本发明涉及高强度热轧钢板及其制造方法，特别是涉及伸长率和扩孔性优异的抗拉强度980mpa以上的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术：
：：近年来以提高汽车的燃油经济性以及提高碰撞安全性为目的，正在不断积极地进行着通过应用高强度钢板来进行车体轻量化的努力。但是，如果将钢板高强度化，则一般地成形性(加工性)等材料特性劣化。因此，在高强度钢板的开发中，不使材料特性劣化而谋求高强度化是重要的课题。特别是对于应用于汽车构件的高强度钢板，确保压制成形性变得重要。在此，已知：采用软质的铁素体相与硬质的马氏体相的复合组织构成的双相钢板(以下称为dp钢)的均匀伸长率优异。另一方面，dp钢由于从硬度显著不同的铁素体相和马氏体相的界面发生空隙从而发生裂纹，因此存在扩孔性差的问题。因此，dp钢未应用于行走部分等的要求高扩孔性的用途。对此，在专利文献1中提出了：作为dp钢将马氏体的组织分率控制为较低、使其为3％以上且低于10％，作为其替代，添加ti和nb，在热轧的rot(输出辊道：runouttable)冷却中设空冷带，由此使铁素体的ti和/或nb的碳化物析出，通过析出强化而使强度提高了的伸长率和扩孔性的均衡性优异的热轧钢板。但是，在专利文献1所记载的发明中，通过减少马氏体分率而使扩孔性改善。因此，为了得到抗拉强度980mpa以上的强度，需要进一步提高铁素体的硬度，但如果使铁素体的硬度上升则存在伸长率降低的问题。在专利文献2中，提出了：通过使贝氏体铁素体(bainiticferrite)的面积率为90％以上，来改善了伸长率和扩孔性的抗拉强度980mpa以上的高强度热轧钢板。另外，在专利文献3中，提出了：使贝氏体的面积率为90％以上，而且控制分散于组织中的渗碳体的含量和平均粒径，由此改善了扩孔性的热轧钢板。但是，在专利文献2和3所记载的发明中，是贝氏体铁素体为主体的近于单相的组织构成，得不到充分的伸长率。在先技术文献专利文献专利文献1:日本国特开2011－184788号公报专利文献2:日本国特开2008－255484号公报专利文献3:日本国特开2014－205890号公报技术实现要素：近年来，对于汽车的进一步轻量化的要求在提高，以部件形状的复杂化等为背景，需求具有更高的扩孔性和伸长率的高强度热轧钢板。本发明是鉴于上述的课题而完成的，本发明的课题是提供伸长率和扩孔性优异的高强度热轧钢板。以往，面向dp钢的材质改善，进行着用于抑制发生于马氏体与铁素体的界面的空隙的发生的各种努力。本发明人着眼于在加工中发生的马氏体的裂纹是使伸长率和扩孔性劣化的主要因素，进行了专心研究。其结果发现，根据使本来硬质的马氏体软质化这一逆转的想法，能够改善dp钢的特性。具体而言，发现：在热轧的冷却过程中，对控制铁素体相变速度的奥氏体的加工度和控制铁素体相变的输出辊道(rot)的空冷进行控制，从而控制铁素体的分率，由此向奥氏体的c浓缩度得到抑制，马氏体的延展性大幅度提高。另外确认到：通过使马氏体的延展性提高，能够抑制在加工中发生的空隙的发生。本发明是基于上述见解而完成的，本发明的要旨如下。(1)本发明的一方式涉及的高强度热轧钢板，以质量％计，含有c：0.02％以上、0.30％以下、si：0.20％以上、2.0％以下、mn：0.5％以上、3.0％以下、p：0.10％以下、s：0.010％以下、al：0.10％以上、1.0％以下、n：0.010％以下、ti：0.06％以上、0.20％以下、nb：0％以上、0.10％以下、ca：0％以上、0.0060％以下、mo：0％以上、0.50％以下、cr：0％以上、1.0％以下，余量为fe和杂质，组织以面积率计含有20％以上、60％以下的马氏体、和40％以上的铁素体，上述马氏体和上述铁素体的合计面积率为90％以上，上述马氏体的平均粒径为5.0μm以上、50μm以下，上述马氏体的硬度与上述铁素体的硬度之比为0.6以上、1.6以下，该高强度热轧钢板的抗拉强度为980mpa以上。