專利名稱：：不發(fā)生剝落且表面性狀及擴孔彎邊性優(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)明涉及表面性狀及擴孔彎邊性(burringproperty)優(yōu)異的高強度熱軋鋼板及其制造方法。本申請要求2007年3月27日提出的日本國專利申請第2007-82567號的優(yōu)先權(quán)，將其內(nèi)容援引于此。
背景技術(shù)：
：近年，為了以提高汽車的燃料費為代表的各種鋼板的輕質(zhì)化，逐漸進行鐵合金等的鋼板的高強度化或應(yīng)用A1合金等輕金屬。但是，與鋼等重金屬相比時，雖然A1合金等輕金屬具有比強度高的優(yōu)點，但存在顯著昂貴的缺點，所以其應(yīng)用限于特殊用途。因此，為了更廉價且廣范圍地推動各種鋼板的輕質(zhì)化，必須使鋼板高強度化。鋼板的高強度化通常伴有成形性(加工性)等的材料特性變差，因此如何在不使材料特性變差的情況下獲得高強度化對于開發(fā)高強度鋼板是重要的。特別是作為內(nèi)板部件、結(jié)構(gòu)部件、行走部件等汽車部件被使用的鋼板要求放邊加工性、擴孔彎邊性、延展性、疲勞耐久性及耐腐蝕性等，如何高維地且平衡性良好地發(fā)揮這些材料特性與高強度性是重要的。例如，用于占車體重量約20%的結(jié)構(gòu)部件和行走部件等汽車部件的鋼板通過剪切和沖裁加工進行沖割和開孔后，為了實施以放邊加工或擴孔彎邊加工為主的壓制成形，要求非常嚴格的擴孔性(X值)。另外，用于上述部件的鋼板中，在實施剪切或沖裁加工而形成的端面上產(chǎn)生傷痕或微小裂縫，由于上述產(chǎn)生的傷痕或微小裂縫，有可能發(fā)生龜裂加劇直至疲勞破壞。因此，為了提高疲勞耐久性，必須使上述鋼材的端面不產(chǎn)生傷痕或微小裂縫。作為在上述端面產(chǎn)生的傷痕或微小裂縫，如圖1所示，產(chǎn)生與端面的板厚方向平行的裂縫。該裂縫被稱為"剝落"。另外，圖1中，圓筒面是板厚方向的面，與圓筒面平行發(fā)生的裂縫為"剝落"。該"剝落"特別是在540MPa級的鋼板的情況下，發(fā)生約80%左右，在780MPa級的鋼板的情況下發(fā)生約100。/。。另夕卜，該"剝落"的發(fā)生與擴孔率無關(guān)。例如，不管擴孔率為50%、還是100%，均發(fā)生該"剝落"。進而，作為用于座椅橫檔、座椅安全帶插扣、輪盤等汽車部件的鋼板，要求美觀性、設(shè)計性及高成形性優(yōu)異的高強度鋼板。因此，用于汽車部件等的各種鋼板根據(jù)目的除了上述材料特性之外，還要求嚴格的表面品質(zhì)。如上所述，為了兼顧高強度性與特別是成形性之類的各種材料特性，公開了通過將鋼組織設(shè)定成鐵素體為90%以上、余量為貝氏體來兼顧高強度與延展性、擴孔性的鋼板的制造方法(例如參見專利文獻l)。但是，應(yīng)用專利文獻l所公開的技術(shù)而制造的鋼板含有0.3Q/。以上的Si，在鋼板表面生成被稱為紅氧化皮(Si氧化皮)的虎紋狀氧化皮花紋，所以難以在用于要求嚴格的表面品質(zhì)的汽車部件等的各種鋼板中應(yīng)用。進而，發(fā)明人進一步追加試驗，引用文獻l的組成的鋼在沖裁后發(fā)生"剝落"。針對該課題，公開了通過將Si的添加量抑制在0.3。/。以下來抑制紅氧化皮的產(chǎn)生，并且通過添加Mo將析出物微細化，從而實現(xiàn)高強度以及優(yōu)異的放邊性的高張力熱軋鋼板的技術(shù)(例如專利文獻2、3)。但是，應(yīng)用了上述專利文獻2、3中公開的技術(shù)的鋼板雖然Si添加量為0.3%以下的程度，但難以充分抑制紅氧化皮的發(fā)生，并且由于必須添加0.07。/。以上的昂貴的合金元素Mo，所以有制造成本高的問題點。進而，發(fā)明人進一步追加試驗，引用文獻2或3的組成的鋼在沖裁后發(fā)生"剝落"。因此，專利文獻2、3所公開的技術(shù)中，完全沒有公幵關(guān)于抑制在通過剪切或沖裁加工而形成的端面中的傷痕或微小裂縫的技術(shù)。專利文獻l:日本特開平6-293910號公報專利文獻2:日本特開2002-322540號公報專利文獻3:日本特開2002-322541號公報
發(fā)明內(nèi)容為此，本發(fā)明是鑒于上述問題而提出的，其目的在于提供一種高強度熱軋鋼板、以及能廉價穩(wěn)定地制造該鋼板的制造方法，該熱軋鋼板能應(yīng)用于高強度且要求嚴格的加工性和擴孔性的部件，在部件表面不會因Si氧化皮等導致外觀變差，表面性狀優(yōu)異，特別是在通過剪切或沖裁加工而形成的部件端面中對于裂縫"剝落"的耐性優(yōu)異，為540MPa級以上、進而為780MPa級以上的鋼板等級，且表面性狀及擴孔彎邊性優(yōu)異。另外，本發(fā)明所說的"擴孔彎邊性優(yōu)異"是指，在端面不產(chǎn)生"剝落"，通過日本鐵鋼連盟規(guī)格JFST1001-1996記載的擴孔:1式驗方法在540旨&級的鋼板的情況下可以達到135。/。以上的擴孔率、或者在780MPa以上的鋼板的情況下可以達到90%以上的擴孔率的鋼。為了解決上述問題點，本發(fā)明人們發(fā)明了以下所示的表面性狀及擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板。本發(fā)明的不發(fā)生剝落且表面性狀及擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板以質(zhì)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及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，以Nb含量為[Nb]，C含量為[C]時，滿足下式x[C]S4.34x10-3固溶C的晶界個數(shù)密度為l個/nn^以上且4.5個/nn^以下，在鋼板中的晶界處析出的滲碳體粒徑為lpm以下。本發(fā)明的熱軋鋼板中，也可以是C:0.010.07。/。、Mn:0.12%、Nb:0.0050.05%、Ti:0.001%0.06%，并且以Si含量為[Si]、以Ti含量為[Ti]時，滿足下式3x[Si]^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])，抗拉強度可以為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含量為[Ti]時，滿足下式0細5^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb]戸0.005，抗拉強度可以為780MPa以上。進而，可以以質(zhì)量。/。計含有Cu:0.21.2°/。、Ni:O.l0.6%、Mo:0.051°/0、V:0.020.2%、Cr:0.01l。/。中的一種或二種以上。并且可以以質(zhì)量。/o計含有Ca:0.00050.005。/o、REM:0.00050.02。/o中任一種或二種。還可以以質(zhì)量。/。計含有B:0.00020.002。/。，固溶C和/或固溶B的晶界個數(shù)密度為1個/nm2以上4.5個/nm2以下?？梢詫嵤╁冧\。本發(fā)明的沒有發(fā)生剝落且表面性狀及擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板的制造方法是將具有本發(fā)明熱軋鋼板的成分的鋼坯加熱到滿足下式的溫度SRTmin(。C)以上且1170。C以下，SRTmin=6670/{2.26-log(,x[C])}-273進而在結(jié)束溫度為1080'C以上且115(TC以下的條件下進行粗軋，然后，在30秒以上、150秒以內(nèi)于100(TC以上且小于108(TC下開始精軋，以使最終道次的壓下率為3y。以上且15。/。以下的方式在Ar3相變點溫度以上且95(TC以下的溫度區(qū)域中結(jié)束精軋，以超過15X:/sec的冷卻速度從冷卻開始冷卻至45(TC以上且55(TC以下的溫度區(qū)域，并進行巻取。本發(fā)明的不發(fā)生剝落且表面性狀及擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板的制造方法中，可以將巻取后得到的鋼板進行酸洗，然后浸漬在鍍鋅浴中，將鋼板表面鍍鋅?？梢詫﹀冧\后得到的鋼板進行合金化處理。本發(fā)明涉及表面性狀及擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板及其制造方法，通過使用上述鋼板，容易在要求嚴格的加工性及擴孔性的部件中應(yīng)用，上述鋼板在部件表面沒有因Si氧化皮等導致的外觀變差，表面性狀優(yōu)異，特別是在經(jīng)剪切或沖裁加工而形成的部件端面對于裂縫("剝落")的耐性優(yōu)異。并且可以廉價且穩(wěn)定地制造為540MPa級以上、進而為780MPa級以上的鋼板等級的、表面性狀及擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板。因此，可以說本發(fā)明是工業(yè)價值高的發(fā)明。圖l是從斜上方觀察沖裁部的照片。[圖2]圖2是表示在固溶C、B的晶界偏析密度(晶界個數(shù)密度)與巻取溫度的關(guān)系中有無斷裂面裂縫的圖。