冷却速度的下限优选为2(TC/s。另一方面，抗拉强度为780MPa级的钢板的钢板成分的情况下，为了得到连续冷却相变组织，冷却速度的下限为超过15T:/s。另外，所谓AT3相变点温度，例如利用以下的计算式用与钢成分的关系来简单表示。即，以Si含量(。/。)为[Si]，Cr含量(e/。)为[Cr]，Cu含量(n/。)为[Cu]，Mo含量(。/。)为[Mo]，Ni含量为[Ni]时，如下述数学式(D)所示地表述。Ar3=910-310x[C]+25x[Si]-80x[Mneq](D)其中，不添加B时，[Mneq]用下述数学式(E)表示。=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10([Nb]-0,02)(E)或者添加B时，[Mneq]用下述数学式(F)表示。I>4neq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10([Nb]-0.02)+l(F)另外，所谓An相变点，是在冷却过程中，奥氏体相消失，a相变结束的温度，An由于没有上述Af3之类的简单计算式，所以采用通过热循环试验等测定的值。巻取工序中，巻取温度小于450。C时，析出于晶界的渗碳体粒径超过lpm，扩孔值变差。另一方面，巻取温度超过650'C时，固溶C和/或固溶B的晶界个数密度小于l个/nm2，发生断裂面裂缝。因此，巻取工序的巻取温度限定为45(TC以上且65(TC以下。另外，不添加B时，如果巻取温度超过55(TC，则固溶C的晶界偏析密度小于l个/nm2，仍发生断裂面裂缝。因此，不添加B时的巻取工序的巻取温度限定为45(TC以上且55(TC以下。本发明中，必须精密控制固溶C的晶界个数密度。32因此，调整以下的项目来最终调整固溶C的晶界个数密度。1)板坯成分2)加热温度3)粗轧精轧的时间4)精轧开始温度5)精轧最终压下率6)至冷却开始的时间7)冷却速度8)巻取温度另外，为了矫正钢板形状或导入可动位错来提高延展性，优选在全部工序结束后，实施压下率为0.1%以上且2%以下的光整冷轧。另外，全部工序结束后，为了除去附着于所得的热轧钢板表面的氧化皮，可以根据需要对所得的热轧钢板进行酸洗。进而，酸洗后，对所得的热轧钢板在线或离线实施压下率为10%以下的光整冷轧或压下率为40%左右的冷轧。进而，应用了本发明的热轧钢板在铸造后、热轧后、冷却后的任一个情况下，可以用热浸镀生产线实施热处理，还可以对上述热轧钢板实施其它的表面处理。通过用热浸镀生产线实施镀覆来提高热轧钢板的耐腐蚀性。另外，对酸洗后的热轧钢板实施镀锌时，将所得的钢板浸渍在镀锌浴中，根据需要实施合金化处理。通过实施合金化处理，热轧钢板除提高耐腐蚀性之外，还提高针对点焊等各种焊接的电阻焊性。实施例以下，基于实施例进一步说明本发明。将具有表3所示的化学成分的铸片am的用转炉溶制，连续铸造后直接输送或再加热，通过接着粗轧进行的精轧压下至板厚为2.03.6mm，用输出辊道冷却后巻取，制作热轧钢板。更详细而言，根据表4表7所示的制造条件制作热轧钢板。另外，表中的化学组成的表示均为质量％。另外，表3的成分的余量是指Fe及不可避免的杂质，并且，表3、表4表7的下划线是指本发明的范围外。<table>tableseeoriginaldocumentpage34</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage35</column></row><table>表5<table>tableseeoriginaldocumentpage36</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage37</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage38</column></row><table>此处，"成分"表示具有与表3所示的各符号对应的成分的钢，"熔体化温度"表示由数学式(A)算出的最小板坯再加热温度，"AT3相变点温度"表示由数学式(D)算出的温度。另夕卜，"加热温度"表示加热工序中的加热温度，"保持时间"表示加热工序中在规定的加热温度下的保持时间，"粗轧结束温度"表示在粗轧工序中结束粗轧的温度，"粗/精轧道次间时间"表示从粗轧工序结束至精轧工序开始的时间，"粗板加热"表示有无应用设置于粗轧工序与精轧工序间的加热装置,"除氧化皮压力"表示用设置于粗轧工序与精轧间的较高压的除氧化皮装置形成的除氧化皮压力，"精轧开始温度"表示开始精轧工序的温度。进而，"精加工最终道次压下率"表示精轧工序的最终道次的压下率，"精轧结束温度"表示结束精轧工序的温度，"直至冷却开始的时间"表示结束精轧工序后至在冷却工序中开始冷却的时间，"精加工出口侧轧制速度"表示精加工最终机架出口侧的通板速度，"冷却速度"表示除去了滞留时间的、输出辊道的冷却工序开始至巻取工序的平均冷却速度，"滞留温度"表示在输出辊道的冷却工序的过程中设置不用冷却水冷却的空冷区域的情况下的开始温度，"滞留时间"表示滞留温度区域的空冷时间，"巻取温度"表示巻取工序中用巻取机巻取的温度，"酸洗"表示有无对所得的热轧钢板进行酸洗处理，"镀覆浴浸渍"表示有无对所得的热轧钢板在镀覆浴中浸渍，"合金化处理"表示有无在实施在镀覆浴中浸渍后的合金化处理。