(2)根据上述(1)所述的高强度热轧钢板，以质量％计，也可以含有nb：0.01％以上、0.10％以下、ca：0.0005％以上、0.0060％以下、mo：0.02％以上、0.50％以下、cr：0.02％以上、1.0％以下之中的1种以上。根据本发明的上述方式，能够提供适合于需要大加工的压制部件的、伸长率和扩孔性优异的高强度热轧钢板。根据该高强度钢板，能够实现汽车等的车体的轻量化、部件的一体成型化、加工工序的缩短，能够谋求燃油经济性的提高、制造成本的降低，因此本发明的工业价值高。具体实施方式对本发明的一实施方式涉及的高强度热轧钢板(有时称为本实施方式涉及的热轧钢板。)进行说明。本实施方式涉及的热轧钢板，通过控制在热精轧后的冷却中生成的铁素体的相变速度和分率，来控制向奥氏体的c浓缩度，使马氏体的延展性提高。因此，本实施方式涉及的热轧钢板，伸长率和扩孔性优异。具体而言，本实施方式涉及的热轧钢板，具有规定的化学组成，组织以面积率计含有20％以上、60％以下的马氏体和40％以上的铁素体，上述马氏体和上述铁素体的合计面积率为90％以上，上述马氏体的平均粒径为5.0μm以上、50μm以下，上述马氏体的硬度与上述铁素体的硬度之比为0.6以上、1.6以下，该热轧钢板的抗拉强度为980mpa以上。以下对本发明的各个构成要件进行详细说明。首先，叙述本实施方式涉及的热轧钢板的化学组成(化学成分)的限定理由。关于成分含量的％意指质量％。＜c：0.02％以上、0.30％以下＞c是对提高钢板的强度很重要的元素。为了得到目标强度，需要将c含量设为0.02％以上。优选为0.04％以上。但是，当c含量超过0.30％时，钢板的韧性劣化。因此，将c含量设为0.30％以下。优选为0.20％以下。＜si：0.20％以上、2.0％以下＞si是具有抑制铁素体相变中的碳化物的生成、使钢板的延展性提高的效果的元素。为了得到该效果，将si含量设为0.20％以上。优选为0.50％以上。另一方面，当si含量超过2.0％时，钢板的韧性劣化。因此，将si含量设为2.0％以下。优选为1.5％以下。＜mn：0.5％以上、3.0％以下＞mn是对提高淬硬性以及通过固溶强化提高钢板强度有效的元素。为了得到该效果，将mn含量设为0.5％以上。优选为1.0％以上。另一方面，当mn含量超过3.0％时，生成对韧性的各向同性有害的mns。因此，将mn含量设为3.0％以下。优选为2.0％以下。＜p：0.10％以下＞p是杂质，p含量越低越是所希望的。但是，当p含量超过0.10％时，加工性、焊接性的降低变得显著，疲劳特性也降低。因此，将p含量限制为0.10％以下。优选为0.05％以下。＜s：0.010％以下＞s是杂质，s含量越低越是所希望的。但是，当s含量超过0.010％时，会显著生成对韧性的各向同性有害的mns等夹杂物。因此，将s含量限制为0.010％以下。在要求特别严格的低温韧性的情况下，优选将s含量设为0.006％以下。＜al：0.10％以上、1.0％以下＞al是对控制铁素体相变很重要的元素。为了得到该效果，将al含量设为0.10％以上。优选为0.20％以上。但是，当al含量超过1.0％时，生成呈簇(cluster)状析出的氧化铝，韧性劣化。因此，将al含量设为1.0％以下。优选为0.8％以下。＜n：0.010％以下＞n是杂质。当n含量超过0.010％时，在高温下会形成粗大的ti氮化物，钢板的韧性劣化。因此，将n含量设为0.010％以下。优选为0.006％以下。