圖3是表示擴孔值與晶界滲碳體粒徑的關(guān)系的圖。[圖4]圖4是表示晶界滲碳體粒徑與巻取溫度的關(guān)系的圖。[圖5]圖5是表示在Si含量與加熱溫度的關(guān)系中有無Si氧化皮的圖。[圖6]圖6是表示鋼板的抗拉強度與加熱溫度的關(guān)系的圖。具體實施例方式以下，作為實施本發(fā)明的最佳方式，詳細說明表面性狀及擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板(以下簡單稱為熱軋鋼板)。另外，以下，組成的質(zhì)量%只記載為％。首先，對完成本發(fā)明的基礎(chǔ)研究結(jié)果進行說明。本發(fā)明人為了調(diào)査熱軋鋼板的材質(zhì)、成分或顯微組織等冶金因素對于在通過剪切或沖裁加工而形成的部件端面所產(chǎn)生的微小裂縫(以下將上述傷痕和微小裂縫總稱為"剝落"(斷裂面裂縫))和Si氧化皮的產(chǎn)生的影響而進行了實驗。所得的結(jié)果如以下所示。在出現(xiàn)"剝落"的高強度鋼中，用硝酸乙醇腐食液來觀察金相組織時，未檢測到晶界。在沒有"剝落"的高強度鋼中，用硝酸乙醇腐食液來觀察金相組織時，檢測到或未檢測到晶界。但是，在極低碳鋼(IF鋼)中，未發(fā)生"剝落"，但該鋼在用硝酸乙醇腐食液來觀察金相組織時，未檢測到晶界，擴孔率也高。由以上可知，"剝落"不存在唯一的與用硝酸乙醇腐食液進行的晶界的檢出的相關(guān)關(guān)系。為此，進一步進行實驗，詳細探討"剝落"的關(guān)系。其結(jié)果是，詳細調(diào)査晶體晶界的實驗與結(jié)果如下詳細所述，如圖2所示，可知存在于晶體晶界的固溶C的個數(shù)密度與"剝落"的發(fā)生相關(guān)。進而，為了研究詳細情況，進行了以下的實驗。首先，準備下述熱軋鋼板將表1所示的鋼成分的鑄片熔煉，在熱軋鋼板的制造工藝中，改變巻取溫度而制造的厚度為2mm的熱軋鋼板。本發(fā)明人對所得的熱軋鋼板調(diào)查在巻取溫度與固溶C和/或固溶B的晶界個數(shù)密度的關(guān)系中的有無斷裂面裂縫、析出于晶界的晶界滲碳體粒徑與擴孔值的關(guān)系以及巻取溫度與晶界滲碳體粒徑的關(guān)系。另外，本說明書中，表中的廣表示[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>此處，在本調(diào)查中，擴孔值、斷裂面裂縫、晶界滲碳體粒徑及晶界偏析密度根據(jù)以下所示的方法進行評價。根據(jù)日本鐵鋼連盟規(guī)格JFST1001-1996記載的擴孔試驗方法評價擴孔值。另外，有無斷裂面裂縫按照如下所述來確認用與日本鐵鋼連盟規(guī)格JFST1001-1996記載的擴孔試驗方法相同的方法以20%的間隙進行沖裁，用肉眼觀察該沖裁面。析出于晶界的晶界滲碳體粒徑按照如下所述來測定從供試鋼的鋼板板寬的l/4W或3/4W位置切出的試樣的l/4厚度處，采集透射型電子顯微鏡樣品，用搭載有200kV的加速電壓的電場放射型電子槍(FieldEmissionGun:FEG)的透射型電子顯微鏡進行觀察。通過解析衍射圖案確認在晶界觀察到的析出物為滲碳體。另外，在本調(diào)査中，晶界滲碳體粒徑定義為測定在一個視野中觀察到的全部晶界滲碳體的粒徑，由測定值算出的平均值。另外，為了測定存在于晶界及晶內(nèi)的固溶C，使用三維原子探針法。1988年牛津大學的A.Cerezo等開發(fā)的位置靈敏型原子探針(positionsensitiveatomprobe，PoSAP)是在原子探針的檢測器中導入位置靈敏型檢測器(positionsensitivedetector),分析時可以不使用光圈地對到達檢測器的原子的飛行時間與位置進行同時測定的裝置。如果使用該裝置，則不僅可以將存在于試樣表面的合金中的全部構(gòu)成元素用原子水平的空間分辨率表示為二維圖，而且可以通過使用電場蒸發(fā)現(xiàn)象，使試樣表面按每一原子層蒸發(fā)，并通過將二維圖向深度方向擴張，從而可以以三維圖進行顯示、分析。晶界觀察中，為了制作含有晶界部的AP用針狀試樣，使用FIB(聚焦離子束)裝置/日立制作所制FB2000A，為了將切出的試樣通過電解研磨形成針狀而用任意形狀掃描束使晶界部成為針前端部。對在SIM(掃描離子顯微鏡)的隧道現(xiàn)象中在取向不同的晶粒中產(chǎn)生差異的情況進行活用，邊觀察該試樣邊確定晶界，并用離子束切斷。用作三維原子探針的裝置是CAMECA公司制OTAP，測定條件為試樣位置溫度約70K、探針總電壓1015kV、脈沖比25%。對各試樣的晶界、晶內(nèi)分別測定三次，以其平均值作為代表值。將從測定值除去背景噪音等而得到的值定義為每單位晶界面積的原子密度，將其作為晶界個數(shù)密度(晶界偏析密度)(個/nm2)。因此，可以說存在于晶界的固溶C應(yīng)當是存在于晶界的C原子。所謂本發(fā)明的固溶C晶界個數(shù)密度，定義為存在于晶界的固溶C的每晶界單位面積的個數(shù)(密度)。由于用原子圖可知三維的原子分布，所以可以確認c原子個數(shù)在晶界位置較多。另外，如果是析出物，則能用原子數(shù)、其他原子的位置關(guān)系(Ti等)進行確定。進而，在上述表l的成分的鋼中，確認基本沒有以固溶C的形式存在，而是以Ti、Nb的析出物的形式存在。圖2表示在固溶C、B的晶界個數(shù)密度與巻取溫度的關(guān)系中有無"剝落"(斷裂面裂縫)。由圖2確認，巻取溫度與固溶C、B的晶界個數(shù)密度具有非常強的相關(guān)關(guān)系。新認識到不添加B的鋼A在巻取溫度為550"C以下的情況下，以及添加B的鋼B在巻取溫度為65(TC以下的情況下，固溶C、B的晶界個數(shù)密度為l個/nn^以上，可以避免"剝落"(斷裂面裂縫)。鋼種A中，巻取溫度超過550'C時，偏析于晶界的固溶C主要在巻取后作為TiC析出于晶內(nèi)，固溶C的晶界個數(shù)密度小于l個/nm2。其結(jié)果是，晶界的強度與晶內(nèi)相比，相對降低，從而推測在沖裁及剪切加工時發(fā)生晶界裂縫，產(chǎn)生斷裂面裂縫。另外，雖然已知B偏析于晶界，但只有在圖2中可見，通過添加B，固溶B的晶界個數(shù)密度增加l個/ni^左右。存在B時，除固溶C以外，也必須數(shù)出晶界的固溶B作為晶界個數(shù)密度。圖3表示擴孔值與存在于晶體晶界的滲碳體粒徑的關(guān)系。根據(jù)圖3可確認，擴孔值與存在于晶界的滲碳體粒徑具有非常強的相關(guān)關(guān)系。進而，新認識到存在于晶體晶界的滲碳體粒徑為lpm以下時，擴孔值提高。鋼A與鋼B如圖2所示，固溶C也存在于晶界。為此，研究了晶界個數(shù)密度與存在于晶體晶界的滲碳體粒徑的關(guān)系。圖4表示晶界滲碳體粒徑與巻取溫度的關(guān)系。由圖4可確認，巻取溫度與析出于晶界的晶界滲碳體粒徑具有非常強的相關(guān)關(guān)系。新認識到巻取溫度為45(TC以上時，晶界滲碳體粒徑為liam以下。艮口，可知晶界個數(shù)密度為4.5個/ni^以下時，滲碳體的粒為l,以下。由此可知，晶界個數(shù)密度應(yīng)為l個/ni^以上且4.5個/nmS以下是為了不發(fā)生"剝落"、提高擴孔率而更為優(yōu)選的條件。存在于晶體晶界的滲碳體的粒徑為lpm以下時，認為擴孔率進一步提高的原因在于以下的原因。首先，認為擴孔值所代表的放邊加工、擴孔彎邊加工性受到?jīng)_裁或剪切加工時所產(chǎn)生的成為裂縫起點的空隙的影響。認為析出于母相晶界的滲碳體相相對于母相粒在一定程度上較大時，該空隙因母相粒的界面附近的母相粒受到過剩的應(yīng)力而產(chǎn)生。但是，晶界滲碳體粒徑為^m以下的尺寸時，相對于母相粒，滲碳體粒相對較小，在力學上應(yīng)力不集中，難以產(chǎn)生空隙，所以擴孔值提高。然后，本發(fā)明人以不發(fā)生"剝落"、提高擴孔率為前提，將表2所示的改變了Si添加量的鋼成分的鑄片熔煉，在熱軋鋼板的制造工藝中，改變軋制前進行的板坯加熱工序的加熱溫度，制造厚度為2mm的熱軋鋼板。本發(fā)明人基于所得的熱軋鋼板，調(diào)查在加熱溫度與Si含量的關(guān)系中有無Si氧化皮、及加熱溫度與抗拉強度的關(guān)系。<table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>另外，在酸洗后通過肉眼觀察來確認有無Si氧化皮。另外，抗拉強度使用下述值從各個鋼板切出JISZ2201記載的5號試驗片，根據(jù)JISZ2241的方法進行拉伸試驗而測定得到的值。圖5表示Si含量與加熱溫度的關(guān)系中的有無Si氧化皮。由圖5可確認，如果鋼板含有超過0.in/。的Si，則與加熱溫度沒有關(guān)系，產(chǎn)生Si氧化皮。另外，由圖5確認了，鋼板在Si含量為0.P/。以下的情況下和在加熱溫度超過1170。C的情況下，與Si含量超過0.in/。的情況相同，產(chǎn)生Si氧化皮。另外確認了在117(TC以下的情況下，與Si含量超過0.1。/。的情況不同，在Si含量為0.1Q/。以下的情況下不產(chǎn)生Si氧化皮。Si氧化皮在熱軋后的鋼板表面呈現(xiàn)為紅褐色的島狀圖案，顯著損害鋼板的外觀品質(zhì)。另外，Si氧化皮由于在鋼板表面形成凹凸，所以酸洗后也殘留有島狀圖案，基于該原因而使外觀等表面性狀顯著變差。