CN103108974A - 韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种即使在将拉伸强度高强度化至780MPa以上时，也具有优良的韧性的高强度热轧钢板。所述热轧钢板的组成以质量%计，含有C：0.04～0.12%、Si：0.5～1.2%、Mn：1.0～1.8%、P：0.03%以下、S：0.0030%以下、Al：0.005～0.20%、N：0.005%以下和Ti：0.03～0.13%，且余量为Fe和不可避免的杂质，并且其组织为贝氏体相的面积率超过95%、且该贝氏体相的平均粒径为3μm以下，此外，离表层50μm处的维氏硬度与板厚1/4处的维氏硬度之差ΔHv1为50以下，板厚1/4处的维氏硬度与板厚1/2处的维氏硬度之差ΔHv2为40以下，并且板厚为4.0mm以上且12mm以下，拉伸强度为780MPa以上。
Description
技术领域
本发明涉及一种适合用于汽车结构部件或卡车框架等的拉伸强度为780MPa以上并且韧性优良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出发，提高汽车的燃料效率成为重要的课题，此外，为了兼具有碰撞安全性，对于通过使用材料的高强度化以及部件的薄壁化，从而使车身本身轻量化的研究一直较为活跃。迄今为止，作为汽车部件，一直使用拉伸强度为440MPa级或590MPa级的热轧钢板，而最近对于780MPa级以上的高强度热轧钢板的期望不断提高。
但是，一般而言，随着钢板的高强度化，其韧性下降。因此，为了实现汽车部件等所要求的韧性的提高，正在进行各种尝试。
例如，专利文献1中记载了一种高强度热轧钢板的制造方法，其中将含有C：0.05～0.15%、Si：1.50%以下、Mn：0.5～2.5%、P：0.035%以下、S：0.01%以下、Al：0.02～0.15%、Ti：0.05～0.2%的钢坯在Ar3相变点以上的精轧温度下热轧后，以30℃/秒以上的冷却速度冷却至400～550℃的温度范围，卷取为卷材状，再以冷却速度：50～400℃/小时将卷取后的卷材冷却至300℃以下，由此形成含有60～95体积%的贝氏体和铁素体或铁素体及马氏体的组织所构成的热轧钢板。根据专利文献1中所述的技术，通过对卷取后的卷材进行急冷，抑制P的晶界偏析，从而降低冲击试验时的断裂转变温度，并由此得到板厚：2.0mm左右，具有拉伸强度：780MPa以上，并且扩孔率为60%以上的扩孔加工性优良的高强度热轧钢板。
专利文献2中公开了一种强度、延性、韧性和疲劳特性优良的热轧高张力钢板，其组成含有C：0.01～0.20重量%、Si：1.00重量%以下、Mn：2.00重量%以下、Al：0.10重量%以下、N：0.0070重量%以下、Nb：0.0050～0.15重量%，余量除了不可避免的杂质外实质上为Fe，并且其组织为，铁素体的平均粒径为2～3μm的微细铁素体以面积率计为70%以上，含有贝氏体和马氏体的组织的面积率为20%以下，余量为平均粒径：10μm以下的铁素体的混合组织。
此外，专利文献3记载了一种具有780MPa以上的拉伸强度的高强度热轧钢板的制造方法，该方法是在800～1000℃的精轧温度下对钢组成含有C：0.04～0.15%、Si：0.05～1.5%、Mn：0.5～2.0%、P：0.06%以下、S：0.005%以下、Al：0.10%以下、Ti：0.05～0.20%的钢片进行热轧，然后以55℃/秒以上的冷却速度冷却，接着在以120℃/秒以上的冷却速度、成为核沸腾冷却的条件下在500℃以下的温度范围进行冷却，并且在350～500℃下进行卷取。
根据专利文献3所述的技术，可以得到具有由超过95%的贝氏体和不可逆生成的不到5%的其它相所形成的组织，并且加工后的延伸凸缘性优良，钢板内材质的变化小，并且具有稳定的780MPa以上的拉伸强度的高强度热轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006－274318号公报
专利文献2：日本特开昭63－145745号公报