＜ti：0.06％以上、0.20％以下＞ti是使铁素体析出强化的元素，并且，是对控制铁素体相变、得到目标的铁素体分率很重要的元素。为了通过析出强化以及铁素体相变控制而得到优异的伸长率和扩孔性，将ti含量设为0.06％以上。优选为0.08％以上。另一方面，当ti含量超过0.20％时，生成以tin为起因的夹杂物，钢板的扩孔性劣化。因此，将ti的含量设为0.20％以下。优选为0.16％以下。本实施方式涉及的热轧钢板，其基础是：含有上述的化学成分，余量由fe和杂质组成。但是，虽然不是为了满足要求特性而必需的，但是为了降低制造偏差、更加提高强度，也可以以下述的范围含有nb、ca、mo、cr。但是，由于nb、ca、mo、cr均不是为了满足要求特性而必需的，因此其含量的下限为0％。在此，杂质意指在工业性制造钢材时通过矿石、废料等原料混入和由于其他的因素而混入的成分。如果nb、ca、mo、cr的含量低于下述所示的含量的下限，则可以视为杂质，并不损害本实施方式涉及的热轧钢板的效果。＜nb：0.01％以上、0.10％以下＞nb是具有通过热轧钢板的晶体粒径的微细化以及nbc的析出强化来提高钢板强度的效果的元素。在要得到该效果的情况下，优选将nb含量设为0.01％以上。另一方面，当nb含量超过0.10％时，其效果饱和。因此，在含有的情况下，将nb含量的上限设为0.10％。更优选的上限为0.06％以下。＜ca：0.0005％以上、0.0060％以下＞ca是具有在钢液脱氧时使微细的氧化物多数分散、将钢板的组织微细化的效果的元素。另外，ca是将钢中的s作为球形的cas固定，并抑制mns等延伸夹杂物的生成，从而使扩孔性提高的元素。在要得到这些效果的情况下，优选将ca含量设为0.0005％以上。另一方面，当ca含量超过0.0060％时，其效果饱和。因此，在含有的情况下，将ca的含量的上限设为0.0060％。更优选的上限为0.0040％。＜mo：0.02％以上、0.50％以下＞mo是对铁素体的析出强化有效的元素。在要得到该效果的情况下，优选将mo含量设为0.02％以上。更优选为0.10％以上。另一方面，若mo含量变得过量，则板坯的裂纹敏感性提高，板坯的处理变得困难。因此，在含有的情况下，将mo含量的上限设为0.50％。更优选的上限为0.30％。＜cr：0.02％以上、1.0％以下＞cr是对提高钢板的强度有效的元素。在要得到该效果的情况下，优选将cr含量设为0.02％以上。更优选为0.1％以上。另一方面，若cr含量变得过量，则延展性降低。因此，在含有的情况下，将cr含量的上限设为1.0％。更优选的上限为0.8％。接着，对本实施方式涉及的热轧钢板的组织进行说明。本实施方式涉及的热轧钢板，具有主要由马氏体和铁素体这两相构成的组织。主要由两相构成是表示马氏体和铁素体的合计的面积率为90％以上。关于剩余部分，也可以含有贝氏体、珠光体等组织。剩余部分的组织也可以为0％。即，马氏体和铁素体的合计的面积率也可以为100％。具有在软质且伸长率优异的铁素体中分散了马氏体等硬质组织的复合组织的钢板(复合组织钢板)为高强度，并且能够实现高的伸长率。但是，这样的复合组织钢板，在硬质组织的附近集中了高的应变，裂纹扩展速度变快，因此有扩孔性变低的缺点。以往，以降低裂纹扩展速度为目的的、关于铁素体以及马氏体的相分率和马氏体尺寸的控制的研究增多。另一方面，本实施方式涉及的热轧钢板，与以往不同，通过使马氏体软质化，提高马氏体的局部延展性，来极力抑制由马氏体所致的扩孔性劣化，同时，通过使马氏体分率增加，来得到980mpa的高强度。＜以面积率计含有20％以上、60％以下的马氏体和40％以上的铁素体，马氏体和铁素体的合计面积率为90％以上＞在马氏体和铁素体的合计面积率为90％以上的主要由两相构成的组织中，当铁素体的面积率(组织分率)低于40％时，不能够确保由铁素体粒带来的应变的缓和和加工性，伸长率与扩孔性的均衡性降低。