認為Si的氧化物與鐵的氧化物反應(yīng)而作為化合物生成的鐵橄欖石Fe2Si02是在該Si添加鋼表面產(chǎn)生凹凸的原因。另外，Si含量較少時產(chǎn)生的在后續(xù)的除氧化皮中難以剝離的Si氧化皮(紅氧化皮)是由在作為鐵橄欖石與維氏體FeO的共晶點的1170。C以上的高溫時生成的液相氧化物引起的。圖6表示鋼板的抗拉強度與加熱溫度的關(guān)系。圖6的鋼板成分為表2的CF。由圖6可確認，在加熱溫度與鋼板的抗拉強度之間具有非常強的相關(guān)關(guān)系。S卩，可知作為本發(fā)明的板坯加熱工序中的加熱溫度的板坯再加熱溫度SRT(SrabReheatingTemperature)中，在1170'C以下的溫度范圍中也存在能呈現(xiàn)規(guī)定的抗拉強度的最小溫度SRTmir^l070'C。還知道，該最小板坯再加熱溫度(SRTmin)通過下述數(shù)學式(A)算出，為最小板坯再加熱溫度(SRTmin)以上時，顯著提高抗拉強度。另夕卜，下述數(shù)學式中，以Nb含量(。/。)為[Nb]，以C含量(。/。)為[C]，SRTmin是由Nb與C的積求出TiNbCN的復合析出物的熔體化溫度而得到的值。SRTmin=6670/{2.26-log([Nb]x[C])}-273(A)用于得到TiNbCN的復合析出物的條件取決于Ti量。gp，Ti較少時，不單獨析出TiN。例如，Ti為0.001o/o以上且小于0.060。/。的鋼滿足下式。0.0005[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb]戸0媚Ti為0.040。/。以上且0.2%以下的鋼滿足下式。0扁5^[C]誦(12/48[Ti]+12/93[Nb])蕓0.0050通過在上述范圍中調(diào)整成分，可以穩(wěn)定地生成TiNbCN的復合析出物。在滿足上述數(shù)學式(A)的溫度SRTmin以上的情況下，鋼板的抗拉強度顯著提高的原因如下。艮口，為了得到目標抗拉強度，必須有效活用Nb、Ti的析出強化。上述Nb、Ti在加熱前的板坯片中，作為TiN、NbC、TiC、NbTi(CN)等粗大的碳氮化物析出。TiC也在Nb的熔體化溫度下基本熔解。這是由于作為TiNbCN的復合析出物存在于板坯內(nèi)，與為單獨的Ti的情況相比，熔體化溫度變得非常低，可以抑制鐵橄欖石生成的同時實現(xiàn)熔體化。另外，基于現(xiàn)有的認識，單獨為Ti時，熔體化溫度變得非常高，難以兼顧鐵橄欖石的生成。為了有效地得到Nb、Ti的析出強化，必須使上述粗大的碳氮化物在板坯加熱工序中充分量固溶于母材中。大部分Nb、Ti的碳氮化物在Nb的熔體化溫度下熔解。因此明確了在板坯加熱工序中，為了得到目標抗拉強度，必須將板坯加熱至Nb的熔體化溫度^SRTmin)。通常溶解度積的文獻值對應(yīng)于TiN、TiC、NbN、NbC各不相同，由于在高溫下發(fā)生TiN析出，所以如本申請發(fā)明所述，在低溫加熱下難以熔解。但是，如上所述，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)僅通過NbC的熔體化，大部分的TiC實質(zhì)上也發(fā)生熔解。如果用透射型電子顯微鏡的復制觀察來觀察被認為是TiNb(CN)復合析出物的析出物，則在高溫下析出的中心部與被認為是在較低溫下析出的外殼部中，Ti、Nb、C、N的濃度比例變化。即，在中心部，Ti、N的濃度比例高，相對于此，在外殼部，Nb、C高。這是因為TiNb(CN)是NaCl結(jié)構(gòu)的MC型析出物，如果是NbC，則Nb配位于M位點，C配位于C位點，但根據(jù)溫度，Nb被取代為Ti,或者C被取代為N。對于TiN也相同。Nb即使在NbC完全熔解的溫度下，在TiN中也以1030Q/。的位點分數(shù)含有，所以嚴格地說，Nb在TiN完全熔解的溫度以上完全固溶。但是，在Ti的添加量較少的成分體系中，可以以該熔體化溫度作為實質(zhì)的Nb析出物的熔解下限溫度。另外，對于TiC也相同，Ti配位于M位點，但在低溫下，以一定比例被置換為Nb。因此，TiNbCN的復合析出物的熔體化溫度可以作為實質(zhì)的TiC熔體化溫度。基于上述實驗研究得到的認識，本發(fā)明人首先進行了鋼板的化學成分條件的研究，完成了本發(fā)明。然后，說明本發(fā)明化學成分的限定原因。(1)C:0.010.1o/oC存在于晶體晶界，是下述元素具有抑制在通過剪切或沖裁加工而形成的端面的"剝落"(斷裂面裂縫)的效果，同時與Nb、Ti等結(jié)合，在鋼板中形成析出物，通過析出強化而利于強度提高。C含量小于0.01Q/。時，無法得到該效果，另外，超過0.1%時，成為擴孔彎邊裂縫起點的碳化物增加，擴孔值變差。因此，C含量限定為0.01。/。以上且0.P/。以下的范圍。另外，如果考慮到提高強度的同時提高延展性，則(:含量優(yōu)選小于0.07%，更優(yōu)選為0.035%以上且0.05%以下。另外，抗拉強度為540MPa以上的鋼板中的優(yōu)選的成分范圍為C:0.010.07%，抗拉強度為780MPa以上的鋼板中的優(yōu)選的成分范圍為C:0.030.1%。(2)Si:0.010.1%Si是具有抑制被稱為鱗、紡錘氧化皮的氧化皮系缺陷的發(fā)生的效果的元素。Si含量在添加O.OP/。以上時發(fā)揮上述效果。但是，添加超過0.1%時，不僅上述效果飽和，而且在鋼板表面發(fā)生虎紋狀Si氧化皮，表面性狀受損。因此，Si含量限定為0.01。/。以上且0.1。/。以下的范圍。Si含量優(yōu)選為0.031。/。以上且0.089%以下。另外，Si具有隨著其含量增加而抑制材料組織中的滲碳體等鐵系碳化物的析出、利于提高延展性的效果，但從抑制Si氧化皮的觀點來看，添加量有上限。因此，為了抑制碳化物析出，必須添加下述Nb、Ti和限定制造工藝。另外，抗拉強度為540MPa以上且小于780MPa的鋼板中的優(yōu)選的成分范圍為[Si]SO.l，并且滿足下式。3x[Si]^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])如上所述，Si為了抑制滲碳體等鐵系碳化物的析出、并利于提高延展性，未作為Ti、Nb等析出物被固定的C的化學計量組成必須滿足上式的關(guān)系，滿足上式關(guān)系時，作為滲碳體的析出被抑制，從而可以抑制延展性的降低。但是，如果進一步增加Si，則存在于晶界的C的個數(shù)密度容易變得小于1個/nm2，所以將上限設(shè)定為0.1%。在抗拉強度540MPa以上且小于780MPa的鋼板中，由于Ti、Nb等合金元素量較少，所以容易生成滲碳體等，與Si相關(guān)的上式的限定是有效的。特別是Si較少，不滿足上式范圍時，滲碳體析出，擴孔彎邊特性變差。另一方面，Ti和Nb較多、抗拉強度為780MPa以上的鋼板的優(yōu)選的成分范圍為Si:0.01^Si^0.1。如果S贈加，則存在于晶界的C的個數(shù)密度容易變得小于l個/nm2，所以將上限設(shè)定為0.1%。(3)Mn:0.13%Mn是利用固溶強化及淬火強化而有助于提高強度的元素。Mn含量小于0.1%時，無法得到該效果，即使添加超過3n/。的Mn，該效果也飽和。因此，Mn含量限定為0.P/。以上且3Q/。以下的范圍。另外，為了抑制S導致的熱裂縫的發(fā)生，不充分添加Mn以外的元素時，優(yōu)選添加Mn含量([Mn])與S含量([S])以質(zhì)量n/。計為[Mn]/[S]^20的Mn量。進而，Mn是下述元素隨著其含量，使奧氏體區(qū)域溫度擴大到低溫側(cè)，提高淬火性，容易形成擴孔彎邊性優(yōu)異的連續(xù)冷卻相變組織。Mn含量小于0.5。/。時難以發(fā)揮該效果，所以Mn優(yōu)選添加0.5%以上，更優(yōu)選為0.56%以上且2.43%以下。另外，抗拉強度為540MPa以上的鋼板中的優(yōu)選的成分范圍為Mn:(U2%，抗拉強度為780MPa以上的鋼板中的優(yōu)選的成分范圍為Mn:0.82.6。/。。因此，抗拉強度為540MPa以上的鋼板中的優(yōu)選的成分范圍為C:0.010.07%、Si:SO.l、Mn:0.12%、3x[Si]〇[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])?？估瓘姸葹?80MPa以上的鋼板中的優(yōu)選的成分范圍為C:0.030.P/。、Si:0.01笙Si蕓0.10/()、Mn:0.82.6%。(4)P:0.1。/o以下P是在鋼的精煉時不可避免混入的雜質(zhì)，是偏析于晶界、隨著含量增加而使靭性降低的元素。因此，P含量越低越優(yōu)選，含有超過0.1%時，給加工性和悍接性帶來不良影響，所以為0.1%以下。特別是考慮擴孔性和焊接性時，P含量優(yōu)選為0.02。/。以下，更優(yōu)選為0.008%以上且0.012%以下。(5)S:0.03。/。以下S是在鋼的精煉時不可避免混入的雜質(zhì)，是下述元素含量過多時，不僅熱軋時引起裂縫，還產(chǎn)生使擴孔性變差的A系夾雜物。因此，S含量應(yīng)盡量降低，但如果為0.03%以下，則是可以允許的范圍，所以設(shè)為0.03%以下。但是，需要一定程度的擴孔性時的S含量優(yōu)選為0.01。/。