奥氏体的淬透性而促进马氏体形成。此外，Mo是固溶于钢中通过固溶 强化而有助于钢板强度增加的元素。为了得到这些效果，需要含有0.01 %以上的Mo。另一 方面，含有超过0.50%的Mo会形成需要以上的马氏体，钢板的韧性降低。另外，Mo为高价 的元素，大量含有导致材料成本急剧上升。由此，Mo限定为0.01?0.50%的范围。需要说 明的是，Mo优选为0. 10?0.40%。
[0072] Cr :0· 01 ?0· 50%
[0073] Cr具有使γ - α相变延缓，有助于提高淬透性，促进马氏体形成的作用。为了得 到这样的效果，需要含有0,01 %以上的Cr。另一方面，含有超过0. 50%的Cr会产生使焊接 部多产生缺陷的倾向。因此，Cr限定为0.01?0.50%的范围。需要说明的是，Cr优选为 0. 20 ?0. 45%。
[0074] Ni:0. 01 ?0. 50%
[0075] Ni有助于提高淬透性，促进马氏体形成。此外，还是有助于提高韧性的元素。为 了得到这些效果，需要含有0. 01%以上的Ni。另一方面，即使含有超过0. 50%的Ni，其效 果饱和，也无法期待与含量相称的效果，因此在经济上是不利的。因此，Ni限定为0. 01? 0. 50%的范围。需要说明的是，Ni优选为0. 30?0. 45%。
[0076] 上述的成分为基本成分，但在本发明中，优选在上述的含有范围内调整上述的成 分，使得以下述式（1)定义的Moeq满足L 4?2. 2%的范围，
[0077] Moeq (% ) = Mo+0. 36Cr+0. 77Mn+0. 07Ni ·· ·· (I)
[0078] (其中，Mn、Ni、Cr、Mo :各元素的含量（质量％ ))。
[0079] Moeq是表示经冷却工序后残留在钢板中的未相变奥氏体的淬透性的指标。Moeq 低于1.4%时，未相变奥氏体的淬透性不足，在之后的卷取工序中相变为珍珠岩等。另一 方面，如果Moeq超过2. 2%，则生成需要以上的马氏体，韧性降低。因此，Moeq优选限定为 1.4?2. 2%的范围。如果Moeq为1.5%以上，则成为低屈服比，进而变形能提高。因此，更 优选为1. 5%以上。
[0080] 在本发明中，可以在上述的成分范围内根据需要进一步含有选自Cu :0.50%以 下、V :0. 10%以下、B :0. 0005%以下中的1种或2种以上、和/或Ca :0. 0005?0. 0050% 作为选择元素。
[0081] 选自Cu :0. 50%以下、V :0. 10%以下、B :0. 0005%以下中的1种或2种以上
[0082] Cu、V、B均是有助于钢板高强度化的元素，可根据需要选择含有。
[0083] V、Cu通过固溶强化或析出强化而有助于钢板的高强度化。另外，B在晶界中偏析， 通过提高淬透性而有助于钢板的高强度化。为了得到这样的效果，优选含有Cu :0. 01 %以 上、V :0.01 %以上、B :0.0001 %以上。另一方面，含有Cu超过0.50%会使热加工性降低。 含有V超过0.10%会使焊接性降低。含有B超过0.0005%会使钢板的韧性降低。因此，在 含有的情况下，优选限定为Cu :0. 50%以下、V :0. 10%以下、B :0. 0005%以下。
[0084] Ca :0· 0005 ?0· 0050 %
[0085] Ca是使粗大的硫化物视为球状的硫化物而有助于控制硫化物形态的元素，可根 据需要含有。为了得到这样的效果，优选含有Ca :0.0005%以上。另一方面，含有Ca超 过0. 0050 %会使钢板的清洁度降低。因此，在含有的情况下，优选限定为Ca :0. 0005? 0. 0050%的范围。
[0086] 除了上述成分以外，余量由Fe及不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，可 允许 N :0· 005% 以下、0 :0· 005% 以下、Mg :0· 003% 以下、Sn :0· 005% 以下。
[0087] 接着，对本发明的低屈服比高强度热轧钢板的组织限定理由进行说明。
[0088] 本发明的低屈服比高强度热轧钢板具有上述的组成，此外，板厚方向表面侧层 (以下，也有时仅称为表层）和板厚方向内面侧层（以下，也有时仅称为内层）具有不同的 组织。这里所说的"板厚方向表面侧层（表层）"是指在板厚方向距钢板表面背面深度小 于2mm的区域。另外，"板厚方向内面侧层（内层）"是指在板厚方向从钢板表面背面向内 侦幌度2mm以上的区域。
[0089] 板厚方向表面侧层（表层）具有如下的组织：由贝氏体铁素体相构成、或者由贝氏 体铁素体相和回火马氏体相构成，且贝氏体铁素体相的板条间距为〇. 2?1. 6 μ m。这里所 说的"贝氏体铁素体"是具有位错密度较高的下部组织的相，其包含针状铁素体、acicular ferrite。需要说明的是，贝氏体铁素体中不含位错密度极低的多边形铁素体及伴有细小的 亚晶粒等下部组织的准多边形铁素体。
[0090] 通过形成这样的组织，可以具备优异的均匀变形能。管成形由于是弯曲变形，因此 距离板厚中心的距离越远，板厚方向的加工变形越大，板厚越厚越显著，因此调整表层组织 很重要。