因此，将铁素体的面积率设为40％以上。另一方面，当铁素体的面积率超过80％时，不能够确保所希望的马氏体面积率。另外，当马氏体相的面积率低于20％时，扩孔加工时的应变集中于马氏体粒，容易形成空隙，扩孔性降低。另一方面，当马氏体的面积率超过60％时，成为延展性缺乏的马氏体相主体，因此伸长率降低。因此，将马氏体的面积率设为20％以上、60％以下。优选为30％以上、50％以下。上述的组织，可通过腐蚀使从热轧钢板切取的试样显现出组织后，从其组织照片来进行鉴定。各组织的测定方法如果是精度优异的测定方法就无任何限定，例如，各相的判定、面积率以及平均粒径的测定可如以下那样实施。即，对钢板进行lepera试剂腐蚀、硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，用光学显微镜或sem观察热轧方向截面的1/4深度位置的组织，由此来判定各相。另外，使用图像解析装置等来测定各相的面积率以及平均粒径即可。＜马氏体的平均粒径为5.0μm以上、50μm以下＞在本实施方式涉及的热轧钢板中，需要在满足上述的组织分率的基础上，还满足马氏体的平均粒径以及马氏体与铁素体的硬度比(马氏体的硬度/铁素体的硬度)。为了得到优异的扩孔性，马氏体的平均粒径需要为5.0μm以上、50μm以下。当马氏体的平均粒径小于5.0μm时，扩孔性劣化。另一方面，当马氏体的平均粒径超过50μm时，伸长率劣化。因此，为了兼顾伸长率和扩孔性，将马氏体的平均粒径设为5.0μm以上50μm以下。优选为20μm以下。另外，在要得到更优异的伸长率和扩孔性的情况下，优选：马氏体的平均粒径处于上述的范围，并且，粒径为10～30μm的马氏体按个数比例计为40％～55％。＜马氏体的硬度与铁素体的硬度之比为0.6以上、1.6以下＞马氏体与铁素体的硬度比需要为0.6以上、1.6以下。在铁素体的硬度硬、且硬度比小于0.6的情况下，铁素体的延展性劣化，钢板的伸长率劣化。另一方面，当马氏体的硬度高、且硬度比超过1.6时，马氏体的塑性变形能力降低，局部延展性降低，钢板的扩孔性劣化。因此，为了兼顾伸长率和扩孔性，将马氏体与铁素体的硬度比设为0.6以上、1.6以下。优选的硬度比的范围为0.8以上、1.2以下，更优选为0.8以上1.0以下。关于硬度比，可对于热轧方向截面的1/4深度位置，通过维氏硬度测定来分别测定铁素体以及马氏体的硬度，由此求出。但是，在维氏硬度的测定中，难以求出比压痕的大小小的组织的硬度。因此，在粒径小、不能够进行维氏硬度试验的情况下，也可以采用纳米压痕试验、微小硬度试验来测定。在该情况下，使用换算成维氏硬度后的硬度。在该换算时，需要使用具有类似的硬度的标准试样等等，以精度良好地给出换算值。另外，为了提高测定精度，需要在马氏体、铁素体的各组织中，分别对100处以上进行硬度测定，并求出其平均值。＜抗拉强度为980mpa以上＞本实施方式涉及的热轧钢板，设想用于汽车等的碰撞安全性的提高或车体轻量化的应用，将抗拉强度设为980mpa以上。为了有效地利用铁素体的优异的延展性，抗拉强度的上限优选为1450mpa以下。本实施方式涉及的热轧钢板，不管制造方法如何，通过具有上述的化学组成、组织，能够得到其效果。但是，根据以下所示的制造方法，能够稳定地得到本实施方式涉及的热轧钢板，因此优选。具体而言，本实施方式涉及的热轧钢板的制造方法，优选包括以下的(a)～(f)工序。