以下，更優(yōu)選為0.002%以上且0.008°/0以下，最優(yōu)選為0.003%以下。(6)A1:0.0011%為了鋼板的制鋼工序中的鋼水脫氧，Al含量必須添加0.001。/。以上，但由于導致成本升高，所以其上限設(shè)為1%。另外，過量添加A1時，使非金屬夾雜物增大，導致延展性及靭性變差，所以優(yōu)選A1含量為0.06M以下，更優(yōu)選為0.016%以上且0.04%以下。(7)N:0.0P/。以下N是在鋼的精煉時不可避免混入的雜質(zhì)，是與Ti、Nb等化合而形成氮化物的元素。N含量超過0.01M時，由于該氮化物在較高溫度下析出，所以容易粗大化，粗大化的晶粒有可能成為擴孔彎邊裂縫的起點。另外，如下所述，為了有效活用Nb、Ti，優(yōu)選該氮化物較少。因此，N含量上限為0.0"/。。另外，在時效變差成為問題的部件中應(yīng)用本發(fā)明時，如果N含量超過0.006M，則時效變差變劇烈，所以優(yōu)選為0.006%以下。進而，制造后在室溫下放置二周以上后，在對以用于加工為前提的部件應(yīng)用本發(fā)明時，從時效劣化對策的觀點考慮，優(yōu)選N含量添加0.005。/。以下，更優(yōu)選為0.0028%以上且0.004％以下。另外，考慮在夏季的高溫環(huán)境下放置或在伴隨用船舶等向越過赤道的地域進行輸出的環(huán)境下使用時，N含量優(yōu)選小于0.003W。(8)Nb:0.0050.08%Nb是本發(fā)明中最重要的元素之一。Nb在軋制結(jié)束后的冷卻中或巻取后以碳化物的形式微細析出，利用析出強化來提高強度。進而，Nb以碳化物的形式固定C，抑制對擴孔彎邊性有害的滲碳體的生成。為了得到上述效果，必須添加至少0.005。/。以上的Nb，更優(yōu)選的添加量為超過0.01%。另一方面，即使添加超過0.08%，上述效果也飽和。因此，Nb含量限定于0.005。/。以上且0.08%以下。Nb的含量更優(yōu)選為0.015。/o以上且0.047。/。以下。另外，抗拉強度為540MPa以上且小于780MPa的鋼板的優(yōu)選的Nb范圍為0.005%0.05%，該范圍可以穩(wěn)定確保TS與擴孔彎邊性。另外，抗拉強度為780MPa以上的鋼板的優(yōu)選的Nb范圍為0.01。/。0.08%，在該范圍的情況下，能更穩(wěn)定地確保TS與擴孔彎邊性。(9)Ti:0.0010.2o/oTi也是本發(fā)明中最重要的元素之一。與Nb相同，在軋制結(jié)束后的冷卻中或巻取后以碳化物的形式微細析出，利用析出強化來提高強度。進而，Ti以碳化物的形式固定C，抑制對于擴孔彎邊性有害的滲碳體的生成。為了得到上述效果，必須添加至少0.001。/。以上的Ti，更優(yōu)選的添加量為0.005%以上。另一方面，即使添加超過0.2%，上述效果也飽和。因此，Ti含量限定于0.001%以上且0.2%以下。Ti含量更優(yōu)選為0.036。/。以上且0.156。/。以下。另外，抗拉強度為540MPa以上且小于780MPa的鋼板的優(yōu)選的Ti范圍為0.001%0.06%，在該范圍的情況下，能穩(wěn)定確保TS與擴fl/彎邊性。另外，抗拉強度為780MPa以上的鋼板的優(yōu)選的Ti范圍為0.04。/。0.2。/。，在該范圍的情況下，能穩(wěn)定確保TS與擴孔彎邊性。(10)罔x[C]S4.34xl(T3(B)另外，為了得到Nb的充分的析出強化，在熱軋鋼板的制造工藝的板坯加熱工序中，必須使足夠量的Nb在板坯中處于固溶狀態(tài)。因此，在板坯加熱工序中，必須將板坯加熱到通過上述數(shù)學式(A)算出的最小板坯再加熱溫度^SRTmin)以上，但即使熔體化溫度超過作為鐵橄欖石Fe2Si02與維氏體FeO的共晶點117(TC，表面性狀也變差。通過數(shù)學式(A)計算的SRTmin在Nb含量([Nb])與C含量([C])的積超過4.34xl(^的情況下，超過1170。C，所以Nb含量([Nb])與C含量([C])的積必須滿足上述數(shù)學式(B)。Nb含量([Nb])與C含量([C])的積優(yōu)選為0.00053以上且0.0024以下。TiNb(CN)是NaCl結(jié)構(gòu)的MC型析出物，如果為NbC，則Nb配位于M位點(site)，C配位于C位點，但根據(jù)溫度，Nb被置換為Ti，或者C被置換為N。對于TiN也相同。Nb即使在NbC完全熔解的溫度下，在TiN中也以1030。/。的位點分數(shù)(sitefraction)含有，所以嚴格地說Nb在TiN完全熔解的溫度以上完全固溶。但是，在Ti添加量比較少的成分體系中，可以以該熔體化溫度作為實質(zhì)的Nb析出物的熔解下限溫度。另外，對于TiC也相同，Ti配位于M位點，但在低溫下，以一定比例被置換為Nb。因此，TiNbCN的復合析出物的熔體化溫度可以作為實質(zhì)的TiC的熔體化溫度。在抗拉強度為540MPa級(540MPa以上且小于780MPa)的鋼板中，如上所述，為了抑制滲碳體等鐵系碳化物析出，有助于提高延展性，如果Si相對于未以Ti、Nb等析出物的形式固定的C的化學計量組成滿足上式的關(guān)系，則可以抑制作為滲碳體的析出，并可以抑制延展性的降低。進而，在晶內(nèi)抑制作為滲碳體的析出的C過飽和地滯留于晶內(nèi)，但存在晶格紊亂，在低溫下，擴散到C能更穩(wěn)定地存在的晶界中，可以將在晶界中的量控制在本發(fā)明所希望的個數(shù)密度。特別是在C未被排出于晶界，在晶內(nèi)含有固溶C的狀態(tài)下進行相變的連續(xù)相變組織時發(fā)揮該效果。另一方面，在抗拉強度為780MPa級(780MPa以上)的鋼板中，為了得到該強度，Ti、Nb等的添加量必然增加。因此，如果上式小于0.005%，則不會在晶內(nèi)作為滲碳體析出，但是如果不為0.0005%以上，則在晶界中，固溶C的個數(shù)密度脫離本發(fā)明規(guī)定的范圍，所以設(shè)定為上述范圍。艮P，通過按照以下所述地調(diào)整成分，可以將晶界的個數(shù)密度控制在14.5個/nm2。Ti為0.001。/o0.06。/o、Nb為0.005。/o0.05。/o的抗拉強度為540MPa級的鋼滿足下式。0扁5^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])S0.04011為0.04%0.2%、Nb為0.0P/。0.08。/。的抗拉強度為780MPa級的鋼滿足下式。0細5蕓[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])^0.0050以上是本發(fā)明的基本成分的限定原因，但本發(fā)明中，可以根據(jù)需要含有Cu、Ni、Mo、V、Cr、Ca、REM(稀土類元素)、B。以下，說明各元素的成分限定原因。Cu、Ni、Mo、V、Cr是具有利用析出強化或固溶強化來提高熱軋鋼板強度的效果的元素，可以添加上述元素的一種或二種以上。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%時，無法充分得到上述效果。另外，即使Cu含量超過1.2。/。、Ni含量超過0.6。/。、Mo含量超過l。/。、V含量超過0.2。/。、0含量超過1%進行添加，上述效果也飽和，經(jīng)濟性降低。因此，根據(jù)需要含有Cu、Ni、Mo、V、Cr時，優(yōu)選Cu含量為0.2。/。以上且1.2。/。以下，Ni含量為0.1%以上且0.6%以下，Mo含量為0.05。/。以上且l。/。以下，V含量為0.02。/。以上且0.2%以下，0含量為0.01%以上且1%以下。Ca及REM(稀土類元素)是對成為破壞的起點、導致加工性變差的非金屬夾雜物的形態(tài)進行控制、使加工性提高的元素。Ca及REM的含量小于0.0005%地添加，不發(fā)揮上述效果。另外，Ca含量超過0.005。/。、REM含量超過0.02%地添加，上述效果也飽和，經(jīng)濟性降低。因此，優(yōu)選添加Ca含量為0.0005%以上且0.005%以下、REM含量為0.0005。/。以上且0.02。/。以下的量。B偏析于晶界，與固溶C同時存在時，具有提高晶界強度的效果。為此，根據(jù)需要添加。但是，B含量小于0.0002n/。時，對于得到上述效果是不充分的，添加超過0.002%時，引起板坯裂縫。因此，B含量優(yōu)選為0.0002。/。以上且0.002。/。以下。另外，B隨著添加量增加，具有使淬火性提高、容易形成對于擴孔彎邊性來說優(yōu)選的顯微組織即連續(xù)冷卻相變組織的效果，所以優(yōu)選添加0.0005%以上，更優(yōu)選為0.001°/。以上且0.002°/。以下。但是，在僅固溶B存在于晶界，固溶C不存在于晶界中的情況下，由于沒有固溶C的晶界強化效果，所以容易引起"剝落"。另外，不添加B時，直至巻取溫度為65(TC以下，作為晶界偏析元素的B的一部分置換為固溶C，有助于提高晶界的強度，但巻取溫度超過65(TC時，固溶C及固溶B的晶界個數(shù)密度仍然小于l個/nm2，所以推測會產(chǎn)生斷裂面裂縫。另外，在以它們?yōu)橹鞒煞值臒彳堜摪逯?，可以含有合計為P/c以下的Zr、Sn、Co、Zn、W、Mg。但是，由于有可能在熱軋時產(chǎn)生傷痕，所以優(yōu)選Sn為0.05%以下。然后，詳細說明應(yīng)用了本發(fā)明的熱軋鋼板中的顯微組織等冶金因素。