专利文献3：日本特开2009－280900号公报
发明内容
发明所要解决的问题
然而，对于专利文献1所述的技术，由于通过降低P向铁素体晶界的偏析从而使冲击试验时的断裂转变温度下降，因此当不存在铁素体或者铁素体极少时难以适用。
此外，对于专利文献2所述的技术，由于为含有70%以上微细铁素体的组织，因此虽然能够高强度化至617MPa，但难以稳定地确保拉伸强度：780MPa以上的高强度，存在有钢板强度不足的问题。
另外，对于专利文献3，虽然可以确保拉伸强度：780MPa以上的高强度，但由于贝氏体的组织控制不足，因此其问题在于尚不具备足以用作汽车部件的韧性。
如上所述，一直以来，拉伸强度为780MPa以上的高强度热轧钢板，难以获得充分令人满意的韧性提高。
本发明的目的在于有利地解决上述问题，提供一种即使在将拉伸强度高强度化至780MPa以上时，也具有优良的韧性的高强度热轧钢板及其有利的制造方法。
用于解决问题的方法
于是，本发明人为了改善拉伸强度（TS）为780MPa以上、并且板厚为4.0～12mm的高强度热轧钢板的韧性而反复地进行了深入研究，结果得到以下见解。
本发明人发现，通过以微细贝氏体作为主相，具体来说为贝氏体的百分比超过95%，并且贝氏体相的平均粒径为3μm以下，同时减少板厚方向上的硬度分布，由此，可以保持TS：780MPa以上的高强度，并且显著提高韧性。
这可以认为是，通过使板厚整体中形成微细贝氏体，从而抑制了裂纹的发展，并同时抑制了因表层脱碳的影响和中央偏析的影响而导致的部分组织的脆化，由此实现了韧性有利的提高。本发明是基于上述见解反复进行研究而最终完成的。
也就是说，本发明的主要构成如下所述。
1.一种韧性优良的高强度热轧钢板，其特征在于其组成以质量%计，含有C：0.04～0.12%、Si：0.5～1.2%、Mn：1.0～1.8%、P：0.03%以下、S：0.0030%以下、Al：0.005～0.20%、N：0.005%以下和Ti：0.03～0.13%，且余量为Fe和不可避免的杂质，并且，贝氏体相的面积率超过95%，该贝氏体相的平均粒径为3μm以下，此外，离表层50μm处的维氏硬度与板厚1/4处的维氏硬度之差ΔHv1为50以下，板厚1/4处的维氏硬度与板厚1/2处的维氏硬度之差ΔHv2为40以下，并且板厚为4.0mm以上且12mm以下，拉伸强度为780MPa以上。
2.如前述1所述的韧性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，前述钢板的组成以质量%计，进一步含有Ni：0.01～0.50%。
3.如前述1或2所述的韧性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，前述钢板的组成以质量%计，进一步含有选自Nb：0.005～0.10%、V：0.002～0.50%、Mo：0.02～0.50%、Cr：0.03～0.50%、B：0.0002～0.0050%、Cu：0.01～0.50%、Ca：0.0005～0.0050%和REM：0.0005～0.0100%中的1种或2种以上。
4.一种韧性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将由前述1至3中任一项所述的成分组成所形成的钢原材加热至1200～1350℃后，在精轧温度：Ar3～（Ar3+80℃）、未再结晶温度区的轧制率：40%以上的条件下进行热精轧，并在热轧结束后以平均冷却速度：25℃/秒以上的速度冷却至卷取温度：300～500℃。
发明效果
根据本发明，可以稳定地得到维持拉伸强度：780MPa以上的高强度并同时提高了韧性的热轧钢板，这在工业上极其有用。
此外，如果将本发明的高强度热轧钢板用于汽车的结构部件或卡车的框架，则可以确保汽车的安全性并且减轻车身的重量，进而能够降低环境负荷。
具体实施方式
以下，具体说明本发明。
首先，对于在本发明的高强度热轧钢板中，将钢板的成分组成限定在前述范围中的理由进行说明。需要说明的是，表示各成分元素的含量的“%”，只要没有特别说明，则表示“质量%”。