(a)将具有上述的化学组成的板坯加热至1200℃以上且小于1350℃的温度的加热工序；(b)轧制工序，该轧制工序是将加热工序后的板坯使用具有多个机架(stand)的轧制机进行轧制的工序，在该轧制工序中，在ar3点以上、960℃以下的温度范围进行在最终机架和其前一段中的轧制，并且，以最终机架和其前一段的机架的压下率的合计相对于连续的精轧机架的各机架的压下率的总和之比为0.12以上、0.30以下、最终机架与其前一段的压下率之比为0.5以上且小于1.0的方式进行轧制而得到钢板；(c)在轧制结束后1.5秒以内开始冷却，以40℃/秒以上的冷却速度冷却到600℃以上、750℃以下的一次冷却工序；(d)在一次冷却工序后，以10℃/s以下的冷却速度空冷2秒以上、10秒以下的中间空冷工序；(e)在中间空冷工序后，以60℃/秒以上的冷却速度冷却到300℃以下的二次冷却工序；(f)在二次冷却工序后进行卷取的卷取工序。以下对各工序进行说明。在本实施方式中，冷却速度是指从开始冷却到停止冷却为止的平均冷却速度。另外，ar3点(℃)是在冷却中奥氏体开始相变的温度，能够适当地求得，但能够简易地基于各元素的含量，采用以下的式子求得。ar3＝901－325×c+33×si－92×mn+287×p+40×al＜加热工序＞在热轧(热轧制)之前，对板坯进行加热。在将通过连续铸造等得到的具有与本实施方式涉及的热轧钢板相同的化学组成的板坯加热时，若加热的温度低于1200℃，则板坯的均质化和/或板坯中所含的ti碳化物的溶解变得不充分。在该情况下，结果所得到的钢板的强度、加工性降低。另一方面，当加热温度变为1350℃以上时，初期的奥氏体粒径变大，由此，在最终所得到的钢板中，组织容易成为混晶。另外，导致制造成本的上升、生产率的降低。因此，加热温度优选为1200℃以上且小于1350℃。＜轧制工序＞在轧制工序中，在使用具有多个机架的轧制机来连续地轧制钢板的串列式轧制中，控制在最终机架和其前一段(比最终机架靠前一个的机架)中的轧制温度以及压下率很重要。通过在最终机架和其前一段的轧制中，控制轧制温度、压下率，能够将奥氏体的位错密度最适化。奥氏体的位错密度大大影响到接下来的工序中的铁素体相变速度和向奥氏体的c浓化速度。具体而言，在最终机架和其前一段中的轧制，需要在奥氏体单相温度区域进行。为此，在ar3点以上的温度下进行在最终机架和其前一段中的轧制。另外，为了抑制通过轧制而蓄积的位错的回复，在960℃以下的温度下进行在最终机架和其前一段中的轧制。若超过960℃，则会促进奥氏体的回复和再结晶，不能够蓄积位错。另外，在最终机架和其前一段的机架中的压下率的合计相对于连续的精轧机架的各机架的压下率的总和之比(后段压下比)设为0.12以上、0.30以下。当上述压下率之比低于0.12时，在精轧的前段会促进再结晶，直到后段为止不能够蓄积应变。在该情况下，在接下来的工序的冷却过程中，铁素体相变延迟。另一方面，当压下率之比超过0.30时，前段的压下率不足，引起组织的粗大化。优选为0.20以上、0.25以下。在此，压下率的总和、压下率的合计是指各压下率的和，例如，在进行了两次20％的轧制的情况下，为20+20＝40％。另外，最终机架的压下率相对于其前一段的压下率之比(最终机架的压下率/前一段的压下率)设为0.5以上且小于1.0。当最终机架与其前一段的压下率之比(最终机架的压下率/前一段的压下率)小于0.5时，应变不足够，在接下来的工序的冷却过程中，铁素体相变延迟。在该情况下，不能够得到目标的面积率的铁素体和马氏体。另外，会形成粗大的马氏体，马氏体的平均粒径超过50μm。另一方面，当最终机架与其前一段的压下率之比为1.0以上时，铁素体相变过快，不能够得到目标的面积率的铁素体和马氏体。而且，由于c的扩散速度上升，因此向奥氏体中的c浓化推进，会形成平均粒径小于5.0μm的硬质的马氏体。在本实施方式中，最终机架的压下率是指：对钢板实施压下率为5％以上的压下的机架之中的、最后段的机架的压下率。即，不包含压下率未达到5％以上的轧制状态、例如轧辊与钢板仅是接触那样的情况。