為了抑制沖裁或剪切加工時發(fā)生的斷裂面裂縫，必須提高晶界強度，所以如上所述對有助于提高晶界強度的晶界附近的固溶C、B的量進行限定。固溶C、B的晶界個數(shù)密度小于l個/nii^時，不能充分發(fā)揮上述效果，另一方面，超過4.5個/nr^時，析出lpm以上的滲碳體。因此，將固溶C(及固溶B)的晶界個數(shù)密度設(shè)為l個/nn^以上且4.5個/nn^以下。另外，所謂本發(fā)明的固溶C、B的晶界個數(shù)密度是指固溶C、B的各自的晶界個數(shù)密度的總和。該l個/nn^以上且4.5個/nii^以下的值如果換算為ppm，則約為0.(^ppm4,3ppm左右。以擴孔值為代表的放邊加工性及擴孔彎邊加工性受到在沖裁或剪切加工時產(chǎn)生的成為裂縫起點的空隙的影響。在析出于母相晶界的滲碳體相相對于母相粒在一定程度上較大的情況下，母相粒的界面附近的母相粒受到過剩的應(yīng)力集中而產(chǎn)生空隙。但是，滲碳體粒徑為lpm以下的尺寸時，相對于母相粒，滲碳體粒相對較小，在力學上應(yīng)力不集中，難以發(fā)生空隙，所以擴孔性提高。因此，晶界滲碳體粒徑限定為lpm以下。另外，應(yīng)用了本發(fā)明的熱軋鋼板的母相的顯微組織沒有特別限定，但是為了得到更優(yōu)異的放邊加工、擴孔彎邊加工性，優(yōu)選為連續(xù)冷卻相變組織(Zw)。另外，為了兼顧上述加工性與一樣以延伸為代表的延展性，應(yīng)用了本發(fā)明的熱軋鋼板的母相的顯微組織可以含有以體積率計為20%以下的多邊形鐵素體(PF)。另外，所謂顯微組織的體積率是指測定視野中的面積分率。連續(xù)冷卻相變組織的情況下，晶體晶內(nèi)的固溶C滯留于晶內(nèi)，同時進行相變。因此，固溶C存在于晶界的概率低。但是，如本申請發(fā)明所示，對于防止剝落的目的，必須將晶界個數(shù)密度控制在l4.5個/nn^的范圍。另一方面，抗拉強度為540MPa級的鋼板成分與780MPa級的鋼板成分相比，C、Mn、Si、Ti、Nb設(shè)定為較低，所以容易出現(xiàn)多邊形鐵素體。因此，為了抑制多邊形鐵素體的生成來形成連續(xù)冷卻相變組織，必須較大設(shè)定冷卻速度。冷卻速度較快者，殘留于晶內(nèi)的固溶C量增加。因此，在抗拉強度為540MPa以上且小于650MPa的鋼的情況下，如果0.0005^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])^0.0400，則可以將存在于晶界的個數(shù)密度調(diào)整為l4.5個/nm2。進而，在合金成分增加、抗拉強度為650MPa以上且小于780MPa(650MPa級)的鋼的情況下，由于為較難以產(chǎn)生多邊形鐵素體的成分組成，所以即使冷卻速度較低，也能調(diào)整為連續(xù)冷卻相變組織，因此通過調(diào)整在0.0005^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])^0.0100的范圍，可以穩(wěn)定地將個數(shù)密度調(diào)整為l4.5個/nm2。進而，在合金成分增加、抗拉強度為780MPa級(780MPa以上)的鋼的情況下，由于為更難以產(chǎn)生多邊形鐵素體的成分組成，所以即使進一步降低冷卻速度，也能調(diào)整為連續(xù)冷卻相變組織，因此通過調(diào)整為0.0005^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])^0.0050的范圍，可以將個數(shù)密度穩(wěn)定地調(diào)整為l4.5個/nm2。此處，所謂本發(fā)明的連續(xù)冷卻相變組織(Zw)如日本鐵鋼協(xié)會基礎(chǔ)研究會貝氏體調(diào)查研究部會/編、關(guān)于低碳鋼的貝氏體組織與相變行為的最新研究-貝氏體調(diào)査研究部會最終報告書-(1994年日本鐵鋼協(xié)會)所記載，是如下的顯微組織，該顯微組織被定義為處于含有由擴散原理生成的多邊形鐵素體或珠光體的顯微組織與根據(jù)無擴散剪切原理產(chǎn)生的馬氏體的中間階段的相變組織。S卩，所謂連續(xù)冷卻相變組織(Zw)定義為下述顯微組織作為光學顯微鏡觀察組織，如上述參考文獻125127頁所述，主要由貝氏體鐵素體(a。b)(照片集內(nèi)為a。b)、粒狀貝氏體鐵素體((xb)、準多邊形鐵素體(og構(gòu)成，并且含有少量殘留奧氏體(Yr)、馬氏體-奧氏體(MA)。另外，所謂aq與多邊形鐵素體(PF)同樣地不會因蝕刻而露出內(nèi)部結(jié)構(gòu)，但形狀為針狀，與PF明顯不同。此處，如果以作為對象的晶粒的周圍長度為lq、以其當量圓直徑為dq，則它們的比(lq/dq)滿足lq/dq^3.5的粒子為(Xq。所謂本發(fā)明的連續(xù)冷卻相變組織(Zw)被定義為其中含有a。b、aB、aq、Y。MA中的一種或二種以上的顯微組織。另外，少量的i、MA的合計量設(shè)定為3。/。以下。該連續(xù)冷卻相變組織(Zw)難以通過使用了硝酸乙醇溶液(nital)試劑的蝕刻利用光學顯微鏡觀察來判別。為此，使用EBSP-OIMTM來判別。在EBSP-OIMTM(ElectronBackScatterDiffractionPattern-OrientationImageMicrosc叩y，電子背散射衍^f圖案-取向成像顯微)法中，在掃描型電子顯微鏡(ScaninngElectronMicroscope)內(nèi)對高傾斜的試樣照射電子線，用高靈敏度相機拍攝后方散射形成的菊池圖案，進行計算機圖像處理，由此在短時間測定照射點的晶體取向。EBSP法中，能進行大塊試樣表面的微細結(jié)構(gòu)以及晶體取向的定量解析，分析區(qū)域雖然也取決于SEM的分辨率，但25如果在能用SEM觀察的區(qū)域內(nèi)，則能以最小20nm的分辨率進行分析。用EBSP-OIMTM法進行的解析，歷經(jīng)數(shù)小時，將欲分析的區(qū)域以等間隔的網(wǎng)格狀繪制數(shù)萬點來進行。多結(jié)晶材料中，可以看到試樣內(nèi)的晶體取向分布和晶粒的大小。本發(fā)明中，可以將能由以該各板條束的取向差為15°進行繪制而得到的圖像來判別的組織方便地定義為連續(xù)冷卻相變組織(Zw)。然后，對應(yīng)用了本發(fā)明的熱軋鋼板的制造方法的限定原因進行詳細說明。本發(fā)明中，在熱軋工序之前進行的具有上述成分的鋼坯的制造方法沒有特別限定。gP，作為具有上述成分的鋼坯的制造方法，在用高爐、轉(zhuǎn)爐或電爐等進行溶制工序之后，用各種的2次精煉工序進行成分調(diào)整，以達到目標成分含量，然后除用通常的連續(xù)鑄造、或鋼錠法進行的鑄造之外，也可以用薄板坯鑄造等方法進行鑄造工序。另外，原料可以使用廢料。另外，通過連續(xù)鑄造得到板坯時，可以將高溫鑄片直接輸送到熱軋機中，也可以冷卻到室溫后用加熱爐再加熱后進行熱軋。由上述制造方法得到的板坯在熱軋工序前在板坯加熱工序中，在加熱爐內(nèi)加熱至基于上述數(shù)學式(A)算出的最小板坯再加熱溫度^SRTmin)以上。小于該溫度時，Nb、Ti的碳氮化物不充分熔解于母材中。此時，得不到通過在軋制結(jié)束后的冷卻中或巻取后Nb、Ti以碳化物的形式微細析出而利用析出強化來提高強度的效果、和以碳化物的形式將C固定來抑制對于擴孔彎邊性有害的滲碳體的生成的效果。因此，將板坯加熱工序的加熱溫度設(shè)為用上式算出的最小板坯再加熱溫度(-SRTmin)以上。另外，板坯加熱工序的加熱溫度如果超過117(TC，則超過鐵橄欖石Fe2Si02與維氏體FeO的共晶點，生成液相氧化物，產(chǎn)生Si氧化皮，使表面性狀變差，所以將加熱溫度設(shè)為117CTC以下。因此，該板坯加熱工序中的加熱溫度限定為基于上述數(shù)學式算出的最小板坯再加熱溫度以上且1170'C以下。另外，在小于100(TC的加熱溫度中，由于顯著損害流程上的作業(yè)效率，所以優(yōu)選加熱溫度為100(TC以上。另外，關(guān)于板坯加熱工序的加熱時間，沒有特別限定，但為了使Nb的碳氮化物的熔解充分進行，優(yōu)選達到上述加熱溫度后保持30分鐘以上。但是，將鑄造后的鑄片在高溫的狀態(tài)下進行直接輸送來進行軋制時沒有該限定。板坯加熱工序后，不特別地進行等待，開始進行對從加熱爐取出的板坯進行粗軋的粗軋工序，得到粗板。根據(jù)以下說明的理由，該粗軋工序在1080。C以上且115(TC以下的溫度下進行后結(jié)束。即，粗軋結(jié)束溫度小于108(TC時，粗軋中的熱變形阻力增加，有可能給粗軋作業(yè)帶來障礙，超過115(TC時，在粗軋中生成的二次氧化皮過度成長，有可能難以用隨后實施的除氧化皮或精軋來除去氧化皮。另外，對于粗軋工序結(jié)束后得到的粗板，可以進行在粗軋工序與精軋工序之間接合各粗板、連續(xù)進行精軋工序那樣的環(huán)狀軋制。此時，可以將粗板暫時巻成巻狀，根據(jù)需要收納在具有保溫功能的罩中，再次開巻后進行接合。另外，進行熱軋工序時，有時優(yōu)選將粗板的軋制方向、板寬方向、板厚方向的溫度不均控制成較小。此時，根據(jù)需要在粗軋工序的粗軋機與精軋工序的精軋機之間或精軋工序中的各機架間，用能控制粗板的軋制方向、板寬方向、板厚方向的溫度不均的加熱裝置對粗板進行加熱。