C：0.04～0.12%
C是对于高强度化有效的元素，并促进了贝氏体的形成。此外，通过添加C，降低了贝氏体相变点，从而使贝氏体组织变得微细，因此对于提高韧性是有效的。由此，在本发明中必须使C量为0.04%以上。另一方面，如果C量超过0.12%，则粗大的渗碳体增加，不仅韧性下降，焊接性也下降，因此使其上限为0.12%。另外，优选为0.05%以上0.09%以下的范围。
Si：0.5～1.2%
Si是通过抑制粗大的渗碳体的生成而有助于提高韧性的元素，为了得到该效果，必须添加0.5%以上。另一方面，如果添加量超过1.2%，则不仅钢板的表面性状显著劣化，韧性下降，而且会导致化学转化处理性和耐腐蚀性下降，因此使Si的上限为1.2%。另外，其优选为0.6%以上且1.0%以下的范围。
Mn：1.0～1.8%
Mn是对高强度化有效的元素，其不仅通过固溶强化而有助于高强度化，并且还是通过提高淬透性，促进贝氏体生成，从而有助于提高韧性的元素。为了得到这种效果，必须添加1.0%以上。另一方面，如果添加量超过1.8%，则中心偏析显著，韧性下降。因此，将Mn量限定在1.0～1.8%的范围内。另外，优选为1.2%以上且1.5%以下的范围。
P：0.03%以下
P具有通过固溶而增加钢强度的作用，但是向晶界、特别是原奥氏体晶界偏析，从而导致韧性及加工性的下降。因此，在本发明中，优选尽量减少P，但也可以允许含有0.03%以下。另外，优选为0.01%以下。
S：0.0030%以下
S与Ti或Mn结合而形成硫化物，使钢板的韧性下降。因此，希望尽量减少S量，但也可以允许至0.003%。另外，优选为0.002%以下，并进一步优选为0.001%以下。
Al：0.005～0.20%
Al起到脱氧剂的作用，是对提高钢板洁净度有效的元素。为了得到这种效果，必须添加0.005%以上。另一方面，如果含量超过0.20%，则不仅氧化物类夹杂物显著增加，韧性下降，而且成为钢板表面瑕疵的原因。因此，将Al量限定为0.005～0.20%的范围。另外，优选为0.02～0.06%的范围。
N：0.005%以下
N在高温下与Ti等氮化物形成元素结合，并以氮化物的形式析出，特别是在高温下容易与Ti结合而形成粗大的氮化物，使韧性下降，因此在本发明中优选尽可能地减少。因此，使其上限为0.005%。另外，优选为0.004%以下，进一步优选为0.003%以下。
Ti：0.03～0.13%
Ti有助于奥氏体晶粒的微细化，并且使最终获得的钢板组织微细化，从而有助于韧性的提高。为了得到这种效果，必须含有0.03%以上。另一方面，如果超过0.13%而过量含有，则会导致粗大析出物的增加，使韧性降低。因此，将Ti限定为0.03～0.13%的范围。另外，优选为0.05～0.11%的范围。
以上，对于基本成分进行了说明，但本发明中除此以外，作为改善韧性和强度的元素，还可以含有Ni。
Ni：0.01～0.50%
Ni不仅使韧性提高，而且还通过提高淬透性使贝氏体相容易形成，有助于高强度化。为了得到该效果，必须添加0.01%以上，但如果含量超过0.50%，则容易生成马氏体，从而导致韧性和加工性下降。因此，在含有Ni时，优选为0.01～0.50%的范围。
在本发明中，还可以在以下范围内含有选自Nb、V、Mo、Cr、B、Cu、Ca和REM中的1种或2种以上。
Nb：0.005～0.10%
Nb不仅通过提高淬透性而使贝氏体相容易生成，从而有助于提高韧性和高强度化，而且还有助于奥氏体晶粒的微细化，并且通过使最终所得的钢板组织微细化而有助于韧性的提高。为了得到这种效果，必须含有0.005%以上。然而，含量超过0.10%，则容易生成粗大的析出物，并且导致韧性和加工性下降。因此，在含有Nb时，优选为0.005～0.10%的范围。
V：0.002～0.50%
V通过提高淬透性而使贝氏体相容易形成，从而有助于提高韧性和高强度化。为了得到这种效果，必须含有0.002%以上，但如果超过0.50%而过量含有，则会导致粗大析出物的增加，使韧性和加工性下降。因此，在含有V时，优选为0.002～0.50%的范围。更优选为0.05～0.40%的范围。