另外，表6、7中的"镀覆浴浸渍"在Zn浴温度为430460'C下进行。另外，"合金化处理"在合金化温度为50060(TC下进行。如上所述得到的钢板的材质示于表8、9。所得的钢板的评价方法与上述方法相同。此处，"渗碳体粒径"表示析出于晶界的渗碳体粒径，"晶界个数密度"表示晶界的固溶C和/或固溶B的偏析密度，"显微组织"表示钢板板厚的l/4t处的显微组织。另夕卜，"PF"表示多边形铁素体，"P"表示珠光体，"B"表示贝氏体，"加工F"表示残留有加工变形的铁素体。另外，"拉伸试验"的结果表示C方向JIS5号试验片的结果。表中，"YP"为屈服点，"TS"表示抗拉强度，"EI"表示拉伸。"扩孔"结果表示用JFST1001-1996记载的扩孔试验方法得到的结果。"断裂面裂缝"结果表示用肉眼观察确认有无断裂面裂缝的结果，没有断裂面裂缝的情况表示为OK，有断裂面裂缝的情况表示为NG。"表面性状"中，"氧化皮缺陷的有无"表示用肉眼观察确认有无Si氧化皮、鳞、纺锤等氧化皮缺陷的结果，无氧化皮缺陷的情况表示为OK，有氧化皮缺陷的情况表示为NG。"表面粗糙度Ry"表示通过JISB0601-1994记载的测定方法得到的值。另外，表6的下划线是指在本发明的范围外。<table>tableseeoriginaldocumentpage41</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage42</column></row><table>根据本发明的例子是钢No.l、2、6、15、17、18、19、20、21、22、23、24、31、32、33、34、37的17种钢。上述钢板的特征在于，含有规定量的钢成分，析出于晶界的渗碳体粒径为l拜以下，固溶C和/或固溶B的晶界个数密度为l个/ni^以上且4.5个/nmS以下，能得到没有Si氧化皮等导致的外观变差，表面性状优异，实施了剪切和冲裁加工的端面的疲劳耐久性优异的540MPa级以上等级的高强度钢板。除上述以外的钢因以下原因而在本发明的范围外。即，钢No.3由于加热温度在本发明热轧钢板制造方法的范围外，所以生成Si氧化皮，表面性状差。钢No.4由于加热温度在本发明热轧钢板制造方法的范围外，所以得不到充分的抗拉强度。钢No.5由于精轧开始温度在本发明热轧钢板制造方法的范围外，所以得不到本发明的热轧钢板的目标晶界个数密度，发生断裂面裂缝。钢No.7由于粗/精轧道次间时间在本发明热轧钢板制造方法的范围外，所以得不到本发明热轧钢板的目标晶界偏析密度，发生断裂面裂缝。钢No.8由于精轧开始温度在本发明热轧钢板制造方法的范围外，所以得不到本发明热轧钢板的目标晶界个数密度，发生断裂面裂缝。钢No.9由于精制最终道次压下率在本发明热轧钢板的制造方法的范围外，所以得不到本发明热轧钢板的目标晶界个数密度，发生断裂面裂缝。钢No.l0由于精轧结束温度在本发明热轧钢板的制造方法的范围外，所以得不到期待的延展性。钢No.ll由于精轧结束温度在本发明热轧钢板的制造方法范围外，所以残留有加工组织，得不到充分的延展性。钢No.l2由于冷却工序的冷却速度在本发明热轧钢板制造方法的范围外，所以得不到本发明的热轧钢板的目标渗碳体粒径及晶界个数密度，发生断裂面裂缝，同时得不到充分的扩孔值。钢No.l3由于巻取温度在本发明热轧钢板制造方法的范围外，所以得不到本发明的热轧钢板的目标渗碳体粒径，因而得不到充分的扩孔值。钢No.l4由于巻取温度在本发明热轧钢板的制造方法的范围外，所以得不到本发明热轧钢板的目标晶界个数密度，发生断裂面裂缝。钢No.l6由于巻取温度在本发明热轧钢板的制造方法的范围外，所以得不到本发明热轧钢板的目标晶界个数密度，发生断裂面裂缝。钢25由于钢成分在本发明的热轧钢板的范围外，所以得不到目标渗碳体粒径，因此得不到充分的扩孔值。钢No.26由于钢成分在本发明的热轧钢板的范围外，得不到目标渗碳体粒径，所以得43不到充分的扩孔值。进而表面性状差。钢No.27由于钢成分在本发明热轧钢板的范围外，所以得不到目标渗碳体粒径，因此得不到充分的扩孔值。钢No.28由于钢成分在本发明的热轧钢板的范围外，所以得不到充分的抗拉强度。钢No.29由于钢成分在本发明的热轧钢板的范围外，得不到目标渗碳体粒径，所以得不到充分的扩孔值。进而表面性状差。钢No.30由于钢成分在本发明的热轧钢板的范围外，所以表面性状差。钢No.35由于冷却速度低至15'C/s，发生断裂面裂缝(剥落)。钢No.36由于冷却速度进一步低至5'C/s，所以扩孔率降低，并且发生断裂面裂缝(剥落)。本发明制造的钢板可以用于严格要求高强度性及扩孔性的以内板部件、结构部件、行走部件等汽车部件为代表的造船、建筑、桥梁、海洋结构物、压力容器、管线管、机械构件等所有用途。但是，由于不是厚板制造工序，而是在具有巻取工序的热延工序中制造的热轧钢板，所以板厚的上限为12mm。权利要求1、一种不发生剥落且表面性状和扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有下述成分C0.01～0.1％、Si0.01～0.1％、Mn0.1～3％、P0.1％以下、S0.03％以下、Al0.001～1％、N0.01％以下、Nb0.005～0.08％、Ti0.001～0.2％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，以Nb含量为[Nb]，C含量为[C]时，满足下式[Nb]×[C]≤4.34×10-3，固溶C的晶界个数密度为1个/nm2以上且4.5个/nm2以下，在钢板中的晶界处析出的渗碳体粒径为1μm以下。