[0091] 另外，表层的贝氏体铁素体相的板条间距低于0.2 μπι时，位错密度较高，导致硬 度过度上升，引起管成形时的形状不良及破裂，因此需要特别注意。另一方面，如果板条间 距超过1. 6 μ m，则位错密度降低，难以确保期望的高强度，另外，还会成为强度不均的原因。 由此，将表层的贝氏体铁素体相的板条间距限定为0. 2?1. 6 μπι。需要说明的是，板条间距 可以通过以后述实施例中记载的方法从正侧方观察板条来测定。
[0092] 表层组织为贝氏体铁素体相为98%以上的实质上的单相组织，回火马氏体相优选 以面积比例计为2 %以下。含有超过2 %的回火马氏体相会使表层部的截面硬度上升，与板 厚内部相比，表层硬化，并且容易使显示硬度不均匀分布的情况变多。需要说明的是，回火 马氏体的平均粒径优选为3. 0 μ m以下。如果平均粒径超过3. 0 μ m，则有时表层部的硬度产 生不均勾。此外，回火马氏体的最大粒径优选为4.0 μπι以下。如果最大粒径超过4.0 μπι， 则容易产生表层部硬度不均及对造管后的形状带来不良影响。因此，优选回火马氏体以最 大粒径4. 0 μπι以下的形式均匀分散。需要说明的是，上述组织可以通过在制造条件中将精 轧中930°C以下的温度区域的累积压下率设为50%以上、并在精轧结束后的冷却工序中实 施下述冷却而得到，所述冷却包括一次冷却和二次冷却，所述一次冷却是以板厚中心部温 度计以平均5?30°C /秒的冷却速度在750?600°C的温度区域冷却，并在600?450°C 温度区域的冷却停止温度停止冷却，所述二次冷却是以板厚中心部温度计以平均2°C /秒 以下的冷却速度从上述一次冷却的冷却停止温度冷却至卷取温度，或者使其在上述一次冷 却的冷却停止温度至卷取温度的温度区域滞留20秒钟以上，并且，对上述一次冷却进行调 整，使得以表面温度计在600?450°C的温度区域的冷却速度为平均100°C /秒以下、且冷 却停止温度以表面温度计为（Ms相变点一 20°C)以上。另外，平均粒径及最大粒径可以通 过后述实施例中记载的方法测定。另外，表层部组织是与以下所示的内层部组织不同的组 织。
[0093] 板厚方向内面侧层（内层）具有以贝氏体铁素体为主相、且包含主相和第二相的 组织。这里，主相是指以面积比例计具有50%以上的占有面积的相。需要说明的是，为了确 保所期望的高强度，优选在作为主相的贝氏体铁素体中析出微细的碳氮化物。
[0094] 作为主相的贝氏体铁素体相具有板条间距为0. 2?1. 6 μ m的特征。板条间距低于 0. 2 μ m时，位错密度高，导致硬度过度上升，起因于形成于块状马氏体相周边的变形的可动 位错无法充分地发挥作用，容易阻碍低屈服比。另一方面，如果板条间距超过1. 6 μ m，则位 错密度降低，难以确保所期望的高强度，也会成为强度不均的原因。因此，内层的贝氏体铁 素体的板条间距限定为〇. 2?1. 6 μπι。
[0095] 需要说明的是，作为主相的贝氏体铁素体相优选具有IOym以下的平均粒径。由 此，可减少韧性不均。如果贝氏体铁素体相的平均粒径超过10 μm而变大，则细粒和粗粒混 合存在，低温韧性容易发生变化。
[0096] 内层中的第二相为以面积比例计1. 4?15%的长宽比低于5. 0的块状马氏体相。 需要说明的是，本发明中所说的块状马氏体是在轧制后的冷却工序中在旧γ粒界或旧γ 粒内由未相变奥氏体生成的马氏体。在本发明中，使这样的块状马氏体分散于旧γ粒界或 作为主相的贝氏体铁素体粒与贝氏体铁素体粒之间。马氏体与主相相比较硬，可以在加工 时在贝氏体铁素体中引入大量可动位错，从而可以使屈服行为成为连续屈服型。另外，马氏 体具有比贝氏体铁素体更高的拉伸强度，因此可实现低屈服比。另外，通过使马氏体为长 宽比低于5.0的块状马氏体，可以在周围的贝氏体铁素体中引入更多的可动位错，从而对 提高变形能是有效的。马氏体的长宽比为5.0以上时，成为棒状马氏体（非块状马氏体）， 无法实现所期望的低屈服比，但可以允许以面积比例计棒状马氏体相对于马氏体总量低于 30%。块状马氏体优选以面积比例计为马氏体总量的70%以上。需要说明的是，长宽比可 以通过后述实施例中记载的方法测定。
[0097] 在内层中，以面积比例计分散1. 4?15%的作为第二相的块状马氏体相。块状马 氏体以面积比例计低于1.4%时，难以确保所期望的低屈服比。另一方面，如果块状马氏体 以面积比例计超过15%而变多，则低温韧性明显降低。因此，块状马氏体限定为1. 4?15% 的范围。另外，优选为10%以下。需要说明的是，面积比例可以通过后述实施例中记载的 方法测定。另外，块状马氏体的尺寸优选最大为5.0 μπι以下、平均为0.5?3.0 μπι。如果 块状马氏体的平均尺寸粗大化至超过3. 0 μ m，则容易成为脆性破坏的起点，或者容易促进 龟裂的传播，因此低温韧性降低。另外，平均尺寸低于〇. 5 μ m时，粒子过细而使可动位错向 周边的贝氏体铁素体中的引入量减少。另外，如果最大超过5.0μπι，则韧性降低。因此，块 状马氏体的尺寸