作為加熱裝置的方式，可以考慮氣體加熱、通電加熱、感應(yīng)加熱等各種加熱手段，只要能控制粗板的軋制方向、板寬方向、板厚方向的溫度不均，可以使用任意公知的手段。另外，作為加熱裝置的方式，優(yōu)選工業(yè)上溫度的控制應(yīng)答性良好的感應(yīng)加熱方式，感應(yīng)加熱方式中，如果在板寬方向設(shè)置可移動的多個橫向型感應(yīng)加熱裝置，則可以根據(jù)板寬任意控制板寬方向的溫度分布，所以較優(yōu)選。進而，作為加熱裝置的方式，最優(yōu)選由橫向型感應(yīng)加熱裝置與板寬整體加熱優(yōu)異的螺線管型感應(yīng)加熱裝置的組合構(gòu)成的裝置。使用上述加熱裝置控制溫度時，有時加熱裝置的加熱量的控制是必須的。此時，由于無法實測粗板內(nèi)部的溫度，所以優(yōu)選使用裝入板坯溫度、板坯在爐時間、加熱爐氣氛溫度、加熱爐取出溫度以及輥道的傳輸時間等預先測定的實際數(shù)據(jù)，推測粗板到達加熱裝置時的軋制方向、板寬方向、板厚方向的溫度分布，控制上述加熱裝置的加熱量。另外，感應(yīng)加熱裝置的加熱量的控制例如按以下所述地控制。作為感應(yīng)加熱裝置(橫向型感應(yīng)加熱裝置)的特性，在線圈中通入交流電流時，在其內(nèi)側(cè)產(chǎn)生磁場。并且，在放置于其中的導電體中，通過電磁感應(yīng)作用在與磁通成直角的圓周方向產(chǎn)生流向與線圈電流相反的渦電流，導電體被其焦耳熱加熱。渦電流在線圈內(nèi)側(cè)的表面最強地產(chǎn)生，朝向內(nèi)側(cè)成指數(shù)函數(shù)地降低(該現(xiàn)象稱為表皮效果)。因此，頻率越小，電流滲透深度越大，能得到厚度方向均勻的加熱模式，相反，頻率越大，電流滲透深度越小，能得到在厚度方向上表層為峰值的過度加熱的小的加熱模式。因此，通過橫向型感應(yīng)加熱裝置，可以與現(xiàn)有相同地進行粗板的軋制方向、板寬方向的加熱。另外，板厚方向的加熱可以通過改變橫向型感應(yīng)加熱裝置的頻率，使?jié)B透深度可變化，對板厚方向的加熱溫度模式進行操作，由此可以進行其溫度分布的均勻化。另外，此時，優(yōu)選使用頻率可變型感應(yīng)加熱裝置，但也可以調(diào)整電容器來改變頻率。另外，感應(yīng)加熱裝置的加熱量的控制可以配置多個頻率不同的感應(yīng)器，改變各個感應(yīng)器的加熱量的分配來得到所需的厚度方向加熱模式。進而，對于感應(yīng)加熱裝置的加熱量的控制，如果改變與被加熱材料的空氣間隙，則頻率變化，因此可以改變空氣間隙來得到所希望的頻率及加熱模式。另外，為了根據(jù)需要除去由以紅氧化皮為代表的氧化皮引起的缺陷，可以在粗軋工序與精軋工序之間對所得的粗板進行使用高壓水的除氧化皮工序。此時，粗板表面的高壓水的沖擊壓P(MPa)與流量L(升/cm"優(yōu)選滿足以下條件。Px;L^0.0025此處，P如下所述。(參見"鐵與鋼"1991vol.77No.9pl450)P=5.64xP0xV/H2其中，Po(MPa):液壓V(升/min):噴嘴流液量H(cm):鋼板表面與噴嘴間的距離另外，流量L如下所述。L=V/(Wxv)其中，V(升/min):噴嘴流液量W(cm):每個噴嘴的噴射液沖擊到鋼板表面的寬度v(cm/min):通板速度28另外，為了得到本發(fā)明效果，沖擊壓Px流量L的上限無需特別限定，但增加噴嘴流液量時，產(chǎn)生噴嘴的磨損變劇烈等不良情況，所以優(yōu)選為0.02以下。另夕卜，精軋后的鋼板表面的最大高度Ry優(yōu)選為15^im(15pmRy，12.5mm，lnl2.5mm)以下。例如根據(jù)金屬材料疲勞設(shè)計便覽、日本材料學會編、84頁所記載，在熱軋或酸洗后的狀態(tài)下的鋼板的疲勞強度與鋼板表面的最大高度Ry有相關(guān)關(guān)系。為了得到該表面粗糙度，在除氧化皮中，優(yōu)選滿足鋼板表面的高壓水沖擊壓Px流量L^0.003的條件。另外，為了防止除氧化皮后再次生成氧化皮，優(yōu)選在5秒以內(nèi)進行隨后的精軋。粗軋工序結(jié)束后，開始精軋工序。此處，從粗軋工序結(jié)束到精軋工序開始的時間優(yōu)選為30秒以上且150秒以下。如果小于30秒，則只要不使用特別的冷卻裝置，精軋開始溫度就不低于108(TC，在精軋前及道次間在鋼板基體的表面氧化皮間產(chǎn)生成為鱗、紡錘氧化皮缺陷的起點的泡，所以有可能容易產(chǎn)生這些氧化皮缺陷。如果超過150秒，在粗板內(nèi)的奧氏體中，Ti及Nb作為粗大的TiC、NbC的碳化物析出。因此，通過析出粗大的TiC、NbC，在作為熱軋鋼板的最終制品的一種形態(tài)的熱巻中，固溶C的絕對量不足，所以固溶C的晶界個數(shù)密度小于1個/nm2，容易發(fā)生"剝落"。進而，Ti及Nb在后續(xù)冷卻中或巻取后在鐵素體中微細析出，是利用析出強化而有利于強度的元素，所以在該階段，如果使其作為碳化物析出來減少固溶Ti、Nb，則提高熱軋鋼板的強度不理想。因此，從粗軋工序結(jié)束到精軋工序開始為止的時間為30秒以上且150秒以下，更優(yōu)選為90秒以下。精軋工序中，如果精軋開始溫度為108(TC以上，則在精軋前及道次間在鋼板基體的表面氧化皮間產(chǎn)生成為鱗、紡錘氧化皮缺陷的起點的泡，所以有可能容易產(chǎn)生這些氧化皮缺陷。另一方面，精軋開始溫度小于100(TC時，在各精軋道次中，有向作為軋制對象的粗板施加的軋制溫度低溫化的傾向。在該溫度區(qū)域中，隨著Nb、Ti的固溶限的降低，在精軋中容易在奧氏中析出粗大的TiC、NbC。由于析出粗大的TiC、NbC，在作為熱軋鋼板的最終制品的一個方式的熱巻中，固溶C的絕對量不足，所以固溶C的晶界個數(shù)密度小于l個/nm2，容易發(fā)生"剝落"。如上所述在精軋工序中，固溶Nb、Ti減少時，基于上述原因，鋼板強度提高不理想，容易發(fā)生"剝落"。因此，在精軋工序中，精軋開始溫度為100(TC以上且小于108CrC。另外，精軋工序中，最終道次的壓下率小于3%時，通板形狀變差，有可能給形成熱巻時的巻的巻曲形狀或制品板厚精度帶來不良影響。另一方面，最終道次的壓下率超過15%時，因過度導入變形而導致熱軋鋼板內(nèi)部的位錯密度增加至必要以上。精軋工序結(jié)束后，位錯密度高的區(qū)域由于變形能量高，所以容易相變?yōu)殍F素體組織。通過上述相變形成的鐵素體基本不固溶碳地析出，所以母層中所含的碳容易集中于奧氏體與鐵素體的界面，晶界的固溶C的晶界個數(shù)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，在精軋工序中，固溶N、Ti減少時，基于上述原因，鋼板的強度提高不理想，容易發(fā)生"剝落"。因此，精軋工序中的最終道次的壓下率限定為3%以上且15%以下。進而，精軋結(jié)束溫度小于Af3相變點溫度時，軋制前或軋制中析出鐵素體。析出的鐵素體即使在軋制后也以被軋制而成為加工組織的狀態(tài)殘留，所以軋制后得到的鋼板的延展性降低，并且加工性變差。另一方面，精軋結(jié)束溫度超過950'C時，軋制結(jié)束后直至冷卻開始，y粒成長粗大化，晶界的固溶C的晶界個數(shù)密度增加，而且，為了得到延展性，能析出鐵素體的區(qū)域減少，結(jié)果有可能使得延展性變差。因此，精軋工序的精軋結(jié)束溫度為Ar3相變點溫度以上且95(TC以下的溫度區(qū)域。另外，基于相同的原因，為了防止晶界的固溶C的晶界個數(shù)密度增加，優(yōu)選從精軋結(jié)束至冷卻開始的時間為10秒以內(nèi)。另外，在本發(fā)明中對軋制速度沒有特別限定，但精加工最終機架側(cè)的軋制速度小于400mpm時，y粒成長粗大化，晶界的固溶C的晶界個數(shù)密度增加，而且，為了得到延展性的可析出鐵素體的區(qū)域減少，延展性有可能變差。另外，對于上限即使沒有特別限定也能發(fā)揮本發(fā)明的效果，但從設(shè)備限制上考慮1800mpm以下是現(xiàn)實的。因此，在精軋工序中，軋制速度根據(jù)需要優(yōu)選為400mpm以上且1800mpm以下。精軋工序結(jié)束后，從精軋結(jié)束溫度至后述的巻取工序的巻取開始溫度為止，由于以下所示的原因進行以超過15。C/sec的冷卻速度將所得的鋼板冷卻的冷卻工序。即，從精軋工序結(jié)束后至巻取工序的冷卻中，滲碳體與TiC、NbC等的析出核的生成發(fā)生競爭，該冷卻速度為15TVsec以下時，滲碳體析出核的生成優(yōu)先，在隨后的巻取工序中，在晶界處成長為超過l^im的滲碳體，擴孔性變差。另外，由于滲碳體成長，TiC、NbC等碳化物的微細析出被抑制，有可能降低強度。進而，如下所述，即使巻取溫度為65(TC以下或55(rC以下，如果冷卻速度為15'C/sec以下，則有助于成長為滲碳體，固溶C和/或B的晶界個數(shù)密度小于l個/nm2，有可能發(fā)生斷裂面裂縫。因此，冷卻速度的下限設(shè)定為超過15'C/sec。另夕卜，冷卻工序的冷卻速度的上限即使沒有特別限定，也可以得到本發(fā)明效果，但考慮到熱變形導致的板翹曲時，優(yōu)選為300'C/sec以下。