2、根据权利要求l所述的不发生剥落且表面性状和扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板，其中，C:0.010.07o/o、Mn:0.12%、Nb:0.0050.05%、Ti:0.001%0.06%，并且以Si含量为[Si]、以Ti含量为[Ti]时，满足下式3x[Si]^[C]-(12/48[Ti]+12/93网)，抗拉强度为540MPa以上且小于780MPa。3、根据权利要求l所述的不发生剥落且表面性状和扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板，其中，C:0.030.1o/o、Si:0.01^Si^0.1、Mn:0.82.6%、Nb:0.01%0.08%、Ti:0.04%0.2%，并且以Ti含量为[Ti]时，满足下式0細5^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])^0.005，抗拉强度为780MPa以上。4、根据权利要求l所述的不发生剥落且表面性状和扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板，其中，以质量％计还含有01:0.21.2%、Ni:0.10.6%、Mo:0.05l%、V:0.020.2%、Cr:0.01l。/。中的一种或二种以上。5、根据权利要求l所述的不发生剥落且表面性状和扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板，其中，以质量％计还含有Ca:0.00050.005%、REM:0.00050.02。/。中的任一种或二种。6、根据权利要求l所述的不发生剥落且表面性状和扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板，其中，以质量％计还含有8:0.00020.002%，固溶C和/或固溶B的晶界个数密度为l个/nn^以上且4.5个/nn^以下。7、根据权利要求l所述的不发生剥落且表面性状和扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板，其中，该热轧钢板实施了镀锌。8、一种不发生剥落且表面性状和扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将具有权利要求l中记载的成分的钢坯加热到满足下式的温度SRTmin('C)以上且117(TC以下，<formula>formulaseeoriginaldocumentpage4</formula>进而在结束温度为1080。C以上且115(TC以下的条件下进行粗轧，然后，在30秒以上、150秒以内于100(TC以上且小于1080。C下开始精轧，以使最终道次的压下率为3%以上且15%以下的方式在^3相变点温度以上且950'C以下的温度区域中结束精轧，以超过15'C/sec的冷却速度从冷却开始冷却至45(TC以上且550'C以下的温度区域，并进行巻取。9、根据权利要求8所述的不发生剥落且表面性状和扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板的制造方法，其中，将巻取后得到的钢板进行酸洗，然后浸渍在镀锌浴中，将钢板表面镀锌。10、根据权利要求9所述的不发生剥落且表面性状和扩孔弯边性优异的高强度热轧钢板的制造方法，其中，对镀锌后得到的钢板进行合金化处理。全文摘要该热轧钢板以质量％计含有下述成分C0.01～0.1％、Si0.01～0.1％、Mn0.1～3％、P0.1％以下、S0.03％以下、Al0.001～1％、N0.01％以下、Nb0.005～0.08％、Ti0.001～0.2％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，满足式[Nb]×[C]≤4.34×10^-3，固溶C的晶界个数密度为1个/nm²以上且4.5个/nm²以下，在钢板中的晶界处析出的渗碳体粒径为1μm以下。该热轧钢板的制造方法是将具有所述热轧钢板的成分的钢坯加热到温度SRTmin(℃)以上且1170℃以下，在结束温度为1080℃以上且1150℃以下的条件下进行粗轧，然后，在30秒以上、150秒以内于1000℃以上且小于1080℃下开始精轧，以使最终道次的压下率为3％以上且15％以下的方式在Ar₃相变点温度以上且950℃以下的温度区域中结束精轧，以超过15℃/sec的冷却速度从冷却开始冷却至450℃以上且550℃以下的温度区域，并进行卷取。文档编号C22C38/00GK101646794SQ20088000977公开日2010年2月10日申请日期2008年3月27日优先权日2007年3月27日发明者大塚和也,山口由起子,山田彻哉,横井龙雄申请人:新日本制铁株式会社