Mo：0.02～0.50%
Mo使淬透性提高从而使贝氏体相容易形成，有助于提高韧性和高强度化。为了得到这种效果，必须含有0.02%以上，但如果含量超过0.50%，则容易生成马氏体相，导致韧性和加工性下降。因此，在含有Mo时，优选为0.02～0.50%的范围。
Cr：0.03～0.50%
Cr通过提高淬透性而使贝氏体相容易生成，从而有助于提高韧性和高强度化。为了得到这种效果，必须添加0.03%以上，但如果含量超过0.50%，则容易生成马氏体相，导致韧性和加工性下降。因此，在含有Cr时，优选为0.03～0.50%的范围。
B：0.0002～0.0050%
B抑制铁素体从奥氏体晶界生成并生长，并且通过提高淬透性使贝氏体相容易生成，有助于提高韧性和高强度化。当其为0.0002%以上时可以得到这种效果，但如果超过0.0050%，则加工性下降。因此，在含有B时，优选为0.0002～0.0050%的范围。
Cu：0.01～0.50%
Cu作为固溶元素使钢的强度增加，同时通过提高淬透性使贝氏体相容易形成，有助于高强度化以及韧性的提高。为了得到这种效果，必须添加0.01%以上，但含量超过0.50%会导致表面性状的下降。因此，在含有Cu时，优选为0.01～0.50%的范围。
Ca：0.0005～0.0050%
Ca是将硫化物的形状球状化，从而改善硫化物对韧性的不良影响的有效元素。当其为0.0005%以上时可以得到这种效果，但如果含量超过0.0050%，则不仅会导致夹杂物等的增加，使韧性下降，而且还会引起表面缺陷和内部缺陷等。因此，在含有Ca时，优选为0.0005～0.0050%的范围。
REM：0.0005～0.0100%
稀土元素（REM）和Ca一样，是将硫化物的形状球状化，从而改善硫化物对韧性的不良影响的有效元素。当其为0.0005%以上时可以得到这种效果，但如果含量超过0.0100%，则不仅会导致夹杂物等的增加，使韧性下降，而且还容易引起表面缺陷及内部缺陷。因此，在含有REM时，优选为0.0005～0.0100%的范围。
上述元素之外的余量，为Fe和不可避免的杂质。
接着，对本发明的高强度钢板的组织进行说明。
本发明的钢板组织，必须为贝氏体相相对于组织整体的面积率超过95%，并且该贝氏体相的平均粒径为3μm以下的微细贝氏体相为主相的组织。由此，可以形成兼具有拉伸强度：780MPa以上的高强度和优良的韧性的热轧钢板。当贝氏体相的面积率为95%以下或者贝氏体相的平均粒径超过3μm时，无法兼具有拉伸强度：780MPa以上的高强度和优良的韧性。另外，优选贝氏体相为98%以上，并进一步优选为为贝氏体单相。此外，贝氏体相的粒径越微细，则韧性提高的效果越好，因此从该观点考虑，优选平均粒径为2μm以下。
另外，作为主相以外的第二相，有时还混入了铁素体、马氏体、珠光体、残余奥氏体和渗碳体等，并且只要它们的总量为5%以下，就没有问题。但如果上述第二相的平均粒径变大，则容易从主相和第二相的界面产生裂纹，韧性下降，因此优选使第二相的平均粒径为3μm以下。更优选为2μm以下。
板厚方向的硬度差
·离表层50μm处与板厚1/4处的维氏硬度差ΔHv1≤50
·板厚1/4处和板厚1/2处的维氏硬度差ΔHv2≤40
由于裂纹的产生和发展是在材料最薄弱的部分进行的，因此对于作为本发明的对象的板厚为4.0mm以上且12mm以下的板厚较厚的高强度热轧钢板而言，通过使材质均匀，即减小板厚方向的硬度差，可以有效地抑制裂纹的产生和发展，从而提高韧性。通常，因表层脱碳而存在有软化的倾向，而如果过度脱碳，则韧性下降，因此必须使表层部和板厚内部的硬度差为一定程度以下。具体来说，必须使离表层50μm处与板厚1/4处的维氏硬度差ΔHv1为50点（ポイント）以下。更优选为30点以下。此外，在板厚1/2处，如果因铸造时的中央偏析而导致硬化，并且与周围的硬度差变大，则韧性下降，因此也必须使硬度差为一定程度以下。具体来说，必须使板厚1/4处与板厚1/2处的维氏硬度差ΔHv2为40点以下。优选为25点以下。