另外，在冷卻工序中，為了獲得更優(yōu)異的放邊加工、擴孔彎邊加工性，優(yōu)選顯微組織為連續(xù)冷卻相變組織(Zw)，但是用于得到該顯微組織的冷卻速度超過15"C/sec就足夠。艮P，超過15。C/s且50。C/s以下左右是能穩(wěn)定制造的區(qū)域，并且，如實施例所示，2(TC/s以下的區(qū)域是能更穩(wěn)定地制造的區(qū)域。另外，抗拉強度為540MPa級的鋼板中，為了得到連續(xù)冷卻相變組織，必須稍微增加冷卻速度。540MPa級的鋼板中，冷卻速度的下限更優(yōu)選為30°C/s。顯微組織為連續(xù)冷卻相變組織(Zw)時，為了在不使擴孔彎邊性變差的情況下提高延展性，可以根據(jù)需要含有以體積率計為20%以下的多邊形鐵素體。此時，從精軋工序結(jié)束后到開始巻取工序的冷卻工序中，可以在從AT3相變點溫度至An相變點溫度的溫度區(qū)域(鐵素體與奧氏體的二相域)中滯留120秒鐘。此處的滯留是為了在二相域中促進鐵素體相變而進行的，但小于1秒時，二相域中的鐵素體相變不充分，所以得不到充分的延展性，超過20秒時，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強化帶來的強度。由此，在冷卻工序中為了使連續(xù)冷卻相變組織中含有多邊形鐵素體而進行的滯留時間根據(jù)需要優(yōu)選為1秒以上且20秒以下。另外，為了容易促進鐵素體相變，進行l(wèi)20秒鐘滯留的溫度區(qū)域優(yōu)選為Ar,相變點溫度以上且86(TC以下。并且，為了不使生產(chǎn)率極度降低，優(yōu)選滯留時間為1IO秒間。另外，為了滿足上述條件，必須在精軋結(jié)束后以20'C/sec以上的冷卻速度，迅速達到該溫度區(qū)域。冷卻速度的上限沒有特別限定，但從冷卻設(shè)備的能力方面考慮，3(XTC/sec以下是恰當?shù)睦鋮s速度。進而，該冷卻速度過快時，有可能無法控制冷卻結(jié)束溫度，超出上述溫度區(qū)域，過度冷卻至An相變點溫度以下，失去改善延展性的效果，所以此處的冷卻速度優(yōu)選為150'C/sec以下。另外，抗拉強度為540MPa級的鋼板的鋼板成分的情況下，為了得到連續(xù)冷卻相變組織，冷卻速度的下限優(yōu)選為2(TC/s。另一方面，抗拉強度為780MPa級的鋼板的鋼板成分的情況下，為了得到連續(xù)冷卻相變組織，冷卻速度的下限為超過15T:/s。另外，所謂AT3相變點溫度，例如利用以下的計算式用與鋼成分的關(guān)系來簡單表示。即，以Si含量(。/。)為[Si]，Cr含量(e/。)為[Cr]，Cu含量(n/。)為[Cu]，Mo含量(。/。)為[Mo]，Ni含量為[Ni]時，如下述數(shù)學式(D)所示地表述。Ar3=910-310x[C]+25x[Si]-80x[Mneq](D)其中，不添加B時，[Mneq]用下述數(shù)學式(E)表示。=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10([Nb]-0,02)(E)或者添加B時，[Mneq]用下述數(shù)學式(F)表示。I>4neq]=[Mn]+[Cr]+[Cu]+[Mo]+[Ni]/2+10([Nb]-0.02)+l(F)另外，所謂An相變點，是在冷卻過程中，奧氏體相消失，a相變結(jié)束的溫度，An由于沒有上述Af3之類的簡單計算式，所以采用通過熱循環(huán)試驗等測定的值。巻取工序中，巻取溫度小于450。C時，析出于晶界的滲碳體粒徑超過lpm，擴孔值變差。另一方面，巻取溫度超過650'C時，固溶C和/或固溶B的晶界個數(shù)密度小于l個/nm2，發(fā)生斷裂面裂縫。因此，巻取工序的巻取溫度限定為45(TC以上且65(TC以下。另外，不添加B時，如果巻取溫度超過55(TC，則固溶C的晶界偏析密度小于l個/nm2，仍發(fā)生斷裂面裂縫。因此，不添加B時的巻取工序的巻取溫度限定為45(TC以上且55(TC以下。本發(fā)明中，必須精密控制固溶C的晶界個數(shù)密度。32因此，調(diào)整以下的項目來最終調(diào)整固溶C的晶界個數(shù)密度。1)板坯成分2)加熱溫度3)粗軋精軋的時間4)精軋開始溫度5)精軋最終壓下率6)至冷卻開始的時間7)冷卻速度8)巻取溫度另外，為了矯正鋼板形狀或?qū)肟蓜游诲e來提高延展性，優(yōu)選在全部工序結(jié)束后，實施壓下率為0.1%以上且2%以下的光整冷軋。另外，全部工序結(jié)束后，為了除去附著于所得的熱軋鋼板表面的氧化皮，可以根據(jù)需要對所得的熱軋鋼板進行酸洗。進而，酸洗后，對所得的熱軋鋼板在線或離線實施壓下率為10%以下的光整冷軋或壓下率為40%左右的冷軋。進而，應(yīng)用了本發(fā)明的熱軋鋼板在鑄造后、熱軋后、冷卻后的任一個情況下，可以用熱浸鍍生產(chǎn)線實施熱處理，還可以對上述熱軋鋼板實施其它的表面處理。通過用熱浸鍍生產(chǎn)線實施鍍覆來提高熱軋鋼板的耐腐蝕性。另外，對酸洗后的熱軋鋼板實施鍍鋅時，將所得的鋼板浸漬在鍍鋅浴中，根據(jù)需要實施合金化處理。通過實施合金化處理，熱軋鋼板除提高耐腐蝕性之外，還提高針對點焊等各種焊接的電阻焊性。實施例以下，基于實施例進一步說明本發(fā)明。將具有表3所示的化學成分的鑄片am的用轉(zhuǎn)爐溶制，連續(xù)鑄造后直接輸送或再加熱，通過接著粗軋進行的精軋壓下至板厚為2.03.6mm，用輸出輥道冷卻后巻取，制作熱軋鋼板。更詳細而言，根據(jù)表4表7所示的制造條件制作熱軋鋼板。另外，表中的化學組成的表示均為質(zhì)量％。另外，表3的成分的余量是指Fe及不可避免的雜質(zhì)，并且，表3、表4表7的下劃線是指本發(fā)明的范圍外。<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>此處，"成分"表示具有與表3所示的各符號對應(yīng)的成分的鋼，"熔體化溫度"表示由數(shù)學式(A)算出的最小板坯再加熱溫度，"AT3相變點溫度"表示由數(shù)學式(D)算出的溫度。另夕卜，"加熱溫度"表示加熱工序中的加熱溫度，"保持時間"表示加熱工序中在規(guī)定的加熱溫度下的保持時間，"粗軋結(jié)束溫度"表示在粗軋工序中結(jié)束粗軋的溫度，"粗/精軋道次間時間"表示從粗軋工序結(jié)束至精軋工序開始的時間，"粗板加熱"表示有無應(yīng)用設(shè)置于粗軋工序與精軋工序間的加熱裝置,"除氧化皮壓力"表示用設(shè)置于粗軋工序與精軋間的較高壓的除氧化皮裝置形成的除氧化皮壓力，"精軋開始溫度"表示開始精軋工序的溫度。進而，"精加工最終道次壓下率"表示精軋工序的最終道次的壓下率，"精軋結(jié)束溫度"表示結(jié)束精軋工序的溫度，"直至冷卻開始的時間"表示結(jié)束精軋工序后至在冷卻工序中開始冷卻的時間，"精加工出口側(cè)軋制速度"表示精加工最終機架出口側(cè)的通板速度，"冷卻速度"表示除去了滯留時間的、輸出輥道的冷卻工序開始至巻取工序的平均冷卻速度，"滯留溫度"表示在輸出輥道的冷卻工序的過程中設(shè)置不用冷卻水冷卻的空冷區(qū)域的情況下的開始溫度，"滯留時間"表示滯留溫度區(qū)域的空冷時間，"巻取溫度"表示巻取工序中用巻取機巻取的溫度，"酸洗"表示有無對所得的熱軋鋼板進行酸洗處理，"鍍覆浴浸漬"表示有無對所得的熱軋鋼板在鍍覆浴中浸漬，"合金化處理"表示有無在實施在鍍覆浴中浸漬后的合金化處理。另外，表6、7中的"鍍覆浴浸漬"在Zn浴溫度為430460'C下進行。另外，"合金化處理"在合金化溫度為50060(TC下進行。如上所述得到的鋼板的材質(zhì)示于表8、9。所得的鋼板的評價方法與上述方法相同。此處，"滲碳體粒徑"表示析出于晶界的滲碳體粒徑，"晶界個數(shù)密度"表示晶界的固溶C和/或固溶B的偏析密度，"顯微組織"表示鋼板板厚的l/4t處的顯微組織。另夕卜，"PF"表示多邊形鐵素體，"P"表示珠光體，"B"表示貝氏體，"加工F"表示殘留有加工變形的鐵素體。另外，"拉伸試驗"的結(jié)果表示C方向JIS5號試驗片的結(jié)果。表中，"YP"為屈服點，"TS"表示抗拉強度，"EI"表示拉伸。"擴孔"結(jié)果表示用JFST1001-1996記載的擴孔試驗方法得到的結(jié)果。"斷裂面裂縫"結(jié)果表示用肉眼觀察確認有無斷裂面裂縫的結(jié)果，沒有斷裂面裂縫的情況表示為OK，有斷裂面裂縫的情況表示為NG。"表面性狀"中，"氧化皮缺陷的有無"表示用肉眼觀察確認有無Si氧化皮、鱗、紡錘等氧化皮缺陷的結(jié)果，無氧化皮缺陷的情況表示為OK，有氧化皮缺陷的情況表示為NG。"表面粗糙度Ry"表示通過JISB0601-1994記載的測定方法得到的值。另外，表6的下劃線是指在本發(fā)明的范圍外。<table>tableseeoriginaldocumentpage41</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage42</column></row><table>根據(jù)本發(fā)明的例子是鋼No.l、2、6、15、17、18、19、20、21、22、23、24、31、32、33、34、37的17種鋼。