为了充分进行向奥氏体中的位错蓄积，最终机架中的压下率优选为20％以上、45％以下。＜一次冷却工序＞＜中间空冷工序＞轧制结束后，为了有效利用通过轧制而蓄积的位错，在1.5秒以内开始一次冷却。当轧制后(在最终机架中的压下后)直到冷却为止的时间超过1.5秒时，奥氏体中的位错由于回复、再结晶而减少。在该情况下，不能够得到目标组织。在一次冷却中，以40℃/s以上的冷却速度冷却到600℃以上、750℃以下。另外，一次冷却完了后，进行平均冷却速度为10℃/s以下的空冷(中间空冷)2秒以上、10秒以下的期间。中间空冷可以为所谓的自然放冷。在中间空冷时，生成铁素体，并且，通过c的扩散，引起向未相变的奥氏体的c浓化。通过生成铁素体，延展性提高，向奥氏体中浓化了的c，有助于通过其后的冷却而产生的马氏体的强度。当一次冷却的冷却速度小于40℃/s时，在冷却中也引起铁素体相变，在高温下向奥氏体的c扩散速度变快。其结果，会形成硬质的马氏体，扩孔性劣化。当一次冷却停止温度(中间空冷开始温度)超过750℃时，铁素体面积率变得不充分。当中间空冷开始温度小于600℃、一次冷却的冷却速度超过40℃/秒、或中间空冷时间小于2秒时，不能够得到规定的铁素体分率，马氏体分率也变高。当中间空冷时间超过10秒时，向奥氏体的c扩散变得过量，扩孔性劣化。为了确保目标的组织分率、并且将奥氏体的c浓化抑制在适当的范围，优选将空冷时间设为8秒以下。一次冷却的冷却速度的上限不需要限定，但考虑到设备制约等，另外，为了使板厚方向的组织分布均匀，冷却速度优选为200℃/s以下。＜二次冷却工序＞＜卷取工序＞为了使在一次冷却工序和中间空冷工序中c浓化了的奥氏体进行马氏体相变，在中间空冷后以60℃/s以上的冷却速度冷却(二次冷却)到300℃以下，进行卷取。当二次冷却停止温度(卷取温度)超过300℃时，会在卷取中生成贝氏体、珠光体，热轧钢板的伸长率降低。另外，在二次冷却的冷却速度低于60℃/s时，会在冷却中生成贝氏体、珠光体相，变得不能够得到主要由铁素体和马氏体构成的复合组织。二次冷却的冷却速度的上限不需要限定，但考虑到设备制约等，另外，为了使板厚方向的组织分布均匀，冷却速度优选为200℃/s以下。实施例以下列举实施例来对本发明的高强度热轧钢板进行具体说明。但是，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性以及效果而采用的一条件例，本发明并不被下述实施例限定。在不脱离本发明的要旨且能达到本发明的目的的限度下也可以在能够适合于其宗旨的范围适当地加以变更来实施。因此，本发明能够采用各种条件，它们都包含于本发明的技术特征中。采用转炉熔炼具有表1所示的化学组成的钢，通过连续铸造来形成厚度230mm的板坯。其后，将板坯加热至1200℃～1250℃的温度，进行粗轧，然后，在表2所示的条件下进行精轧、一次冷却、中间空冷、二次冷却、卷取，制造出热轧钢板。中间空冷的冷速为3～8℃/s。表2示出了使用的钢种和精轧条件、钢板的板厚。在表2中，“后段压下比”是指最终机架和其前一段的机架的合计压下率相对于连续的精轧机架的各机架的压下率的总和之比，“f5压下率”是指最终机架的前一段的机架中的压下率，“ft5”是指最终机架的前一段的机架的轧制温度，“f6压下率”是指最终机架的压下率，“ft6”是指最终机架的轧制温度，“压下比”是指最终机架的压下率相对于其前一段的压下率之比，“冷却开始”是指从结束精轧起到开始一次冷却为止的时间，“一次冷却”是指自结束精轧后直到中间空冷开始温度为止的平均冷却速度，“空冷温度”是指停止一次冷却后开始中间空冷的温度，“空冷时间”是指中间空冷时间，“二次冷却”是指自中间空冷后直到进行卷取为止的二次冷却中的平均冷却速度，“卷取温度”是指二次冷却结束后的卷取温度。