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，对于钢原材的制造方法来说，没有特别限定，可以任意使用在转炉或电炉中熔炼上述组成的钢水，并优选在真空脱气炉进行二次精炼后，通过连铸等形成钢坯等钢原材的常用方法。
原材加热温度：1200～1350℃
在钢坯等钢原材中，Ti等碳氮化物形成元素大部分以粗大的碳氮化物的形式存在。由于粗大的析出物使韧性下降，因此必须在热轧前使其暂时固溶。为此，需要加热至1200℃以上。另一方面，如果超过1350℃进行加热，则氧化皮产生量变多，并且会因氧化皮印痕等而导致表面品质劣化。因此，将钢原材的加热温度限定为1200～1350℃的范围。优选为1230～1300℃的范围。另外，从使碳氮化物固溶的观点考虑，优选使1200℃以上的温度范围中的滞留时间为1800秒以上。
精轧温度：Ar3～（Ar3+80℃）、未再结晶温度区的轧制率≥40%
为了在板厚整体中使组织形成微细的贝氏体，必须使热精轧温度为低温，并且使应变在奥氏体中累积从而增加贝氏体的生成位点，然后再以后述的冷却速度冷却至预定的卷取温度。也就是说，作为热轧条件，使精轧温度为（Ar3+80℃）以下，并且未再结晶温度区的轧制率为40%以上是很重要的，由此，可以得到平均粒径为3μm以下的微细贝氏体。另一方面，当精轧温度不到Ar3时，由于在铁素体+奥氏体的双相区进行轧制，因此轧制后残留有加工组织，韧性和加工性下降。因此，将精轧温度限定为Ar3～（Ar3+80℃）的范围。此外，如果未再结晶温度区的轧制率不到40%，则难以充分地进行贝氏体的微细化，因此使未再结晶温度区的轧制率为40%以上。
另外，温度越低并且轧制率越大，则贝氏体相的微细化越有效，因此优选精轧温度为（Ar3+50℃）以下，未再结晶温度区的轧制率为50%以上。
此处所谓的未再结晶温度区，例如可以通过以下方法确定。从钢坯上切下小片，在实验室中改变温度进行热轧，并在轧制后立即对热轧钢板进行水冷，从水冷后的热轧钢板上切下组织观察用的样品，通过镜面研磨和3%硝酸乙醇溶液腐蚀使组织露出，再通过图像分析研究奥氏体的再结晶率，求出奥氏体的再结晶率不到50%的温度范围，如果为该温度范围，则将其称为未再结晶温度区。
从精轧温度到卷取温度的冷却速度：25℃/秒以上
为了使组织成为微细贝氏体，必须在以前述条件进行热轧后，通过急冷而冷却至预定的卷取温度。当冷却到卷取温度的冷却速度不到25℃/秒时，冷却中铁素体的生成显著进行，或生成珠光体，从而无法得到所希望的强度和韧性。因此，使从精轧温度到卷取温度的冷却速度为25℃/秒以上。
卷取温度：300～500℃
如果卷取温度低于300℃，则钢中非常硬质的马氏体和残余奥氏体显著增加，从而韧性下降，因此使卷取温度的下限为300℃。优选为350℃以上。另一方面，当其超过500℃时，不仅卷取后容易发生脱碳，表层部分的硬度下降，从而导致韧性下降，并且还会因在表层组织的晶界生成氧化物而导致韧性下降。因此，使卷取温度为500℃以下。温度越低，则贝氏体组织越容易微细化，因此优选为460℃以下。
另外，卷取后，可以通过常规方法对热轧板进行表面光轧，并且也可以进行酸洗除去氧化皮。或者，还可以实施热镀锌、电镀锌等镀覆处理或化学转化处理。
实施例
将表1所示组成的钢在转炉中熔炼，并通过连铸法形成钢坯（钢原材）。接着，对这些钢原材，在表2所示的条件下实施加热、热轧、冷却、卷取等，形成热轧钢板。
此处，对于Ar3点，通过从钢坯上切下小片，在实验室中在和表2所示的加热和热轧条件相同的条件下进行轧制，轧制后进行空气冷却，测定空气冷却中的钢板温度，并分析所得的冷却曲线而求出。
此外，对于未再结晶温度区的轧制率，是在实验室中，在表2所示的加热条件下进行轧制，再通过上述方法求出未再结晶温度区，并作为该未再结晶温度区的总轧制率而求出。
从所得的热轧钢板上裁取试验片，并通过下述方法求出组织百分比、粒径、硬度和硬度差。此外，通过拉伸试验，求出屈服强度（YP）、拉伸强度（TS）、伸长率（EL），并进一步通过夏比试验求出延性－脆性转变温度（vTrs），评价韧性。
·组织百分比