上述鋼板的特征在于，含有規(guī)定量的鋼成分，析出于晶界的滲碳體粒徑為l拜以下，固溶C和/或固溶B的晶界個數(shù)密度為l個/ni^以上且4.5個/nmS以下，能得到?jīng)]有Si氧化皮等導致的外觀變差，表面性狀優(yōu)異，實施了剪切和沖裁加工的端面的疲勞耐久性優(yōu)異的540MPa級以上等級的高強度鋼板。除上述以外的鋼因以下原因而在本發(fā)明的范圍外。即，鋼No.3由于加熱溫度在本發(fā)明熱軋鋼板制造方法的范圍外，所以生成Si氧化皮，表面性狀差。鋼No.4由于加熱溫度在本發(fā)明熱軋鋼板制造方法的范圍外，所以得不到充分的抗拉強度。鋼No.5由于精軋開始溫度在本發(fā)明熱軋鋼板制造方法的范圍外，所以得不到本發(fā)明的熱軋鋼板的目標晶界個數(shù)密度，發(fā)生斷裂面裂縫。鋼No.7由于粗/精軋道次間時間在本發(fā)明熱軋鋼板制造方法的范圍外，所以得不到本發(fā)明熱軋鋼板的目標晶界偏析密度，發(fā)生斷裂面裂縫。鋼No.8由于精軋開始溫度在本發(fā)明熱軋鋼板制造方法的范圍外，所以得不到本發(fā)明熱軋鋼板的目標晶界個數(shù)密度，發(fā)生斷裂面裂縫。鋼No.9由于精制最終道次壓下率在本發(fā)明熱軋鋼板的制造方法的范圍外，所以得不到本發(fā)明熱軋鋼板的目標晶界個數(shù)密度，發(fā)生斷裂面裂縫。鋼No.l0由于精軋結(jié)束溫度在本發(fā)明熱軋鋼板的制造方法的范圍外，所以得不到期待的延展性。鋼No.ll由于精軋結(jié)束溫度在本發(fā)明熱軋鋼板的制造方法范圍外，所以殘留有加工組織，得不到充分的延展性。鋼No.l2由于冷卻工序的冷卻速度在本發(fā)明熱軋鋼板制造方法的范圍外，所以得不到本發(fā)明的熱軋鋼板的目標滲碳體粒徑及晶界個數(shù)密度，發(fā)生斷裂面裂縫，同時得不到充分的擴孔值。鋼No.l3由于巻取溫度在本發(fā)明熱軋鋼板制造方法的范圍外，所以得不到本發(fā)明的熱軋鋼板的目標滲碳體粒徑，因而得不到充分的擴孔值。鋼No.l4由于巻取溫度在本發(fā)明熱軋鋼板的制造方法的范圍外，所以得不到本發(fā)明熱軋鋼板的目標晶界個數(shù)密度，發(fā)生斷裂面裂縫。鋼No.l6由于巻取溫度在本發(fā)明熱軋鋼板的制造方法的范圍外，所以得不到本發(fā)明熱軋鋼板的目標晶界個數(shù)密度，發(fā)生斷裂面裂縫。鋼25由于鋼成分在本發(fā)明的熱軋鋼板的范圍外，所以得不到目標滲碳體粒徑，因此得不到充分的擴孔值。鋼No.26由于鋼成分在本發(fā)明的熱軋鋼板的范圍外，得不到目標滲碳體粒徑，所以得43不到充分的擴孔值。進而表面性狀差。鋼No.27由于鋼成分在本發(fā)明熱軋鋼板的范圍外，所以得不到目標滲碳體粒徑，因此得不到充分的擴孔值。鋼No.28由于鋼成分在本發(fā)明的熱軋鋼板的范圍外，所以得不到充分的抗拉強度。鋼No.29由于鋼成分在本發(fā)明的熱軋鋼板的范圍外，得不到目標滲碳體粒徑，所以得不到充分的擴孔值。進而表面性狀差。鋼No.30由于鋼成分在本發(fā)明的熱軋鋼板的范圍外，所以表面性狀差。鋼No.35由于冷卻速度低至15'C/s，發(fā)生斷裂面裂縫(剝落)。鋼No.36由于冷卻速度進一步低至5'C/s，所以擴孔率降低，并且發(fā)生斷裂面裂縫(剝落)。本發(fā)明制造的鋼板可以用于嚴格要求高強度性及擴孔性的以內(nèi)板部件、結(jié)構(gòu)部件、行走部件等汽車部件為代表的造船、建筑、橋梁、海洋結(jié)構(gòu)物、壓力容器、管線管、機械構(gòu)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熱延工序中制造的熱軋鋼板，所以板厚的上限為12mm。權(quán)利要求1、一種不發(fā)生剝落且表面性狀和擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板，其特征在于，以質(zhì)量％計含有下述成分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及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，以Nb含量為[Nb]，C含量為[C]時，滿足下式[Nb]×[C]≤4.34×10-3，固溶C的晶界個數(shù)密度為1個/nm2以上且4.5個/nm2以下，在鋼板中的晶界處析出的滲碳體粒徑為1μm以下。2、根據(jù)權(quán)利要求l所述的不發(fā)生剝落且表面性狀和擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板，其中，C:0.010.07o/o、Mn:0.12%、Nb:0.0050.05%、Ti:0.001%0.06%，并且以Si含量為[Si]、以Ti含量為[Ti]時，滿足下式3x[Si]^[C]-(12/48[Ti]+12/93網(wǎng))，抗拉強度為540MPa以上且小于780MPa。3、根據(jù)權(quán)利要求l所述的不發(fā)生剝落且表面性狀和擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板，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含量為[Ti]時，滿足下式0細5^[C]-(12/48[Ti]+12/93[Nb])^0.005，抗拉強度為780MPa以上。4、根據(jù)權(quán)利要求l所述的不發(fā)生剝落且表面性狀和擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計還含有01:0.21.2%、Ni:0.10.6%、Mo:0.05l%、V:0.020.2%、Cr:0.01l。/。中的一種或二種以上。5、根據(jù)權(quán)利要求l所述的不發(fā)生剝落且表面性狀和擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計還含有Ca:0.00050.005%、REM:0.00050.02。/。中的任一種或二種。6、根據(jù)權(quán)利要求l所述的不發(fā)生剝落且表面性狀和擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板，其中，以質(zhì)量％計還含有8:0.00020.002%，固溶C和/或固溶B的晶界個數(shù)密度為l個/nn^以上且4.5個/nn^以下。7、根據(jù)權(quán)利要求l所述的不發(fā)生剝落且表面性狀和擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板，其中，該熱軋鋼板實施了鍍鋅。8、一種不發(fā)生剝落且表面性狀和擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板的制造方法，其特征在于，將具有權(quán)利要求l中記載的成分的鋼坯加熱到滿足下式的溫度SRTmin('C)以上且117(TC以下，<formula>formulaseeoriginaldocumentpage4</formula>進而在結(jié)束溫度為1080。C以上且115(TC以下的條件下進行粗軋，然后，在30秒以上、150秒以內(nèi)于100(TC以上且小于1080。C下開始精軋，以使最終道次的壓下率為3%以上且15%以下的方式在^3相變點溫度以上且950'C以下的溫度區(qū)域中結(jié)束精軋，以超過15'C/sec的冷卻速度從冷卻開始冷卻至45(TC以上且550'C以下的溫度區(qū)域，并進行巻取。9、根據(jù)權(quán)利要求8所述的不發(fā)生剝落且表面性狀和擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，將巻取后得到的鋼板進行酸洗，然后浸漬在鍍鋅浴中，將鋼板表面鍍鋅。10、根據(jù)權(quán)利要求9所述的不發(fā)生剝落且表面性狀和擴孔彎邊性優(yōu)異的高強度熱軋鋼板的制造方法，其中，對鍍鋅后得到的鋼板進行合金化處理。全文摘要該熱軋鋼板以質(zhì)量％計含有下述成分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及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，滿足式[Nb]×[C]≤4.34×10^-3，固溶C的晶界個數(shù)密度為1個/nm²以上且4.5個/nm²以下，在鋼板中的晶界處析出的滲碳體粒徑為1μm以下。該熱軋鋼板的制造方法是將具有所述熱軋鋼板的成分的鋼坯加熱到溫度SRTmin(℃)以上且1170℃以下，在結(jié)束溫度為1080℃以上且1150℃以下的條件下進行粗軋，然后，在30秒以上、150秒以內(nèi)于1000℃以上且小于1080℃下開始精軋，以使最終道次的壓下率為3％以上且15％以下的方式在Ar₃相變點溫度以上且950℃以下的溫度區(qū)域中結(jié)束精軋，以超過15℃/sec的冷卻速度從冷卻開始冷卻至450℃以上且550℃以下的溫度區(qū)域，并進行卷取。文檔編號C22C38/00GK101646794SQ20088000977公開日2010年2月10日申請日期2008年3月27日優(yōu)先權(quán)日2007年3月27日發(fā)明者大塚和也,山口由起子,山田徹哉,橫井龍雄申請人:新日本制鐵株式會社