关于这样得到的钢板，在钢板的板厚1/4的位置，随机地选择视场，在最低5个视场中，使用光学显微镜来调查了铁素体、马氏体的组织分率、马氏体与铁素体的硬度比。关于钢板的铁素体以及马氏体的组织分率以及粒径，在进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后，使用光学显微镜，随机地对5个500μm×500μm视场进行拍摄，采用图像解析来求出5个视场下的平均的面积率和平均粒径。关于马氏体和铁素体的硬度，在各组织之中进行显微维氏硬度试验，在马氏体、铁素体的各组织中，分别对于100处以上测定维氏硬度(hv)，求出其平均值。关于钢板的拉伸试验，在钢板的轧制宽度方向(轧制横向)(c方向)上制取jis5号试样，依据jisz2241标准来进行，评价了屈服强度：yp(mpa)、抗拉强度：ts(mpa)、伸长率：el(％)。关于扩孔率λ(％)，采用在jisz2256中规定的方法来进行了评价。表3示出所得到的组织以及材质的评价结果。在表3中，“各组织的面积率”是指铁素体、马氏体、其他的组织的各自的面积率，“m径”是指马氏体的平均粒径，“硬度比”是指通过马氏体的硬度/铁素体的硬度得到的硬度比。如表3所示，本发明例，抗拉强度为980mpa以上，铁素体的组织分率为40％以上，并且，马氏体的组织分率为20％以上、60％以下，马氏体与铁素体的硬度比为0.6以上、1.6以下。另外，其结果，在本发明例中，伸长率为10％以上，扩孔性为50％以上，伸长率与扩孔性的均衡性优异。与此相对，试验号码2没有得到目标的组织分率(各组织的面积率)。认为其原因是f5与f6的压下率之比(f6/f5)小，铁素体相变延迟了。另外，试验号码2，奥氏体粒径粗大化，马氏体粒的平均粒径变大，并且，马氏体软质化，硬度比变小。其结果，伸长率低劣。试验号码5，没有得到目标的组织分率，伸长率和扩孔性低劣。认为这是由于后段压下比低，另外，精轧温度高，铁素体相变延迟了的缘故。试验号码8，没有得到目标的组织分率，伸长率和扩孔性低劣。认为这是由于空冷温度高，在空冷中铁素体相变延迟了的缘故。试验号码12，马氏体粒的平均粒径粗大化，并且，硬度比低于0.6，伸长率和扩孔性低劣。认为这是由于轧制后的冷却开始时间长，奥氏体粒径粗大化的缘故。试验号码16，硬度比超过1.6，扩孔性低劣。认为这是由于一次冷却慢，向奥氏体的c浓化推进，由此马氏体硬质化的缘故。试验号码17，硬度比超过1.6，扩孔性低劣。认为这是由于：因为f5与f6的压下率之比为1.0以上，因此铁素体相变过度进行，由此c浓化被促进，马氏体过度地硬质化的缘故。试验号码20，马氏体的面积率低，伸长率低劣。认为这是由于空冷时间较长、为15秒，在空冷中增进了贝氏体相变的缘故。试验号码22，铁素体的面积率低，伸长率低劣。认为这是由于空冷温度低，铁素体相变未充分进行的缘故。试验号码24，没有得到目标的组织，伸长率和扩孔性低劣。认为这起因于卷取温度高。试验号码27，形成粗大的马氏体，并且，组织的硬度比低，伸长率低劣。认为这是由于：因为后段的压下比高，前段的压下不充分，因此奥氏体组织粗大化的缘故。试验号码31，没有得到目标的组织，伸长率和扩孔性低劣。认为这起因于空冷时间短。试验号码33，由于al含量不充分，因此没有得到目标的铁素体面积率，伸长率低劣。试验号码34，由于ti含量不充分，因此通过ti来实现的析出强化量不足，在抗拉强度方面未得到980mpa。产业上的可利用性根据本发明，能够提供适合于需要高加工的压制部件的、伸长率和扩孔性优异的高强度热轧钢板。根据该高强度钢板，能够实现汽车等的车体的轻量化、部件的一体成型化、加工工序的缩短，能够谋求燃油经济性的提高、制造成本的降低。因此，本发明的工业价值高。当前第1页12当前第1页12