对于组织百分比，是对与轧制方向平行的板厚截面，用3%硝酸乙醇溶液使组织露出，并使用扫描电子显微镜（SEM）以3000倍的倍率对板厚1/4处观察3个视野，并通过图像处理对各相的面积率进行定量。
·各相的粒径
使用上述组织百分比测定所用的3000倍的SEM照片，画出2根相对于板厚方向倾斜45°并且长度为80mm的直线，使它们彼此正交，并分别测定该直线与贝氏体相各晶粒交叉的线段长度，求出所得的线段长度的平均值，作为贝氏体相的平均粒径。
·拉伸试验
以使拉伸方向与轧制方向呈直角的方式裁取JIS5号试验片（GL：50mm），并通过基于JIS Z2241的方法进行拉伸试验，求出屈服强度（YP）、拉伸强度（TS）和伸长率（EL）。
·硬度
对与轧制方向平行的板厚截面进行镜面研磨后，使用显微维氏试验机，对离表层50μm的位置施加0.98N（100gf）的载荷、对板厚1/4和板厚1/2位置施加4.9N（500gf）的载荷，并对各位置测定5点，计算5点中除去最大值和最小值的3点的平均值，作为各位置的硬度，并求出板厚1/4处与离表层50μm处的硬度差ΔHv1以及板厚1/2处和板厚1/4处的硬度差ΔHv2。
·夏比试验
以使试验片的长度方向与轧制方向呈直角的方式从所得的热轧板上裁取长55mm×高10mm×宽5mm的小尺寸试验片，并对试验片中央加工深度为2mm的V形缺口，根据JIS Z2242进行夏比试验，测定延性－脆性转变温度（vTrs），评价韧性。此处，对板厚超过5mm的热轧板进行两面研削，使板厚为5mm，制作样品，而对板厚不到5mm的热轧板，以原来厚度制作样品，并将这些样品用于夏比试验。另外，如果该vTrs值为－50℃以下，则可以说韧性优良。
将所得的结果示于表3。
表1
表2
表3
如表3所示，发明例的拉伸强度（TS）都为780MPa以上，并且延性－脆性转变温度（vTrs）都为－50℃以下，都兼具有优良的强度和韧性。相反，比较例的TS和vTrs中的至少一个较差。
Claims (4)
1.一种韧性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，其组成以质量%计，含有C：0.04～0.12%、Si：0.5～1.2%、Mn：1.0～1.8%、P：0.03%以下、S：0.0030%以下、Al：0.005～0.20%、N：0.005%以下和Ti：0.03～0.13%，且余量为Fe和不可避免的杂质，并且，贝氏体相的面积率超过95%，该贝氏体相的平均粒径为3μm以下，此外，离表层50μm处的维氏硬度与板厚1/4处的维氏硬度之差ΔHv1为50以下，板厚1/4处的维氏硬度与板厚1/2处的维氏硬度之差ΔHv2为40以下，并且板厚为4.0mm以上且12mm以下，拉伸强度为780MPa以上。
2.如权利要求1所述的韧性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，所述钢板的组成以质量%计，进一步含有Ni：0.01～0.50%。
3.如权利要求1或2所述的韧性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，所述钢板的组成以质量%计，进一步含有选自Nb：0.005～0.10%、V：0.002～0.50%、Mo：0.02～0.50%、Cr：0.03～0.50%、B：0.0002～0.0050%、Cu：0.01～0.50%、Ca：0.0005～0.0050%和REM：0.0005～0.0100%中的1种或2种以上。
4.一种韧性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，将由权利要求1至3中任一项所述的成分组成所形成的钢原材加热至1200～1350℃后，在精轧温度：Ar3～（Ar3+80℃）、未再结晶温度区的轧制率：40%以上的条件下进行热精轧，并在热轧结束后以平均冷却速度：25℃/秒以上的速度冷却至卷取温度：300～500℃。
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